MINISTÉRIO DA DEFESA EXÉRCITO BRASILEIRO … · 5 AGRADECIMENTOS Após esta árdua e gratificante...
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MINISTÉRIO DA DEFESA
EXÉRCITO BRASILEIRO
DEPARTAMENTO DE CIÊNCIA E TECNOLOGIA
INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA
CURSO DE DOUTORADO EM CIÊNCIA DOS MATERIAIS
CELSO RENATO DE SOUZA RESENDE
ESTUDO DE LIGAS BIOABSORVÍVEIS BASEADAS EM Mg.
Rio de Janeiro
2014
INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA
CELSO RENATO DE SOUZA RESENDE
ESTUDO DE LIGAS BIOABSORVÍVEIS BASEADAS EM Mg.
Tese de Doutorado apresentada ao Curso de Pós-Graduação em Ciência dos Materiais do Instituto Militar de Engenharia, como requisito parcial para a obtenção do título de D o u t o r em Ciências em Ciência dos Materiais.
Orientador: Prof. Carlos Nelson Elias, D.C.
Rio de Janeiro 2014
2
C2014
INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA
Praça General Tibúrcio, 80 – Praia Vermelha
Rio de Janeiro – RJ CEP: 22290-270
Este exemplar é de propriedade do Instituto Militar de Engenharia, que poderá incluí-lo
em base de dados, armazenar em computador, microfilmar ou adotar qualquer forma de
arquivamento.
É permitida a menção, reprodução parcial ou integral e a transmissão entre bibliotecas
deste trabalho, sem modificação de seu texto, em qualquer meio que esteja ou venha a
ser fixado, para pesquisa acadêmica, comentários e citações, desde que sem finalidade
comercial e que seja feita a referência bibliográfica completa.
Os conceitos expressos neste trabalho são de responsabilidade do(s) autor(es) e do(s)
orientador(es).
620.11
Resende, Celso Renato de Souza
R433e Estudo de ligas bioabsorvíveis baseadas em Mg / Celso Renato de Souza Resende, orientado por Carlos Nelson Elias – Rio de Janeiro: Instituto Militar de Engenharia, 2014. 158p. : il. Tese (Doutorado) – Instituto Militar de Engenharia, Rio de Janeiro, 2014. 1. Curso de Ciência dos materiais – teses e dissertações. 2. Ligas bioabsorvíveis. 2. Biodegradação I. Elias, Carlos Nelson. II. Título. III. Instituto Militar de Engenharia.
4
Dedico este trabalho à minha esposa Lívia, ao meu
filho Bruno e ao meu orientador Carlos Nelson
Elias. O apoio incondicional e incentivo de vocês
tornou possível a concretização deste sonho.
5
AGRADECIMENTOS
Após esta árdua e gratificante jornada agradeço a Deus e a todas as pessoas
que contribuíram para a realização deste trabalho, em especial.
À minha esposa Lívia, por todo seu apoio, companheirismo, dedicação e
sacrifício durante meus longos períodos de ausência;
Aos meus pais Celso e Dione, pelo apoio e mensagens de incentivo nos
momentos mais críticos;
Ao meu orientador Carlos Nelson Elias, pela sabedoria, competência, conduta
e disponibilidade em minha orientação. Seus ensinamentos e seus exemplos
tornaram-se base sólida em minha trajetória.
Ao amigo Rodrigo Félix pelo acolhimento, apoio e incentivo, fundamentais
neste trabalho.
Ao Heraldo Elias Salomão pela ajuda e pela amizade sólida construída
naturalmente durante este período.
Ao meu sobrinho Yuri Resende por todo apoio e incentivo.
Aos amigos que colaboraram de forma amiga e cordial para a obtenção dos
resultados aqui apresentados: Do CBPF: Marcelo Tanaka, Mariana Giffoni, Paula
Roberta, Cilene Labre e Cléo Martins; Da UFRJ: Profª Susana Losada Dias; Da
UFSCAR: Profª Telma Blanco Matias; Da UFJF: Profª Flávia de Paoli; Do Instituto Vital
Brasil: Luis Eduardo, Andréa Sobrinho, Valéria Yugue e José DaCasa; Da
UNIGRANRIO: Fábio Monteiro e Jacqueline Cavalcanti; Da UNIPAC: Hugo Fajardo.
Aos amigos e companheiros de curso, em especial ao Daniel Jogaib, Ubiratan
Oliveira, Angela Dalvi e Alexandre Lopes.
Ao Hector Borja e ao Joel dos Santos pela amizade e apoio.
Aos professores e funcionários do IME, em especial aos Professores Marcelo
Prado e Leila Cruz pela acolhida e orientação.
Às minhas auxiliares Fabiana, Sueli e Rose e aos meus pacientes, por todo
apoio e compreensão por tantos momentos de ausência.
6
SUMÁRIO
LISTA DE ILUSTRAÇÕES .................................................................................... 10
LISTA DE QUADROS.................................. ...........................................................13
LISTA DE TABELAS ............................................................................................. 15
LISTA DE SÍMBOLOS .......................................................................................... 17
LISTA DE SIGLAS ................................................................................................ 18
1 INTRODUÇÃO .......................................................................................... 21
2 OBJETIVO ................................................................................................ 23
3 REVISÃO DE LITERATURA ..................................................................... 24
3.1 Características gerais do magnésio .......................................................... 24
3.2 Nomenclatura das ligas de magnésio ........................................................ 27
3.3 Estrutura cristalina do magnésio e suas ligas ............................................ 28
3.4 Ligas de magnésio .................................................................................... 28
3.4.1 Ligas amorfas de mg (vidros metálicos baseados em mg) ........................ 31
3.4.2 Ligas de magnésio e cálcio ....................................................................... 36
3.4.3 Ligas de magnésio e zinco ........................................................................ 37
3.4.4 Ligas de magnésio, zinco e cálcio ............................................................. 40
3.4.5 Ligas de magnésio e terras raras (tr) ......................................................... 44
3.5 Esterilização dos dispositivos à base de magnésio ................................... 51
3.6 Propriedades mecânicas das ligas de mg ................................................. 52
3.7 Tratamento das ligas de magnésio ............................................................ 58
3.7.1 Processos mecânicos de modificação da superfície ................................. 61
7
3.7.2 Processos físicos e químicos de modificação da superfície .............................. 62
3.8 Desenvolvimento de novas estruturas ....................................................... 67
3.9 Corrosão e degradação do magnésio e suas ligas .................................... 68
3.10 Teorias da corrosão para o magnésio........................................................ 72
3.11 Mecanismos de corrosão biológica do magnésio ...................................... 74
3.12 Degradação in vivo do mg ......................................................................... 78
3.13 Biomateriais ............................................................................................... 80
3.14 Classificação dos biomateriais .................................................................. 82
3.14.1 Materiais bioabsorvíveis ............................................................................ 82
3.15 Biocompatibilidade .................................................................................... 83
3.16 Utilização do magnésio e suas ligas como biomaterial .............................. 85
3.17 Dispositivos a base de mg utilizados em ortopedia ................................... 86
3.18 Stents à base de magnésio ....................................................................... 88
4 MATERIAIS E MÉTODOS ......................................................................... 89
4.1 Materiais .................................................................................................... 89
4.1.1 Obtenção da fita mg65zn30ca5 por solidificação ultrarrápida via melt-spinning .. 89
4.1.2 Obtenção das ligas mg2ca2gd e mg0,8ca4nd ........................................... 90
4.1.3 Tratamento térmico da fita amorfa de mg65zn30ca5 ................................ 90
4.1.4 Esterilização das ligas ............................................................................... 91
4.2 Microestrutura ............................................................................................ 91
4.2.1 Microscopia óptica ..................................................................................... 91
4.2.2 Microscopia eletrônica de varredura .......................................................... 92
4.2.3 Análise por difração de raios x .................................................................. 92
4.3 Caracterização térmica .............................................................................. 92
4.4 Caracterização química ............................................................................. 93
8
4.5 Corrosão das ligas ..................................................................................... 94
4.6 Propriedade mecânica (nano dureza e dureza das ligas) ......................... 94
4.6.1 Nano dureza da fita mg65zn30ca5 ............................................................... 94
4.6.2 Dureza das ligas mg2ca2gd e mg0,8ca4nd .................................................. 94
4.7 Avaliação da citotoxicidade das ligas ........................................................ 95
4.8 Testes em animais ..................................................................................... 97
4.8.1 Cirurgia ...................................................................................................... 97
4.8.2 Hemograma e sorologia .......................................................................... 100
4.8.3 Histologia e histopatologia (rins e fígado) ................................................ 100
4.8.4 Exame radiográfico .................................................................................. 101
5 RESULTADOS E DISCUSSÃO ............................................................... 102
5.1 Tratamento térmico da fita mg65zn30ca5 ................................................... 102
5.2 Caracterização da microestrutura ............................................................ 103
5.2.1 Liga mg-zn-ca .......................................................................................... 103
5.2.2 Ligas mg2ca2gd e mg0,8ca4nd ................................................................... 116
5.3 Caracterização térmica ............................................................................. 119
5.4 Caracterização química das ligas ............................................................ 123
5.5 Corrosão em nacl .................................................................................... 130
5.6 Propriedades mecânicas ......................................................................... 133
5.6.1 Nanodureza da fita .................................................................................. 133
5.6.2 Dureza rockwell b das ligas mg2ca2gd e mg0,8ca4nd. ........................... 134
5.7 Avaliação da resposta celular in vitro (citotoxicidade e proliferação celular)134
5.8 Hemograma e sorologia .......................................................................... 137
5.9 HISTOLOGIA E HISTOPATOLOGIA ................................................................... 141
5.10 EXAME RADIOGRÁFICO................................................................................ 145
9
6 CONCLUSÕES ....................................................................................... 147
7 REFERÊNCIAS BIBLIOGRAFICAS ....................................................... 150
10
LISTA DE ILUSTRAÇÕES
FIG. 3.1 Microestrutura do Mg puro, atacada quimicamente com nital 4% (a fase β rica em Mg encontra-se em destaque. Adaptado de AGUDELO et al, 2011). ................................................................................................................. 266
FIG. 3.2 Ilustração da formação de sólidos amorfos por resfriamento rápido (Adaptado de YETING et al., 2007) ......................................................... 322
FIG 3.3 Variação do comportamento mecânico dos vidros metálicos. .................. 333
FIG 3.4 Evolução de gás H2 x Porcentagem de Zn (DANEZ, 2011). .................... 366
FIG 3.5 Diagrama Ca-Mg (A.A. NAYEB-HASHEMI and J.B. CLARK, 1988). ........ 377
FIG 3.6 Diagrama Mg-Zn (J.B. CLARK, L. ZABDYR, and Z. MOSER, 1988). ....... 388
FIG 3.7 Imagens radiográficas após 12 semanas de implantação das ligas Mg-Ca e Mg-Ca-Zn na região do abdômen dorsal de ratos. a) Mg5Ca fundida; b) Mg5Ca extrudada; c) Mg5Ca1Zn fundida e d) Mg5Ca1Zn extrudada, não havendo indícios de bolhas de gás. ......................................................... 422
FIG. 3.8 Imagens histológicas 24 meses após a inserção de um parafuso da liga extrudada Mg5Ca1Zn no côndilo femoral de coelho Nova Zelândia. a) aumento de 3x e b) aumento de 10vezes, mostrando a deposição óssea ao redor do implante degradado. Em destaque um diagrama com corte transversal (esquerda) e do parafuso pronto para a fixação (direita). ..... 433
FIG. 3.9 Seção isotérmica do sistema Mg-Ca-Zn a 335°C com dois compostos ternários comparados com os dados experimentais de Clark (1961) onde A denota Ca2Mg6Zn3 e B denota Ca2Mg5Zn13. Rahman et al (2009). ......... 433
FIG. 3.10 Diagramas de fases dos sistemas binários. A - Mg-Gd (GUO et al 2007); B - Mg-Nd (NIU et al, 2010) ......................................................................... 488
FIG. 3.11 Diagrama de fase da região rica em Mg do sistema Mg-Ca-Gd a 400°C (FEI et al, 2013). ...................................................................................... 499
FIG. 3.12 Diagrama de fase da região rica em Mg do sistema Mg-Ca-Nd a 400°C (FEI et al, 2013). ........................................................................................ 50
FIG. 3.13 Imagens BSE (a) e difratograma (b) de uma amostra do sistema Mg-Ca-Gd em equilíbrio a 400°C (FEI et al, 2013) ................................................ 51
FIG. 3.14 Propriedades mecânicas do Mg puro e suas ligas./ YS (Limite de escoamento) – UTS (Resitência à tração) – Elongation (Alongamento) .. 544
FIG. 3.15 (a) Curva tensão-deformação sob compressão para as ligas Mg68Zn28Ca4 e Mg80Zn15Ca5 com diâmetros de 2 e 3 mm, respectivamente. (b) resistência à fratura das ligas Mg72-xZn28Cax (x=0-6) com diâmetros de 2 e 3 mm (Danez, 2011). ............................................ 588
FIG. 3.16 Teoria cinética mostrando o efeito diferença negativa (EDN), em relação ao comportamento preditivo normal esperado para os metais pela teoria Tafel (PERSAUD-SHARMA & MCGOROM, 2012) .................................... 71
11
FIG. 3.17 Corrosão localizada: A) aplicação de baixo potencial ou densidade de corrente e B) aplicação de alto potencial ou densidade de corrente (Persaud-Sharma & McGorom, 2012) ....................................................... 72
FIG. 3.18 Modelo dos íons monovalentes (PERSAUD-SHARMA & MCGOROM, 2012).......................................................................................................... 73
FIG. 3.19 Modelo de corrosão eletroquímica para a corrosão do magnésio proposto por Song et al., 1997 (PERSAUD-SHARMA & MCGOROM, 2012). .......... 74
FIG. 3.20 Microfotografia da superfície do magnésio após a realização de análise de polarização em uma solução de NaCl (50 ×). Adaptado de Persaud-Sharma & McGorom, 2012. ..................................................................................... 79
FIG. 3.21Taxa de hemólise de diversas ligas de magnésio (LI, 2013) ..................... 84
FIG. 4.1 Melt-spinner utilizado para a produção das fitas (Suguihiro, 2013). .......... 90
FIG. 4.2 Forno utilizado para o tratamento térmico da fita Mg65Zn30Ca5 amorfa, onde se observa os controladores de temperatura (centro) e as fitas acondicionadas em cadinhos cerâmicos. .................................................. 91
FIG. 4.3 Equipamento para DSC utilizado na caracterização térmica da fita Mg65Zn30Ca5. .......................................................................................... 93
FIG. 4.4 Durômetro utilizado para o ensaio de dureza Rockwell B ......................... 95
FIG. 4.5 Sequência cirúrgica. A- Acesso ósseo por planos; B- Perfurações ósseas; C- Fitas estéreis da liga Mg65Zn30Ca5 inseridas nas perfurações monocorticais da tíbia esquerda (D); E- Ligas estéreis em forma de hastes contendo os elementos Gd e Nd instaladas na tíbia direita e E- Membrana de colágeno instalada, interpondo-se entre a cortical óssea de acesso e o retalho mucoperiosteal............................................................................. 100
FIG. 4.6 Esquema utilizado para as incidências de R-X. ..................................... 1011
FIG. 5.1 Padrão de fratura da fita vistas ao MEV após tratamento térmico a 2800C, por 30(A), 45(B), 60(C) e 90min(D). ........................................................ 103
FIG. 5.2 Padrão homegêneo da fita amorfa .......................................................... 104
FIG. 5.3 Difratograma da fita Mg65Zn30Ca5 amorfa ................................................ 104
FIG. 5.4 MEV da fita com tratamento térmico a 2800C por 30 minutos. A – aumento de 100X, B- 1.000X, C – 10.000X e D – 20.000X .................................... 105
FIG. 5.5 Difratograma da fita com tratamento térmico a 2800C por 30 minutos exibindo os picos de difração das fases cristalinas α-Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13. .......................................................................................... 105
FIG. 5.6 Mev fita com tratamento térmico a 2800C por 45 minutos. A - aumento de 1000 X, B- 2.000X, C – 30.395X e D – 50.000X. ..................................... 106
FIG. 5.7 Difratograma da fita com tratamento térmico a 2800C por 45 minutos exibindo os picos de difração das fases cristalinas Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13. .......................................................................................... 107
FIG. 5.8 Mev fita com tratamento térmico a 2800C por 60 minutos. A – aumento de 1.000X, B- 2.462X e C e D – 5.000X ....................................................... 108
12
FIG. 5.9 Difratograma da fita com tratamento térmico a 2800C por 60 minutos exibindo os picos de difração das fases cristalinas Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13. .......................................................................................... 108
FIG. 5.10 Espectro obtido da liga ternária Mg65Zn30Ca5 fundida (MATIAS et al, 2012) ................................................................................................................. 110
FIG. 5.11 Mev fita com tratamento térmico a 2800C por 90 minutos. A – aumento de 100X, B- 1.000X, C – 1.500X e D – 5.000X ............................................. 111
FIG. 5.12 Difratograma da fita com tratamento térmico a 2800C por 60 minutos exibindo os picos de difração das fases cristalinas Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13. .......................................................................................... 111
FIG. 5.13 Fita com tratamento 90 min (vista da seção transversal) ....................... 112
FIG. 5.14 Sobreposição dos difratogramas das fitas com tratamento térmico a 2800C por 30, 45, 60 e 90 minutos exibindo os picos de difração das fases cristalinas Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13. ..................................................... 113
FIG. 5.15 Imagens obtidas por MEV após esterilização por radiação gama. Fita com tratamento térmico por 30 minutos (A e B); 60 minutos (C) e 90 minutos (D, E e F). ...................................................................................................... 114
FIG. 5.16 Pontos selecionados referentes às estruturas de óxidos na superfície da fita Mg65Zn30Ca5. .................................. Erro! Indicador não definido.115
FIG. 5.17 Picos referentes à composição química dos pontos selecionados na FIG. 43 ........................................................................................................... 1156
FIG. 5.18 Liga Mg-Ca-Gd: A- Borda e B – Centro .................................................. 116
FIG. 5.19 Liga Mg-Ca-Nd: A- Borda e B – Centro ................................................ 1167
FIG. 5.20 Liga Mg-Ca-Gd exibindo a distribuição de estrutura lamelar e precipitados de Mg5Gd (pontos claros indicados pela seta amarela) em aumentos de A - 500X, B – 1.000X, C- 5.000X e D – 12.000X. As setas vermelhas (Figura D) representam segregações de Mg/Gd, ................................................... 1178
FIG. 5.21 Liga Mg-Ca-Nd exibindo a distribuição de estrutura lamelar e precipitados da fase Mg41Nd5 (seta amarela) em aumentos de A - 500X, B – 1.000X, C- 2.000X e D – 5.000X. A seta vermelha (Figura D) indica uma região de segregação de Mg/Nd. .......................................................................... 1189
FIG. 5.22 Espectro da difração da liga Mg-Ca-Gd .................................................. 119
FIG. 5.23 Termogramas de DSC a taxa de aquecimento de 40 K/min correspondentes às amostras sem tratamento térmico [1] e com tratamento térmico a 280°C por 90 min [2]. ............................................................. 1201
FIG. 5.24 Diagramas de fases Mg-Zn, com transformação eutética Mg71Zn29 a 340°C (613K) - Rahman, 2009 ................................................................ 121
FIG. 5.25 Diagrama de fases Ca-Mg com transformação eutética Mg89,5Ca10,5 a 516,5 oC (789,5K) - Rahman, 2009........................................................ 1212
FIG. 5.26 TG e DSC da liga Mg2Ca2Gd ................................................................ 122
FIG. 5.27 TG e DSC da liga Mg0,8Ca4Gd ............................................................. 122
13
FIG. 5.28 Micrografia em MEV da fita Mg65Zn30Ca5 indicando alguns pontos de análise pelo EDS. .................................................................................... 125
FIG. 5.29 Micrografia da liga Mg2Ca2Gd ............................................................... 128
FIG. 5.30 Micrografia da liga Mg0,8Ca4Nd ............................................................ 129
FIG. 5.31 Curva de polarização para a fita amorfa Mg65Zn30Ca5 ........................... 130
FIG. 5.32 Curva de polarização para a fita Mg65Zn30Ca5 com tratamento térmico a 280°C por 90 minutos ............................................................................... 131
FIG. 5.33 Curva de polarização para a liga Mg2Ca2Gd ......................................... 131
FIG. 5.34 Curva de polarização para a liga Mg0,8Ca4Nd ...................................... 132
FIG. 5.35 Curvas de polarização das ligas estudadas plotadas conjuntamente..... 133
FIG. 5.36 Ensaio de citotoxicidade (XTT) e de proliferação celular (CVDE) da fita Mg-Zn-Ca em diferentes tempos de síntese e para ligas de terras raras Gd e Nd. Para análise estatística foi utilizado o método (ANOVA) e pos-test de Dunnett. As amostras foram normalizadas em porcentagem e comparadas ao controle negativo (células). Os valores significativos são indicados na figura. *p <0.01. ....................................................................................... 137
FIG. 5.37 Peças anatômicas dissecadas de um dos coelhos do grupo experimental A - Tíbia esquerda contendo as ligas Mg65Zn30Ca5; B - Aspecto ectoscópico dos rins e C - do fígado. Observa-se um aspecto de normalidade das peças anatômicas .............................................................................................. 142
FIG. 5.38 Imagens obtidas das tíbias esquerdas nos tempos de 3, 6 e 8 semanas após a implantação das ligas Mg-Zn-Ca ................................................. 144
FIG. 5.39 Tomadas radiográficas das tíbias direita e esquerda dos coelhos. Tomadas oclusais (A,C,E,G,I,K) e laterais (B,D,F,H,J,L) ......................... 146
14
LISTA DE QUADROS
Quadro 3.1 Dígitos usados na designação das ligas de Mg. .................................. 277
Quadro 3.2 Estado de fornecimento e tratamento térmico das ligas de Mg ........... 277
15
LISTA DE TABELAS
TAB. 3.1 Propriedades mecânicas de algumas ligas de Mg na temperatura
ambiente. ................................................................................................... 266
TAB. 3.2 Análise química dos elementos de liga em algumas ligas de Mg
(GÉRRARD et al, 2012). ............................................................................ 30
TAB. 3.3 Fases em equilíbrio presentes no campo rico em Mg para diversas ligas
do sistema Mg-Ca-Gd a 400°C (FEI et al, 2013). .................................... 488
TAB. 3.4 Fases em equilíbrio presentes no campo rico em Mg de várias ligas do
sistema Mg-Ca-Nd a 400°C (FEI et al, 2013). ......................................... 499
TAB. 3.5 Propriedades mecânicas de alguns materiais selecionados (Gérrard et
al., 2012). ................................................................................................. 533
TAB. 3.6 Propriedades mecânicas das ligas amorfas e cristalinas do sistema Mg-
Zn-Ca ....................................................................................................... 577
TAB. 3.7 Fila ou tabela de reatividade dos metais ............................................... 699
TAB. 3.8 Taxas de corrosão para algumas ligas de Mg imersos em SBF(Gérrard et
al, 2012) ..................................................................................................... 75
TAB. 3.9 Viabilidade celular da linhagem L929 cultivadas em extratos de ligas de
Mg, Li (2013) .............................................................................................. 84
TAB. 3.10 Elementos de liga mais comuns usados em ligas de magnésio.
Características e reações fisiológicas (Gérrard et al, 2012) ...................... 85
TAB. 4.1 Composições químicas nominais e modo de preparação das ligas
experimentais (% em peso para Mg2Ca2Gd / Mg0,8Ca4Nd e % at para
Mg65Zn30Ca5) ............................................................................................. 89
TAB. 4.2 Relação dos animais do grupo experimental (1 a 6) e controle (C1e C2),
com seus respectivos pesos. ..................................................................... 99
TAB. 5.1 Possíveis reações eutéticas, composição e temperatura do sistema Mg-
Zn-Ca (Rahman et al., 2009). .................................................................. 109
16
TAB. 5.2 Composição química dos pontos selecionados referentes às estruturas de
óxidos na superfície da fita Mg65Zn30Ca5 ................................................. 115
TAB. 5.3 FRX para a fita Mg65Zn30Ca5 .................................................................. 124
TAB. 5.4 Resultado do EDS para o objeto 451 ..................................................... 125
TAB. 5.5 Resultado do EDS para o objeto 445. .................................................... 126
TAB. 5.6 Resultado do EDS para o objeto 446 ..................................................... 126
TAB. 5.7 Espectroscopia por Fluorescência de Raios X (FRX) para a liga
Mg0,8Ca4Nd ............................................................................................ 127
TAB. 5.8 Espectroscopia por Fluorescência de Raios X (FRX) para a liga
Mg2Ca2Gd .............................................................................................. 127
TAB. 5.9 Resultado do EDS para o objeto 10. ...................................................... 128
TAB. 5.10 Resultado do EDS para o objeto 11 ..................................................... 129
TAB. 5.11 Percentuais em massa das composições químicas dos objetos
assinalados na FIG. 58 ............................................................................ 130
TAB. 5.12 Nanodureza e Módulo de elasticidade na face rugosa da fita Mg-Zn-Ca
................................................................................................................... 133
TAB. 5.13 Nanodureza e Módulo de elasticidade na face lisa da fita Mg-Zn-Ca ... 134
TAB. 5.14 Dureza Rocwell B para as ligas Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd. ............... 134
TAB. 5.15 Resultados de ensaios de citoxidade disponíveis na literatura para ligas
com composições nominais semelhantes a do presente trabalho. .......... 136
TAB. 5.16 Resultados do Hemograma para os coelhos do grupo experimental (C1 a
C6) e do grupo controle (Contr. 1 e 2) com seus respectivos valores de
referência (VR). ....................................................................................... 140
TAB. 5.17 Resultados da Bioquímica sanguínea para os coelhos do grupo
experimental (C1 a C6) e do grupo controle (Contr. 1 e 2) com seus
respectivos valores de referência (VR). ................................................... 140
TAB. 5.18 Resultado do exame histopatológico dos rins e fígado dos animais do
grupo experimental (C1 a C6) e do grupo controle (CONTR 1 e CONTR 2).
................................................................................................................. 142
17
LISTA DE SÍMBOLOS
pH - Potencial hidrogeniônico
ppm - Partes por milhão
wt% - Percentual em peso
cm - Centímetro
mm - Milímetro
nm - Nanômetro
µm - Micrômetro
g - Grama
ºC - Graus Celsius
h - Hora
min - Minuto
MPa - Megapascal
GPa - Gigapascal
N - Newton
σ - Tensão
E - Módulo de elasticidade
hkl - Índices de Miller
λ - Comprimento de onda
eV - Elétronvolt
mA - Miliamper
18
LISTA DE SIGLAS
ICSD Inorganic Crystal Structure Database
ICDD International Centre for Diffraction data
ASTM American Society for Testing and Materials
CIF Crystallographic Information File
IME Instituto Militar de Engenharia
MEV Microscópio eletrônico de Varredura
DRX Difração de Raios X
DSC Calorimetria Diferencial de Varredura
FRX Espectroscopia de Fluorescência de Raios X
EDS Espectroscopia de RX por Dispersão de Energia
TR (ER) Elemento Terras Raras
DNA Ácido Desoxirribonucléico
SBF Fluido Corpóreo Simulado
MC3T3-E1 Celulas murinas da linhagem pré-osteoblástica
L929 Células da linhagem de fibroblastos de rato
MSC-P5 Célula muscular vascular lisa humana
RAW 264,7 Celula da linhagem de macrófagos e monócitos de camundongo
MG 63 Células da linhagem de osteossarcoma
WE 43 Liga baseada em Mg (4% ítrio e 3% terras raras / Nd, Ce e Dy)
LAE 442 Liga baseada em Mg (4% ítrio, 4% Al e 2% terras raras / Ce, La, Nd e
Pr)
XTT 2 metoxi 4 nitro 5 sulfofenil 5 fenilalanina carbonil 2H tetrazolium
hidróxido
CVDE Crystal Violet Dye Elution
ALT Alanina aminotransferase
AST Aspartato aminotransferase
VCM Volume corpuscular médio
CHCM Concentração de hemoglobina corpuscular média
19
RESUMO
As ligas de magnésio são pesquisadas como possíveis aplicações em dispositivos de implantes biodegradáveis no organismo humano. Um dos fatores importantes quanto à sua utilização refere-se ao fato de não haver a necessidade de uma segunda cirurgia para remover tais implantes, ao contrário do que ocorre com os demais implantes metálicos convencionais em aço inoxidável, ligas de cobalto-cromo ou de titânio. Além disso, o módulo de elasticidade de suas ligas aproxima-se às do osso natural humano, o que reduz consideravelmente a possibilidade de efeitos biológicos indesejáveis na interface osso/implante. Entretanto, para que possam ser aplicadas como implantes biodegradáveis, alguns requisitos devem ser atendidos pelas ligas, como adequadas propriedades mecânicas, taxa de degradação uniforme e biocompatibilidade. Neste trabalho foram utilizadas três ligas à base de magnésio (Mg65Zn30Ca5, Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd). A liga Mg65Zn30Ca5 na forma de fita foi obtida por resfriamento ultrarápido (Melt spinning) e as demais foram obtidas por solidificação convencional. A microestrutura, as propriedades térmicas e a composição química da fita de Mg65Zn30Ca5 foram analisadas por microscopia eletrônica de varredura (MEV), difração de raios X (DRX), calorimetria diferencial de varredura (DSC), espectroscopia de fluorescência de Rx (FRX) e espectroscopia de Rx por dispersão de energia (EDS). A microestrutura e a composição química das ligas Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd foram analisadas por microscopia óptica, MEV, DRX, FRX e EDS. Determinou-se a nanodureza da liga Mg65Zn30Ca5 e a dureza Rockwell B das ligas Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd. A resistência à corrosão das ligas foi determinada por meio de ensaios de polarização potenciodinâmica, utilizando-se uma solução de NaCl 0,9 mol L-1. A biocompatibilidade foi avaliada em ensaios de citotoxicidade, utilizando-se extrato das ligas e células do tipo MC3T3. A citotoxicidade foi quantificada com o ensaio colorimétrico XTT e para a avaliação da proliferação celular utilizou-se o teste CVDE (Crystal Violet Dye Elution). As ligas foram inseridas em tíbias de coelhos e os animais foram sacrificados com 3, 6 e 8 semanas. O sangue, os rins, os fígados e as tíbias dos animais foram coletados para análise bioquímica (hemograma e sorologia), histológica e histopatológica. Os resultados quanto à caracterização dos materiais mostraram-se condizentes com os padrões previstos na literatura de base. As ligas contendo elementos terras raras não se mostraram citotóxicas e não impediram a proliferação celular in vitro, enquanto que a liga Mg-Zn-Ca não tenha se comportado desta maneira. Os resultados dos exames laboratoriais, histológicos e histopatológicos das três ligas estudadas sinalizam sua possível utilização como dispositivos biomédicos.
20
ABSTRACT
Magnesium alloys has been investigated as a strong candidate to be used as biodegradable implant devices in the human body. One of the most important factors regarding its use refers to the fact that a second surgery is not necessary to remove such implants, contrary to what occurs with other conventional metallic implants made of stainless steel alloys, cobalt-chromium or titanium. Moreover, the modulus of elasticity of its alloys are close to the natural human bone, which considerably reduces the possibility of undesirable biological effects in the bone / implant interface. However, the alloys must met some requirements to be applied as biodegradable implants, as appropriate mechanical properties, uniform rate of degradation and biocompatibility. In the present work, three magnesium alloys were utilized (Mg65Zn30Ca5, Mg2Ca2Gd and Mg0,8Ca4Nd). The Mg65Zn30Ca5 alloy in the shape of a tape was obtained by ultrafast cooling (Melt spinning) and the others were obtained by conventional solidification. The microstructure, thermal properties and the chemical composition of Mg65Zn30Ca5 tape were analyzed by scanning electron microscopy (SEM), X-ray diffraction (XRD), differential scanning calorimetry (DSC), Rx fluorescence spectroscopy (XRF) and Rx spectroscopy energy dispersive (EDS). The microstructure and the chemical composition of Mg2Ca2Gd and Mg0,8Ca4Nd alloys were analyzed by optical microscopy, SEM, XRD, XRF and EDS. It was determined nanohardness of Mg65Zn30Ca5 alloy and Rockwell B hardness of Mg2Ca2Gd and Mg0,8Ca4Nd alloys. The corrosion resistance of the alloys was determined by means of potentiodynamic polarization tests using 0.9 mol l-1 of NaCl solution. The biocompatibility was evaluated in cytotoxicity assays using alloy extracts and MC3T3 cells. Cytotoxicity was quantified using XTT colorimetric assay and to cell proliferation evaluation it was used CVDE (Crystal Violet Dye Elution) test. The alloys were placed in rabbit tibia and the animals were sacrificed in 3, 6 and 8 weeks. The blood, kidneys, livers and tibias were collected for biochemical (blood count and serology), histological and histopathological analysis. The findings related to the characterization of the materials showed to be consistent with the standards predicted in the basic literature. The alloys containing rare earth elements indicated no cytotoxicity and did not prevent cell proliferation in vitro, whereas the Zn-Mg-Ca did not behaved in the same way. The laboratorial, histological and histopathological tests results for the three alloys investigated indicated their possible use as biomedical devices.
21
1 INTRODUÇÃO
Os avanços tecnológicos e científicos dos últimos anos têm refletido diretamente
na melhoria da qualidade de vida da população. Neste contexto, os biomateriais são
desenvolvidos com o intuito de substituir ou auxiliar as funções de órgãos do corpo
que sofreram algum tipo de dano. Os novos biomateriais são projetados para exibir
baixo módulo de elasticidade, efeito de memória de forma ou superelasticidade,
resistência ao desgaste e adequada trabalhabilidade. Além disto, busca-se a total
eliminação quanto à possibilidade de efeitos tóxicos advindos da lixiviação, desgaste
e corrosão destes. Para atender esta demanda, as ligas de magnésio apresentam
grande interesse para aplicações na área biomédica (XIN, 2011).
O magnésio e suas ligas são materiais metálicos biocompatíveis, possuem
propriedades mecânicas similares às do osso natural, o que os torna potencialmente
aptos para atuarem como substitutos osteocondutores bioabsorvíveis, especialmente
em aplicações em que há necessidade de suportar cargas quando em contato com
tecidos duros (GÉRRARD et al, 2012). Estas ligas apresentam vantagens sobre os
tradicionais biomateriais metálicos, cerâmicos e poliméricos bioabsorvíveis, tais como
a similaridade de sua densidade (1,73g/cm3 para o Mg puro e 1,75 a 1,85g/cm3 para
suas ligas) com a do osso cortical humano (1,75g/cm3). Além desta característica, os
íons de magnésio estão presentes no organismo humano, participando efetivamente
em diversas reações metabólicas e de processos biológicos fisiológicos (LI, 2013).
Entretanto, os efeitos da sua corrosão e degradação no ambiente fisiológico do
corpo humano limitam sua aplicação. Idealmente, busca-se o equilíbrio entre a perda
gradual da resistência mecânica com o processo de degradação e a estabilidade do
tecido ósseo cicatricial. As pesquisas procuram alcançar este objetivo. Os implantes
ortopédicos fabricados com ligas de magnésio apresentam potencial para obter
resultados ideais, sem que haja a necessidade de uma revisão cirúrgica para remoção
do implante. Com esta finalidade, as propriedades superficiais dos materiais a serem
utilizados como dispositivos médicos implantáveis devem ser cuidadosamente
selecionados, para que a cinética de degradação do implante possa ser controlada de
maneira eficiente (GÉRRARD et al, 2012).
22
Os biomateriais metálicos são usados desde o início do século 20 para substituir
os tecidos duros danificados ou doentes. Em 1907, uma liga de magnésio foi utilizada
por Lambotte para estabilizar uma fratura óssea na perna. Geralmente os implantes
metálicos são utilizados em aplicações de suporte de carga onde são necessárias
uma elevada resistência mecânica e tenacidade à fratura. As ligas de magnésio são
usadas em dispositivos de fixação em cirurgia ortopédica, tais como parafusos e
placas para a estabilização de fraturas e correção de defeitos ósseos. A implantação
de tais dispositivos promove mínimas alterações na composição do sangue, sem
causar danos aos órgãos excretores, como o fígado e rins (ZHANG et al, 2009). A
concepção e a seleção dos biomateriais são altamente dependentes da sua aplicação
específica (biofuncionalidade). Os dispositivos médicos à base de Mg são vastamente
investigados, especialmente para aplicações na área da ortopedia e como stents
cardiovasculares.
O Brasil é um dos dez maiores produtores de Mg primário do mundo, mas sua
produção restringe-se à obtenção de Mg e ligas que se destinam à produção do aço
ou a processos de refusão, os quais se destinam à indústria da fundição e injeção de
peças. As jazidas de magnesita (MgCO3) mais importantes do país localizam-se nos
estados do Ceará (Orós e Cariús) e na Bahia (Brumados) e em Sergipe (Bacia salífera
sergipana), enquanto que grandes reservas de dolomita ocorrem no estado de São
Paulo (LIMA, 2012).
Apesar de existirem algumas aplicações do magnésio e suas ligas como implantes
biomédicos, sua utilização comercial ainda apresenta limitações em relação a
algumas propriedades inerentes a estes materiais. Sem dúvida, o maior obstáculo
para a utilização dos dispositivos biomédicos de magnésio refere-se à relação entre
sua taxa de degradação no ambiente corporal e a manutenção de suas propriedades
mecânicas. Os resultados obtidos nas pesquisas realizadas em multicentros de
pesquisa são promissores e indicam que é possível controlar a degradação do Mg e
suas ligas.
23
2 OBJETIVO
Os objetivos do presente trabalho foram:
Investigar a influência do tratamento térmico de recristalização na
microestrutura e na resistência à corrosão em NaCl da fita amorfa como
recebida de Mg65Zn30Ca5.
Avaliar a citocompatibilidade da fita Mg65Zn30Ca5 após o tratamento térmico a
280°C em tempos de 30, 45, 60 e 90 minutos.
Investigar a microestrutura, o comportamento à corrosão em NaCl e a
citocompatibilidade das ligas de Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd.
Realizar ensaios “in vivo” para avaliar a cicatrização do tecido ósseo 3, 6 e 8
semanas após a inserção das ligas Mg65Zn30Ca5, Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd
em tíbias de coelhos.
Investigar os efeitos da lixiviação das ligas implantadas no funcionamento dos
rins e fígado dos animais, através de exames de sangue (hemograma e
sorologia) e de exames histopatológicos dos referidos órgãos.
Avaliar o padrão de cicatrização das tíbias que receberam as ligas baseadas
em Mg através da análise histológica.
24
3 REVISÃO DE LITERATURA
3.1 CARACTERÍSTICAS GERAIS DO MAGNÉSIO
O magnésio (Mg) é um metal alcalino-terroso pertencente ao grupo 2
(anteriormente chamado IIA). É sólido nas condições ambientais, com estrutura
cristalina hexagonal compacta e possui característica frágil. É o sétimo elemento mais
abundante na crosta terrestre e o terceiro mais abundante na água do mar, devido à
alta solubilidade dos seus ions na água. Trata-se de um metal de baixa densidade e
coloração prateada, que perde seu brilho quando exposto ao ar, devido à formação
de uma película de óxido de magnésio. Os compostos de magnésio, principalmente
seu óxido, são usados como material refratário de fornos para a produção de ferro e
aço, metais não ferrosos, cristais e cimento. São utilizados também na agricultura,
indústrias químicas e de construção. O uso principal do metal é como elemento de
liga com o alumínio, sendo usado na produção de recipientes de bebidas,
componentes de automóveis, como aros de roda e maquinárias diversas. O hidróxido
(leite de magnésia), o cloreto, o sulfato (sal de Epsom) e o citrato de magnésio são
empregados na medicina. Outros usos incluem, dentre outros, flashes fotográficos,
pirotecnia, bombas incendiárias e granadas de luz (flashbang).
O magnésio é importante para a vida animal e vegetal. A clorofila é uma
substância complexa de porfirina-magnésio que intervem na fotossíntese. Ele esta
presente na maioria dos alimentos, principalmente, nas folhas verdes das hortaliças,
nas sementes, nozes, leguminosas e cereais integrais. Sua absorção a partir dos
alimentos ocorre basicamente no fígado e intestino. A sua carência nos humanos pode
causar: agitação, anemia, anorexia, ansiedade, mãos e pés gelados, perturbação da
pressão sanguínea (tanto com hipertensão como hipotensão), insônia, irritabilidade,
náuseas, fraqueza e tremores musculares, nervosismo, desorientação, alucinações,
cálculos renais e taquicardia. Este íon bivalente (Mg2+) é essencial para a fixação
correta do cálcio no organismo; a deficiência de magnésio pode causar endurecimento
das artérias e calcificação das cartilagens, articulações e válvulas cardíacas, além da
descalcificação nos ossos (osteoporose). Seu excesso (em nível de nutriente) pode
causar: rubor facial, hipotensão, fraqueza muscular, náuseas, insuficiência
25
respiratória, boca seca e sêde crônica. O aumento na ingestão de cálcio, proteína,
vitamina D e álcool, bem como o estresse físico e psicológico aumentam as
necessidades de ingestão de magnésio. Recentes pesquisas, tais como as realizadas
no City of Hope Medical Center, em Duarte na Califórnia (EUA) indicam o magnésio
como responsável por auxiliar na adequada função cardíaca e retardar o
envelhecimento celular, pois combatem os radicais livres, além de ser responsável
por inúmeras funções metabólicas intracelulares.
O magnésio é o quarto cátion em maior concentração no corpo humano, estando
presente em 50% nos ossos. Seus íons desempenham papéis de importância na
atividade de muitas coenzimas, além da função estrutural, onde estabilizam as
estrutura das cadeias de DNA e RNA (STAIGER et al, 2006). O corpo humano contém
em torno de 35 g de magnésio por 70 kg de peso corporal e a demanda diária é de
cerca de 300 a 350 mg de Mg para homens e de 280 mg para mulheres. Mulheres
grávidas devem ingerir cerca de 320 a 350 mg / dia. Recentemente, Robinson et al.
(2010) relataram as propriedades antibacterianas do Mg contra Escherichia coli,
Pseudomonas aeruginosa e Staphylococcus aureus.O magnésio possui baixa
densidade (1,7 g/cm3), menor que a do alumínio (2,7 g/cm3), do titânio (4,5 g/cm3), do
aço (7,8 g/cm3) e do aço inoxidável (8,0 g/cm3), por exemplo. Apesar da baixa
densidade, as ligas à base de Mg possuem uma resistência mecânica
consideravelmente elevada, atingindo valores na faixa de 300 a 400 MPa, conforme o
tratamento a que são submetidas. Outra característica importante desta família de
ligas é que elas apresentam um limite de escoamento significativamente menor
quando submetidas a carregamento compressivo, se comparado à tração (ASM
Metals Handbook, vol 2, 1992 – TAB. 3.1). Sua tenacidade à fratura varia de 15-40
MPa.m1/2, maior que a dos tecidos ósseos (9,6 MPa.m1/2) e seu módulo de elasticidade
(41-45 GPa) é próximo ao do osso humano (17-34 GPa). A diferença entre os módulos
de elasticidade entre os dispositivos implantados e o osso promove uma transmissão
inadequada das forças na interface osso-implante e induz à ocorrência de um
fenômeno denominado stress shielding, o qual leva à perda da densidade óssea neste
local (osteopenia), resultando em atrofia óssea (ELIAS et al, 2013).
26
TAB. 3.1 Propriedades mecânicas de algumas ligas de Mg na temperatura ambiente.
Propriedades Mêcanicas Típicas
Liga (Tratamento) σesc Tração
(MPa)
σesc Comp.
(MPa)
Alongamento
(%)
AZ31 (F) 195 85 9
AZ31 (fundido) - 38 21
AZ61 (F) 180 115 12
AZ80 (T6) 250 185 5
AZ80 (fundido) - 89 10
ZK60 (T6) 270 170 11
Tais características tornam o Mg e suas ligas indicados para emprego em diversos
setores, como na indústria automotiva, aeroespacial e biomédica. Mostra-se na FIG.
3.1 a microestrutura do magnésio puro. Podem-se observar relevos intergranulares
oriundos da deformação plástica a frio. O tamanho de grão é indicativo que houve
aquecimento em altas temperaturas.
FIG. 3.1 Microestrutura do Mg puro, atacada quimicamente com nital 4% (a fase β rica em Mg encontra-se em destaque. Adaptado de AGUDELO et al, 2011).
Fase β
27
3.2 NOMENCLATURA DAS LIGAS DE MAGNÉSIO
A nomenclatura das ligas de Mg foi elaborada pela ASTM em 1948 com base na
quantidade dos elementos de liga adiconados. A designação é composta de quatro
dígitos, duas letras e dois algarismos. As letras indicam os principais elementos
químicos da liga (em peso), enquanto que os algarismos mostram os seus valores
percentuais. Os elementos químicos da liga são indicados por letras específicas
(Quadro 3.1).
Quadro 3.1 Dígitos usados na designação das ligas de Mg.
Elemento Químico Letra Elemento Químico Letra
Alumínio A Manganês M
Bismuto B Níquel N
Cobre C Chumbo P
Cadmio D Prata Q
Terras Raras E Cromo R
Ferro F Silício S
Magnésio G Titânio T
Tório H Ítrio W
Zircônio K Antimônio Y
Lítio L Zinco Z
O estado conforme o material é fornecido e o tratamento térmico empregado (se
for o caso) podem ainda estar citados na designação, conforme mostrado no Quadro
3.2.
Quadro 3.2 Estado de fornecimento e tratamento térmico das ligas de Mg
Indicação Condição Indicação Condição
F Como fabricado T4 Solubilizado
O Recozido T5 Envelhecido
artificialmente
H10
H11
Suavemente
endurecido por deformação T6
Solubilizado e envelhe-
cido artificialmente
H23
H24
H26
Endurecido por deformação e parcialmente recozido
T8 Solubilizado, deforma-
do a frio e envelhecido
artificialmente
28
Por exemplo, a designação AZ91 T6 refere-se a uma liga de Mg, contendo Al e
Zn, em quantidades aproximadas de 9% de Al e 1% de Zn, tendo como tratamento
térmico a solubilização, seguido do envelhecimento artificial em forno.
3.3 ESTRUTURA CRISTALINA DO MAGNÉSIO E SUAS LIGAS
O Mg e suas ligas possuem estrutura cristalina hexagonal compacta e baixa
ductilidade em temperatura ambiente, devido à dificuldade de movimentação dos
planos de escorregamento (CALLISTER, 2002). Esta característica limita as
aplicações das ligas, especialmente em solicitações de carregamento mecânico. Três
parâmetros de processo devem ser considerados conjuntamente para a deformação
das ligas de Mg, quais sejam: temperatura, deformação equivalente e velocidade de
deformação. Os planos piramidais de escorregamento do Mg puro são ativados em
temperatura acima de 225oC, o que aumenta consideravelmente a deformabilidade da
liga (SIEBEL, 2003). A plasticidade em temperaturas abaixo de 225oC depende
especialmente da velocidade e do grau de deformação. A obtenção de estruturas com
grãos finos, ultrafinos ou nanométricos pode proporcionar uma considerável melhoria
das propriedades mecânicas e da plasticidade destas ligas, mesmo em baixas
temperaturas (KAI et al., 2009). Quando estas ligas são submetidas a deformações
em baixas temperaturas podem ocorrer trincas na interface entre os grãos finos e
grosseiros. Uma microestrutura com granulometria regular deve ser obtida antes do
procedimento de deformação em baixas temperaturas, evitando-se regiões propícias
à formação de trincas (LIMA, 2012).
3.4 LIGAS DE MAGNÉSIO
Dispositivos à base de Mg podem ser utilizados como implantes biomédicos,
especialmente os ortopédicos e cardiovasculares. Entretanto, a taxa de corrosão do
Mg em meio biológico pode ser elevada e induzir a degradação destes dispositivos
antes mesmo que ocorra um adequado processo de cura dos tecidos do organismo
humano, especialmente a cicatrização do osso (GONZÁLES et al., 2012). Segundo
Gao et al. (2010), o Mg puro não é indicado para próteses vasculares bioabsorvíveis
devido sua elevada taxa de liberação de hidrogênio e à sua alta taxa de hemólise.
29
Igualmente, não é recomendada em aplicações ortopédicas, pelo fato de não
possuir propriedades mecânicas adequadas, embora o Mg puro seja indutor para a
formação de novo osso. Daí surge a importância do desenvolvimento de ligas para
melhorar as propriedades e o desempenho de tais dispositivos (WOLF et al, 2007). O
processamento das ligas de Mg objetiva especialmente a produção de materiais com
maior resistência à corrosão. Ao se adicionar um elemento de liga, deve-se observar
que o mesmo seja biocompatível e não dê origem a produtos tóxicos, mutagênicos ou
carcinogênicos (SALAHSHOOR & GUO, 2009). Tradicionalmente, o alumínio (Al), os
elementos do grupo das terras raras (TR) e o cálcio (Ca) são investigados como
possíveis elementos formadores de liga com o Mg (LI et al., 2008). A adição de tais
elementos pode melhorar significativamente as propriedades físicas e mecânicas das
ligas, tais como: 1) refinar a estrutura dos grãos, 2) melhorar a resistência à corrosão,
3) formar fases intermetálicas que podem aumentar sua resistência mecânica e 4)
auxiliar na fabricação e na modelagem destas ligas.
O uso de elementos de metais pesados como componentes de liga são
potencialmente tóxicos para o corpo humano. Isto se deve à sua capacidade para
formar complexos estáveis e interromper as funções moleculares normais do DNA,
enzimas e proteínas (GÉRRARD et al, 2012). Portanto, existe uma limitação na
seleção dos elementos de liga que não sejam tóxicos para o corpo humano. As
impurezas normalmente encontradas após a produção das ligas de Mg incluem o
berílio (Be), o cobre (Cu), o ferro (Fe) e o níquel (Ni). Os níveis aceitáveis destes
elementos nas ligas de Mg devem ser baixos, variando na faixa de 2 a 4 ppm em peso
para o Be, 100 a 300 ppm para o Cu, 30 a 50 ppm para o Fe e 20 a 50 ppm para o Ni.
Tanto o Be quanto o Ni são cancerígenos e o seu uso em aplicações biomédicas deve
ser evitado como elementos de liga. O alumínio é conhecido por ser um agente
neurotóxico e seu acúmulo no tecido cerebral humano tem sido associado a
perturbações neurológicas, tais como a doença de Alzheimer, demência e demência
senil, além de poder afetar a adequada função dos osteoblastos (ZHANG et al., 2010).
Por outro lado, elementos como Ca, Mn e Zn são essenciais para a vida humana
e alguns elementos terras raras vêm sendo pesquisados em medicina com finalidade
do tratamento do câncer (MARTINS et al., 2004). Portanto, estes elementos devem
ser a primeira escolha para incorporação em uma liga a base de Mg. Vê-se na TAB.
30
3.2 uma análise química para uma série de ligas de magnésio, com destaque para os
valores máximos dos elementos de impurezas e metais pesados presentes.
TAB. 3.2 Análise química dos elementos de liga em algumas ligas de Mg (GÉRRARD et al, 2012).
Liga
Composição elementar nominal (wt %)
Maximum values of trace element (wt %)
Al Zn Mn Ca Li Nd Zr Y
AZ31 3,5 1,4 0,3 - - - - - Fe (max 0.003). Cu(0,008), Si(1.2). Ni(0,001) e Be (5-15 ppm)
AZ91 9,5 0,5 0,3 - - - - - Fe (max 0.004). Cu(0,025), Si(1.2). Ni(0,05) e Be (5-15 ppm)
AM60 6,0 0,2 0,2 - - - - - Fe (max 0.004). Cu(0,008), Si(1.2). Ni(0,05) e Be (5-15 ppm)
LAE442 4,0 - - - 4,0 2,0 - - Contém alguns elementos de matais pesados de terras raras
WE43 - - - - - 3,2 0,5 4,0 Contém alguns elementos de matais pesados de terras raras
A tabela acima mostra a composição nominal de algumas ligas baseadas em Mg
passíveis de serem utilizadas como biomaterial. Nesta tabela são também
mencionados os valores máximos de alguns elementos possivelmente tóxicos ao
organismo. Embora esta quantidade seja ínfima (da ordem de ppm), seus efeitos
danosos potencias não devem ser menosprezados.
Nas pesquisas feitas com biomateriais metálicos a base Mg com a adição de TR
(como ítrio, neodímio e gadolínio) são as que possuem melhor resistência à corrosão.
Tais elementos levam à formação de sistemas eutéticos de grande estabilidade e de
baixa solubilidade na matriz do magnésio, os quais promovem endurecimento por
precipitação e aumento da resistência mecânica e à corrosão. Contudo, há receios
com relação à toxicidade destes elementos de liga, como hepatotoxicidade e
alterações genéticas, embora eles promovam o refinamento da microestrutura da liga,
melhorando suas propriedades mecânicas.
Outros elementos de liga são adicionados ao magnésio, como o manganês (Mn)
e o zircônio (Zr) (STAIGER et al, 2006). A adição de Mn não induz nenhum efeito
tóxico, exceto depois de extrema exposição ocupacional. O Mn não afeta as
propriedades mecânicas das ligas de magnésio, mas pode melhorar a sua resistência
31
à corrosão, por remoção de ferro e outros elementos metálicos pesados e de
impureza, dando origem a compostos intermetálicos relativamente inofensivos
(AVEDESIAN, 1999). De acordo com Guo (2010), os elementos como Al, Mn, Na, Si,
Pb e Sn não geram um efeito negativo sobre a resistência à corrosão das ligas com
base em Mg, desde que não ultrapassem níveis acima de 5% em peso. Além disso, o
Be, Ce, Pr, Th, Y e Zr podem ser instituídos como elementos de liga para aumentar a
resistência à corrosão em água salgada (salt-water corrosion), em níveis que excedem
a sua solubilidade sólida, ou até um máximo de 5%. No entanto, os elementos Ca, Cd,
Ag, Zn exercem um efeito de aceleração moderada sobre a taxa de corrosão, ao passo
que o Co, o Cu, o Fe e o Ni promovem um efeito de aceleração extremamente severa.
As ligas de Mg com Zr e com TR, tais como neodímio, ítrio, térbio e o gadolínio (WE43,
WE54, etc), têm demonstrado propriedades superiores de resistência à corrosão.
Devido ao custo do Zr, as ligas de magnésio contendo este elemento têm sido
limitadas para as aplicações aeroespaciais, onde são necessárias boas propriedades
mecânicas em temperaturas elevadas.
As ligas com uma única fase secundária, como ZW21 e WZ21, apresentam melhor
resistência à corrosão do que aquelas com duas fases secundárias, exibindo boa
citocompatibilidade tanto in vitro como in vivo, degradação homogênea, além de
limitada formação de bolsões de gás in vivo (ZHANG et. al, 2008).
3.4.1 LIGAS AMORFAS DE Mg (VIDROS METÁLICOS BASEADOS EM Mg)
Sólidos amorfos são obtidos através de um rápido resfriamento de um líquido
fundido, não havendo tempo para ocorrer o rearranjo atômico, o que promove o seu
congelamento na posição original (FIG. 3.2). Um sólido amorfo possui uma estrutura
líquida, porém no estado sólido, ou seja, caracterizando-se por ser uma estrutura
líquida com uma viscosidade extremamente alta (YETING et al, 2007). A solidificação
ultrarrápida de ligas metálicas é utilizada para a produção de estruturas fora do
equilíbrio e não previstas pelo diagrama de fases de equilíbrio (SUGUIHIRO, 2013).
O estado sólido amorfo (ou vítreo) possui uma estrutura cineticamente instável,
contrariamente à estrutura sólida cristalina. Os movimentos de rotação e de translação
atômicos são praticamente insignificantes após a solidificação vítrea (FENNEMA,
1996). O sólido amorfo não possui a simetria de orientação translacional direcional
32
dos cristais, havendo, portanto, distintas regiões, com microheterogeineidades em sua
extensão, tais como regiões de baixa e alta densidade (JOHARI, 1982).
FIG. 3.2 Ilustração da formação de sólidos amorfos por resfriamento rápido (Adaptado de YETING et al., 2007)
A transição vítrea refere-se à transformação de fase, onde um líquido super-
resfriado assume o estado vítreo, ou vice-versa. Esta transformação leva a rápidas
mudanças nas propriedades físicas, mecânicas, térmicas e elétricas dos materiais. A
temperatura de transição vítrea pode ser determinada através da medida de tais
alterações (LE MESTE et al, 2002). Da mesma forma, algumas propriedades também
se alteram com o aumento da temperatura, dentre elas: aumento da densidade, do
calor específico, do coeficiente de expansão térmica, além de mudanças nas
propriedades viscoelásticas (GENIN & RENE, 1995). Kumar et al (2013) propuseram
a adoção de um critério fenomenológico baseado numa temperatura crítica fictícia
(Tfc), a qual poderia racionalizar o efeito da composição, da taxa de resfriamento e de
recozimento sobre a plasticidade dos vidros metálicos em temperatura ambiente. De
acordo com esta temperatura, os vidros metálicos dividem-se em duas categorias: a
dos chamados quebradiços (frágeis), representados por aqueles nos quais, em sua
forma líquida, a temperatura crítica fictícia fica acima da temperatura de transição
vítrea. A segunda categoria engloba os vidros dúcteis, onde, em sua forma líquida,
33
sua temperatura crítica fictícia fica abaixo da temperatura de transição vítrea (FIG.
3.3).
FIG. 3.3 Variação do comportamento mecânico dos vidros metálicos.
A diferença máxima da temperatura fictícia (Tf) é de cerca de 40 K, em função da
taxa de resfriamento crítica. Os formadores de vidros metálicos com Tfc fora da faixa
Tf podem ser dúcteis (Tf – Tfc > 40 K) ou frágeis (Tf – Tfc < 40 K). No entanto, os
formadores BMG com Tfc ~ Tf pode apresentar mudaça de dúctil para frágil com
variações da taxa de resfriamento (KUMAR et al, 2013).
Os vidros metálicos possuem uma taxa menor de corrosão, quando comparados
aos seus correspondentes cristalinos. Provavelmente, este comportamento pode ser
associado a sua estrutura mais homogênea e pela ausência de defeitos cristalinos,
contornos de grão, novas fases e discordâncias, os quais contribuem para a formação
de células galvânicas de corrosão. Ainda dentro deste padrão comparativo, a liga
metálica amorfa à base de Mg apresenta maior resistência ao desgaste, à tração e à
fadiga em relação ao sólido cristalino. Além disto, o vidro metálico à base de Mg
possui baixo módulo de elasticidade, se comparando ao do osso humano e isto reduz
os efeitos do stress shielding (DANEZ, 2011). Entretanto, os vidros metálicos são
frágeis, podendo liberar partículas pelo processo de desgaste, o que pode levar a
respostas de anticorpos ou de cascatas inflamatórias, reduzindo assim sua
biocompatibilidade (CHA et al, 2013). A tendência de formação de fase amorfa
(amorfização) do sistema Mg-Zn-Ca foi estudada por Danez et al, em 2011. Esta
tendência de amorfização pode ser estimada tanto nos campos ricos em cálcio quanto
34
nos campos ricos em Mg. Nas ligas ricas em Ca, as composições mais aptas a formar
amorfo se encontram no campo CaMg2 e Ca3Zn.
Os critérios empíricos de Inoue foram utilizados por Danez et al (2011) para avaliar
a tendência de amorfização das regiões ricas em Mg, quais sejam:
A. A diferença entre os raios atômicos deve ser maior que 12%
B. Calor de mistura negativo entre os componentes
C. Sistema multicomponente
Para o sistema Mg-Zn-Ca estes três itens são satisfeitos, uma vez que:
RCa = (rCa – rMg/rCa) x 100 = (0,180 – 0,150/0,180) x 100 = 16,67%
RZn = (rZn – rMg/rZn) x 100 = (0,135 – 0,150/0,135) x 100 = 11,11%
Mg-Ca: - 6,0 KJ * mol-1 / Mg-Zn: - 4,0 KJ * mol-1 / Ca-Zn: - 22 KJ * mol-1
O terceiro critério é respeitado, por se tratar de um sistema multicomponente.
As ligas que atendem os critérios citados acima possuem alta energia interfacial
sólido/líquido, o que dificulta, ou até mesmo impede a formação de cristais. Entretanto,
a dimensão da amostra disponível para a formação de vidros metálicos à base de
magnésio é relativamente pequena (da ordem de vários milímetros), quando
comparados com os seus homólogos cristalinos, o que impõe uma restrição sobre a
aplicação da liga vítrea de Mg-Zn-Ca como implantes bioabsorvíveis (CHA et al,
2013). Além disto, deve-se eliminar qualquer tipo de contaminação quando o objetivo
é a formação de ligas no estado amorfo, uma vez que estas induzem à cristalização
da liga. O próprio oxigênio pode interferir na formação da liga amorfa, uma vez que
óxido de Mg formado favorece a nucleação heterogênea. Xi et al (2004) propuseram
a adição de elementos terras raras para ligas do sistema Mg-Cu, visando que a
oxidação preferencial do terra rara impedisse a reação do oxigênio com o Mg e que
se mantivesse a tendência de formação de fase amorfa durante o super-resfriamento
do líquido.
A taxa de corrosão eletrolítica das ligas cristalinas a base de Mg é muito alta. Este
mecanismo de corrosão envolve a formação de uma camada protetora de Mg(OH)2
sobre a qual são formados pites de corrosão em ambientes que contenham o íon
cloreto, de acordo com as EQ. 3.1 e EQ. 3.2.
35
𝑀𝑔(𝑠) + 2𝐻2𝑂 → 𝑀𝑔(𝑂𝐻)2(𝑠) + 𝐻2(𝑔) EQ. 3.1
𝑀𝑔(𝑠) + 𝐶𝑙−(𝑎𝑞) → 𝑀𝑔𝐶𝑙2 EQ. 3.2
A corrosão destas ligas é geralmente acompanhada de intensa liberação de gás
hidrogênio (H2) no seu entorno. Um grama de Mg metálico gera até um litro de gás
hidrogênio (WITTE et al, 2005). Estes bolsões de gás formados nos tecidos
circunvizinhos ao dispositivo implantado induzem a um processo pós-operatório
doloroso, além de comprometer a cicatrização tecidual. Este comportamento é
indesejável para os dispositivos biomédicos processados a partir destas ligas. A
formação destes bolsões de gás frequentemente exige um procedimento de punção
com agulhas para sua eliminação (DANEZ, 2011).
O limite de solubilidade do Zn em ligas cristalinas contendo Mg-Zn, na temperatura
ambiente, é de 2,4% (FIG. 6), a partir do qual ocorre a formação de uma fase
intermetálica indesejável. Em ligas amorfas, este limite pode chegar a 35% de Zn. De
acordo com Zberg et al (2009), a possibilidade de se acrescentar maiores percentuais
de Zn às ligas amorfas melhora sua resistência à corrosão e reduz a liberação de H2
nos tecidos para níveis aceitáveis, sem que ocorra o comprometimento do processo
cicatricial. A adição de Zn à liga Mg-Zn-Ca leva ao aumento do seu potencial de pite
(ZHANG et al., 2008). Teores acima de 28% de Zn (FIG. 3.4) formam uma efetiva
camada passiva de Zn e O2 e torna a liberação de H2 aceitável para o organismo
(ZBERG et al, 2009), além de evitar formação de fases intermetálicas indesejáveis
(DANEZ, 2011).
36
FIG. 3.4 Evolução de gás H2 x Porcentagem de Zn (DANEZ, 2011).
3.4.2 LIGAS DE MAGNÉSIO E CÁLCIO
O cálcio é o principal componente dos ossos, além de ser um elemento essencial
para a sinalização química celular. O cálcio pode ser adicionado ao magnésio para
formar ligas com densidade semelhante à dos ossos. O Mg é necessário para a
incorporação de cálcio nos ossos e a liberação de seus íons é benéfica para a
cicatrização deste tecido. A presença do Ca na liga resulta na formação de
hidroxiapatita (HA) na superfície do dispositivo biomédico implantado, como resultado
de sua biocorrosão. A HA mineral existe naturalmente na forma de apatita de cálcio
[Ca10(PO4)6(OH)2] e possui semelhança química com os componentes minerais dos
ossos e dentes. Esta similaridade estimula as células ósseas a “atacar” a superfície
do implante, promovendo uma adequada ligação osso/implante (AKSAKAL &
HANYALOGLU, 2008). A adição de Ca promove o refinamento do grão das ligas de
Mg-Ca, melhora sua ductilidade e sua resistência à corrosão, além de influenciar na
tendência de formar fase amorfa nas ligas Mg-Zn-Ca (DANEZ, 2011). As ligas Mg-Ca
são compostas principalmente de uma fase α-Mg e uma fase Mg2Ca (FIG.5). Em meio
eletrolítico, um circuito galvânico é formado entre estas fases, levando a uma rápida
e seletiva corrosão não uniforme da fase Mg2Ca, promovendo a deterioração da
resistência da liga (CHA et al, 2013). Com o aumento do teor de Ca ocorre a
precipitação de uma fase mais grosseira Mg2Ca (45,2% Wt Ca) ao longo dos
37
contornos de grãos, enfraquecendo tanto as propriedades mecânica e de resistência
à corrosão da liga Mg-Ca fundida. O limite de solubilidade do Ca em Mg é 1,34% em
peso (FIG. 5). Teores acima de 6% at Ca fragilizam a liga e acima de 10% at Ca
reduzem significativamente sua tendência de amorfização, tornando o cálcio como o
responsável direto pelo processo de cristalização (DANEZ, 2011). A adição de Ca em
ligas de Mg forma precipitados coerentes de Mg2Ca, os quais são capazes de
aumentar a resistência à tração e à fluência. O Ca pode aumentar a temperatura de
fusão da liga à base de Mg e promove maior resistência à corrosão, devido à formação
da uma camada de óxido estável (FEI et al, 2013).
Fig. 3.5 Diagrama Ca-Mg (A.A. NAYEB-HASHEMI and J.B. CLARK, 1988).
Após a laminação ou extrusão a quente, o tamanho do grão da fase grosseira
Mg2Ca é refinado, transformando-se em partículas menores e contribuindo para a
melhoria das propriedades mecânicas e de resistência à corrosão. Gu et al. (2009)
relataram que as fitas da liga Mg3Ca solidificadas rapidamente pelo processo de melt
spinning possuem grãos muito mais finos e mais resistentes à corrosão, além de
interagirem melhor com as células do hospedeiro, comparadas às ligas fundidas.
3.4.3 LIGAS DE MAGNÉSIO E ZINCO
O zinco é um dos mais abundantes elementos essenciais do corpo humano,
estando presente em todos os seus tecidos. O Zn possui solubilidade máxima de 6,2%
38
em peso no Mg (FIG. 3.6) e pode melhorar as propriedades mecânicas em relação ao
magnésio puro.
FIG. 3.6 Diagrama Mg-Zn (J.B. CLARK, L. ZABDYR, and Z. MOSER, 1988).
Um dos métodos mais eficientes para superar o problema da liberação de gás H2
pelas ligas de magnésio é através da adição de zinco à liga. Zberg et al (2009)
mostraram os resultados em testes de espectroscopia de impedância eletroquímica
(EIS), onde ligas vítreas de Mg-Zn-Ca com menor teor de Zn exibiram forte liberação
de gás H2 durante a degradação nos fluidos corporais simulados, enquanto que as
ligas ricas em Zn (acima de at 28%) não liberaram o hidrogênio. A adição de zinco na
liga de magnésio atenua o processo de liberação de hidrogênio em duas etapas (EQ.
3.3 e 3.4). A primeira é que os íons de Zn são removidos da solução, e em seguida,
estes íons competem com os íons Mg2+ para a ligação com os ânions livres de OH-,
formando um hidróxido de zinco [Zn(OH)2], reduzindo a quantidade de gás H2 livre,
conforme equações propostas abaixo:
𝑍𝑛(𝑠) → 𝑍𝑛2+(𝑎𝑞) + 2𝑒− EQ. 3.3
𝑍𝑛2+ + 2𝑂𝐻− → 𝑍𝑛(𝑂𝐻)2 EQ. 3.4
39
O zinco é um mineral essencial para as plantas, animais e micro-organismos. Está
presente em centenas de enzimas biológicas e em fatores de transcrição
genética. Portanto, a corrosão in vivo de dispositivos à base de Mg contendo Zn é
menos prejudicial ao organismo, comparado a outros elementos de liga adicionados
ao Mg, como o Mn e o Al. Isto porque o Zn é facilmente absorvido para executar suas
funções biológicas.
Quantidades excessivas de Zn ingeridas têm o potencial para ser corrosivo.
Quando os íons de Zn (Zn+2) reagem com o ácido clorídrico (HCl) do aparelho
digestivo e formam Zn-Cl, o qual é danoso para as células parietais que revestem o
estômago (PERSAUD-SHARMA & MCGOROM, 2012). Zhang et al. (2010)
demonstraram que há redução da corrosão galvânica por formação de solução sólida
na liga extrudada Mg6Zn. Além disto, houve a constatação de um baixo grau de
citotoxicidade in vitro em células L929 (0 a 1) e uma baixa taxa de hemólise (3,4%).
Estes resultados indicaram uma boa biocompatibilidade in vitro desta liga. Além disto,
as propriedades mecânicas da liga Mg6Zn foram consideradas apropriadas para
aplicações em implantes biomédicos. Posteriormente, hastes desta liga foram
implantadas em fêmur de coelhos, sendo gradativamente reabsorvidas a uma taxa de
degradação de 2,32 mm/ano, havendo nova formação óssea ao redor deste material.
As dosagens bioquímicas e os exames histológicos das vísceras não demonstraram
haver qualquer tipo de dano a estes órgãos após a degradação desta liga. Nas ligas
ternárias, o aumento do teor de Zn de 0 a 3% em peso reduz o tamanho de grão de
12 para 4 µm, aumentando consideravelmente as propriedades mecânicas. Acima de
3% Zn em peso, o tamanho de grão deixa de reduzir, não havendo mais ganho na
resistência, enquanto que o alongamento cai significativamente. O melhor benefício
anti-corrosão é obtido com 1% em peso de Zn, enquanto que teores acima deste
prejudicam tal propriedade. Em um estudo in vivo, constatou-se que a liga fundida
Mg1.2Mn1.0Zn (% em peso) sofreu 54% de degradação após 18 semanas.
Entretanto, a degradação do magnésio não foi acompanhada de qualquer aumento
no seu teor sérico, nem de quaisquer distúrbios nos rins (ZHANG et al., 2009).
40
3.4.4 LIGAS DE MAGNÉSIO, ZINCO E CÁLCIO
Nas ligas Mg-Zn-Ca, o teor médio em torno de 4% em peso de Zn lhes confere
melhores propriedades mecânicas, enquanto que a resistência à corrosão decresce
com o aumento do teor de Zn (XU et. all, 2011). Uma liga extrudada Mg4Zn0.2Ca
pesquisada por Yu Sun et al. (2011) exibiu excelente integridade mecânica durante a
degradação in vitro. Após 30 dias de imersão em SBF, seus valores de limite de
escoamento, limite de resistência à tração e alongamento decaíram, mas não o
suficiente para comprometer a fixação do osso. Zhang et al. (2010) introduziram os
elementos Ca e Zn para refinar e modificar a morfologia da liga Mg2Si, visando
melhorar sua resistência à corrosão e suas propriedades mecânicas. A adição de Ca
melhorou a resistência à corrosão das ligas Mg e Si. Entretanto, não foi observada
melhoria da resistência e alongamento. A adição de 1,6% em peso de Zn em Mg0.6Si
pode alterar a morfologia da fase da liga Mg2Si do curso da estrutura eutética,
melhorando significativamente a resistência à tração, alongamento e a resistência à
corrosão.
Embora existam diversos estudos considerando as ligas Mg-Zn-Ca,
especialmente as cristalinas, como materiais de implante bioabsorvíveis, a maioria
deles apresentam apenas relatos de análises fenomenológicos limitados. Muitos
destes trabalhos mostram o potencial de corrosão médio de todas as fases
constituintes, deslocado para uma orientação mais ou menos inerte, indicando que os
compostos intermetálicos ternários podem estar relacionados com o aumento da
resistência à corrosão. Ainda não foi possível encontrar as composições ideais de
ligas Mg-Zn-Ca para aplicações clínicas adequadas, embora Cha et al (2013) afirmem
ter alcançado este objetivo. A composição química teria sido obtida mediante a
adaptação das propriedades eletroquímicas e da microestrutura das fases presentes
na liga. Os componentes da liga Mg-Zn-Ca foram fundidos a 750°C e posteriormente
extrudados a 350°C a uma taxa de 25:1, seguido de resfriamento ao ar. O aumento
do percentual de Zn na liga, modifica a microestrutura, passando de estrutura formada
pela fase primária de Mg com uma estrutura eutética (lamelas de Mg e Mg2Ca) para
uma microestrutura mista de Mg e Mg2Ca (não lamelar), com o Zn dissolvido. Esta
modificação reduziu significativamente a taxa de corrosão seletiva da fase eutética
Mg2Ca. Eles observaram que os melhores resultados em relação à liberação de H2
41
ocorreu em ligas com percentuais de Zn variando de 1,5 a 3% em peso. Em teores
acima de 0,5% em peso de Zn foi observado uma corrosão uniforme e plana, ao invés
da típica corrosão por pite, característica dos compostos de Mg. Nesta modalidade de
corrosão, a resistência da liga não é perdida de forma abrupta, o que favorece o
processo de cicatrização biológica. Após análise por espectroscopia de comprimento
de onda dispersivo (WDS) verificou-se que, em ligas com teores acima de 0,5% em
peso de Zn, ocorre uma distribuição não uniforme destes átomos, indicando que o Zn
é dissolvido para o exterior e para o interior dos limites de solubilidade nas fases Mg
primária e Mg2Ca, respectivamente. Com o acréscimo de Zn acima de 1% em peso
surge a fase intermetálica Mg6Ca2Zn3 ligada à fase Mg2Ca. Este composto
intermetálico aumenta na medida em que o percentual de Zn também aumenta. Os
autores comprovaram por microscopia eletrônica que, ao invés de o composto
intermetálico Mg6Ca2Zn3 impedir a corrosão, a fase Mg2Ca com Zn dissolvido não
se mostrou corrosiva. O processo de extrusão da liga Mg5Ca1Zn promoveu o
refinamento dos grãos para 10µm. O menor tamanho dos grãos da liga ternária
extrudada foi induzido pelo controle do crescimento dos grãos pelas partículas
precipitadas mediante o mecanismo de fixação (pinning), com isto ocorreu redução da
taxa de corrosão. Neste mesmo estudo, Cha et al (2013) inseriram ligas extrudadas
(Mg5Ca e Mg5Ca1Zn) e fundida (Mg5Ca1Zn) no abdômen dorsal de ratos, para
observar a liberação de H2 por um período de 12 semanas. O acompanhamento
clínico e radiográfico mostrou que as bolhas de gás formadas nos momentos iniciais
após a implantação permaneceram até o final do experimento, no caso das ligas
Mg5Ca extrudada e Mg5Ca1Zn fundida. Entretanto, estas bolhas não foram
observadas clinica e radiograficamente após a implantação da liga Mg5Ca1Zn
extrudada (FIG. 3.7) onde, consequentemente não ocorreram os efeitos adversos
causados pelas bolhas de gás.
42
FIG. 3.7 Imagens radiográficas após 12 semanas de implantação das ligas Mg-Ca e Mg-Ca-Zn na região do abdômen dorsal de ratos. a) Mg5Ca fundida; b) Mg5Ca
extrudada; c) Mg5Ca1Zn fundida e d) Mg5Ca1Zn extrudada, não havendo indícios de bolhas de gás.
Este estudo mostrou ainda resultados histológicos após a implantação de
parafusos da liga extrudada Mg5Ca1Zn em côndilo femoral de coelhos (FIG. 3.8).
Após 24 semanas de implantação houve nova formação e remodelação óssea, sem a
formação de bolhas ou resposta de corpo estranho ao redor da amostra implantada.
De acordo com os resultados obtidos, o grupo coreano tem assegurado a
possibilidade de desenvolvimento da liga extrudada Mg5Ca1Zn como a próxima
geração de material ortopédico biodegradável. Em resumo, o desenvolvimento da liga
extrudada Mg5Ca1Zn promoveu uma adaptação microestrutural e electroquímica no
implante, especificamente através de uma microestrutura modificada produzida por
extrusão mecânica e um aumento do potencial eletrolítico em circuito aberto da fase
Mg2Ca, induzido pela dissolução de Zn nas fases do material. Estas modificações
promoveram um comportamento corrosivo uniforme na liga, permitindo a manutenção
das propriedades mecânicas durante o período de cicatrização óssea, além de não
promover a liberação de gás H2, comparável aos vidros metálicos feitos destas ligas.
43
FIG. 3.8 Imagens histológicas 24 meses após a inserção de um parafuso da liga extrudada Mg5Ca1Zn no côndilo femoral de coelho Nova Zelândia. a) aumento de 3x e b) aumento de 10vezes, mostrando a deposição óssea ao redor do implante
degradado. Em destaque um diagrama com corte transversal (esquerda) e do parafuso pronto para a fixação (direita).
FIG. 3.9 Seção isotérmica do sistema Mg-Ca-Zn a 335°C com dois compostos
ternários comparados com os dados experimentais de Clark (1961) onde A denota Ca2Mg6Zn3 e B denota Ca2Mg5Zn13. Rahman et al (2009).
Observa-se na FIG. 3.9 o diagrama de fases ternário do sistema Mg-Zn-Ca
(RAHMAN et. al, 2009), onde é possível a visualização da fase Mg2Ca,além dos
compostos ternários Ca2Mg6Zn3 e Ca2Mg5Zn13, de acordo com os experimentos de
Clark (1961).
44
3.4.5 LIGAS DE MAGNÉSIO E TERRAS RARAS (TR)
A utilização de ligas de Mg é limitada devido ao seu baixo limite de escoamento e
de sua baixa resistência à deformação a temperaturas elevadas. A adição de
elementos de Gd e Nd pode melhorar efetivamente as propriedades e desempenho
em alta temperatura. O principal objetivo da adição dos elementos TR em liga de
magnésio é melhorar sua resistência à corrosão, embora a biossegurança destes
elementos ainda seja controversa e ainda cause preocupação. Zucchi et al (2008)
demonstraram que ligas de Mg contendo TR aumentam a resistência ao fluxo de íons
Mg2+ para fora da matriz, através da camada de óxido de magnésio e foi verificado
que, durante o processo de degradação, os elementos TR permaneceram localizados
na camada de corrosão, a qual continha também elevados níveis de cálcio e fósforo,
além de uma fina camada de fosfato de cálcio amorfo. Feyerabend et al. (2010)
consideraram que os TR mais adequados para serem utilizados nas ligas de magnésio
são o Gd e o Dy, por apresentarem elevada solubilidade sólida no magnésio. O Nd,
Eu e Pr, embora apresentem baixa solubilidade no Mg, também são adequados. O
ítrio possui elevada solubilidade na matriz de Mg (8 % em peso). Sua adição aumenta
a solubilidade da matriz, permitindo que elementos potencialmente prejudiciais sejam
dissolvidos nesta, retardando a taxa de corrosão. Após 10 dias de imersão em SBF,
Gao et al. (2005) mostraram que a perda de massa da liga Mg5.6Zn0.55Zr0.9Y foi de
1,7%, enquanto que da liga Mg5.4Zn0.55Zr (ZK60) foi de 3,1%. O aumento crescente
de ítrio em ligas de Mg-Zn-Y com baixo teor de Zn (1.73 a 1.98% em peso) melhora
sua resistência à tração e o alongamento. O La e o Ce devem ser utilizados com
cautela, por serem altamente citotóxicos. Algumas ligas à base de Mg e TR para
utilização biomédica vêm sendo investigadas, em função de suas excelentes
propriedades mecânicas e de resistência à corrosão, com destaque para as ligas Mg-
Y (LIU et. al, 2010), Mg-Gd (HORT et. al, 2010) e WE43 (HANZI et. al, 2009). A liga
Mg-Nd-Zn-Zr desenvolvida por Zhang et al. (2012) supera a WE43 (WITTE et al, 2005)
em propriedades mecânicas e de resistência à corrosão. Seitz et al (2012) utilizaram
a liga MgNd2 extrudada a quente e avaliaram seu comportamento de degradação em
uma solução de NaCl a 0,9%, através de suas curvas de polarização e evolução de
hidrogênio. Os testes de viabilidade e proliferação celular com células L-929 (linhagem
de fibroblastos derivados de rato) e MSC-P5 (célula muscular vascular lisa humana)
45
mostraram boa biocompatibilidade e adequada proliferação pelo período de 24hs.
Resultados satisfatórios também foram obtidos usando neodímio em células MG63
(osteossarcoma humano), células RAW 264,7 (linhagem de macrófagos e monócitos
leucêmicos de camundongo) e cordão de células perivasculares umbilicais humanas
(FEYERABEND et al, 2010). Witte et al (2005) conduziram um estudo com duas ligas
de Mg contendo TR. A primeira consistia em 4% de ítrio e uma mistura com 2 % de
TR, composta de neodímio, cério e disprósio (WE43). A segunda liga era composta
por 4% de lítio, 4% de alumínio e uma mistura com 2 % de TR, composta por cério,
lantânio, neodímio e praseodímio (LAE442). Os implantes foram removidos com 6 e
18 semanas e verificou-se que sua completa degradação ocorre em 18 semanas.
Todos os implantes destas ligas foram considerados benéficos e promoveram nova
formação óssea in situ, enquanto que as hastes poliméricas do grupo controle
produziram um efeito menos significativo. A liga LAE442 obteve o melhor resultado
quanto a resistência à corrosão, enquanto que as outras ligas tiveram valores
semelhantes e exibiram taxas similares de degradação. Izumi et al., (2009) avaliaram
as propriedades de corrosão das ligas de Mg-Zn-Y após o refinamento da
microestrutura pelo processo de resfriamento rápido. Os resultados obtidos
mostraram que existe relação entre a resistência à corrosão e a microestrutura da liga.
Neste estudo, o aumento da taxa de resfriamento promoveu uma redução da corrosão
filiforme, devido ao refinamento de grão e à formação de uma única fase
supersaturada α-Mg em solução sólida nas ligas.
Um estudo conduzido por Drynda et al. (2008) constatou que os TR não
promovem efeitos adversos sobre a proliferação de células da musculatura lisa
vascular humana, desde que estes estivessem presentes em baixas concentrações.
Entretanto, verificou-se que houve uma sobre regulação dos genes inflamatórios
quando os TR estavam presentes em altas concentrações. Nakamura et al. (1997)
relataram que um quadro severo de hepatotoxicidade foi detectado após a
administração de cério, praseodímio e ítrio, enquanto que Song et al (2012) sugeriram
que uma quantidade muito pequena de elementos de TR e de outros metais de liga,
como o Zn e Mn, pode ser tolerado pelo organismo humano, além de aumentar a
resistência à corrosão. Entretanto, ainda existem questionamentos a respeito da
utilização biomédica das ligas de magnésio contendo elementos de terras raras e de
alumínio, embora as mesmas possuam boas propriedades mecânicas e de resistência
46
à corrosão. Isto se deve à possibilidade destes elementos de liga agir com
potencialidade citotóxica.
Os íons de terras raras são considerados muito importantes para os sistemas
biológicos. Eles vêem sendo recentemente utilizados devido às suas propriedades
luminescentes e magnéticas. São utilizados como marcadores de células e proteínas
em exames de imunologia (fluoroimunoensaios) e para detecção de patologias
teciduais, onde são empregados como contraste em exames não invasivos por
ressonância magnética nuclear. O íon Gd é o elemento mais utilizado como agente
de contraste, por ser paramagnético e possuir um momento magnético muito alto. Este
íon é muito tóxico em sua forma livre, ou seja, possui baixa tolerância orgânica, sendo
retido no fígado se ingerido desta forma. Seu tempo de meia vida na forma livre gira
em torno de 7 dias, enquanto que o de seus complexos é de 10 minutos. Devido a
isto, este íon precisa estar incorporado a moléculas transportadoras, como as
macromoléculas orgânicas e aos quelatos, o que faz com que sua eliminação pela
urina ocorra rapidamente. Os compostos com íons Gd são altamente estáveis e bem
tolerados pelo organismo humano. Alguns lantanídeos radioativos são também
pesquisados em medicina nuclear visando o tratamento do câncer (MARTINS et al,
2004).
As novas ligas de Mg são baseadas nos sistemas ternários Mg-Ca-Gd e Mg-Ca-
Nd, as quais apresentam melhores resistências à fluência e à corrosão. Até o presente
momento, são escassas as informações sobre o equilíbrio de fases nestes sistemas,
bem como em relação às solubilidades sólidas nas matrizes de magnésio (α-Mg),
assim como a definição dos compostos binários com tendência de formar ternários.
Esta carência de informações apresenta-se como um sério obstáculo para o
desenvolvimento e o processamento de novas ligas.
Os sistemas binários Mg-Gd, Mg-Nd e Mg-Ca foram analisados por meio do
método CALPHAD (Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry),
gerando o acoplamento termoquímico dos experimentos e dos dados dos diagramas
de fase com modelagem termodinâmica, bem como das avaliações termodinâmicas
de todos estes sistemas binários. O formato dos diagramas de fase dos sistemas Mg-
Gd e Mg-Nd são semelhantes, exceto que a reação eutética (L → α-Mg + Mg41Nd5 a
544°C e 93,5% de Mg) está disponível no sistema de Mg-Nd (FIG. 3.10 B), em
47
comparação com (L → α-Mg + Mg5Gd a 548°C e 91,2% de Mg) no sistema Mg-Gd
(FIG. 3.10 A). Para os respectivos sistemas binários, a solubilidade do Gd em α-Mg é
de cerca de 3,8%, enquanto que apenas 0,2% de Nd pode ser dissolvido nesta matriz.
A solubilidade do Gd em Mg2Ca é de 3% e do Ca em compostos Mg5Gd está
estimada em 3,68%. A solubilidade do Nd em Mg2Ca é de 1,24% e do Ca em
compostos Mg41Nd5 é de 3,57%. Com estes resultados, FEI et al (2013) relataram
as seções isotérmicas e os compostos ternários nos sistemas Mg-Ca-RE (RE = Gd,
Nd), o que não havia sido feito até então. Neste trabalho, os autores destacaram a
presença dos campos trifásicos em regiões ricas em Mg para seus respectivos
sistemas a 400°C. Para o sistema Mg-Ca-Gd formam-se os campos α-Mg + Mg2Ca +
Fase Ternária (T), α-Mg + Mg5Gd + Τ e Mg5Gd + Mg2Ca + Τ. A fase ternária (T)
formou-se na maioria das ligas estudadas, podendo estar em equilíbrio com todas as
fases presentes no campo rico em Mg (TAB. 3.3 e FIG. 3.11). Para este sistema, o
cristal primário formado depende da composição da liga, sendo representado pelas
fases α-Mg, Mg2Ca ou Mg5Gd. Por concepção de materiais à base de Mg, a formação
de cristal Mg2Ca primário deve ser evitada (FEI et al, 2013).
Para o sistema Mg-Ca-Nd formam-se os campos trifásicos α-Mg + Mg2Ca +
Mg41Nd5 e Mg3Nd + Mg2Ca + Mg41Nd5 e os campos bifásicos α-Mg + Mg2Ca, α-
Mg + Mg41Nd5 e Mg3Nd + Mg41Nd5, todos muito amplos (TAB. 3.4 e FIG. 3.12). A
fase Mg41Nd5 é considerada como sendo o composto intermediário mais estável no
sistema Mg-Nd.
48
FIG. 3.10 Diagramas de fases dos sistemas binários. A - Mg-Gd (GUO et al 2007); B - Mg-Nd (NIU et al, 2010)
TAB. 3.3 Fases em equilíbrio presentes no campo rico em Mg para diversas ligas do sistema Mg-Ca-Gd a 400°C (FEI et al, 2013).
As fases e as suas composições em cada amostra recozida do sistema Mg-Ca-
Gd obtidas por DRX e EPMA (electron probe microanalyzer) estão listados na TAB.
3.3. Os campos trifásicos α-Mg + Mg2Ca + Τ; α-Mg + Mg5Gd + Τ e Mg5Gd + Mg2Ca
+ Τ existem em composições ricas em Mg deste sistema a 400 °C. A fase ternária Τ
A B
49
pode estar presente na maior parte das ligas, estando em equilíbrio com todas as
fases nos campos ricos em Mg.
FIG. 3.11 Diagrama de fase da região rica em Mg do sistema Mg-Ca-Gd a 400°C (FEI et al, 2013).
TAB. 3.4 Fases em equilíbrio presentes no campo rico em Mg de várias ligas do sistema Mg-Ca-Nd a 400°C (FEI et al, 2013).
50
FIG. 3.12 Diagrama de fase da região rica em Mg do sistema Mg-Ca-Nd a 400°C (FEI et al, 2013).
Da mesma forma que para o sistema Mg-Ca-Gd, as fases e as suas composições
em cada amostra recozida também foram obtidas por DRX e EPMA para o sistema
Mg-Ca-Nd, estando listadas na TAB. 4. Os campos trifásicos α-Mg + Mg2Ca +
Mg41Nd5 e Mg3Nd + Mg2Ca + Mg41Nd5 existem nos campos ricos em Mg a 400 °C,
assim como seus campos bifásicos (α-Mg + Mg2Ca; α-Mg + Mg41Nd5 e Mg3Nd +
Mg41Nd5), sendo todos bastante amplos (FIG. 3.12).
Mostra-se na FIG. 3.13 as morfologias da liga 1 (TAB 3.3) no estudo conduzido
por FEI, em 2013. As imagens obtidas por BSE (elétrons retroespalhados) mostram a
presença de três fases, o que foi confirmado pela difração de Rx. A fase com contraste
em preto foi identificada como a α-Mg (98.6Mg-0.3Ca-1.1Gd), a fase cinza escuro é a
Mg2Ca (68 Mg-29Ca-3Gd), enquanto que a área mais clara representa uma fase com
a mesma estrutura cristalina que a Mg41Ce5, designada pela letra T, ou fase ternária.
FEI et al (2013) concluíram que um equilíbrio de três fases envolvendo α-Mg, Mg2Ca
e fases Mg41RE5 existe tanto em sistemas de Mg-Ca-Gd e Mg-Ca-Nd a 400 ° C, e
que o composto Mg41RE5 tem a mesma estrutura atômica do composto Mg41Ce5,
quando o elemento terra rara for o Gd. Além disto, o Mg41RE5 é representado por um
composto ternário T (89Mg-4Ca-7Gd) no sistema de Mg-Ca-Gd, devido à instabilidade
do composto binário Mg41Gd5 no diagrama binário Mg-Gd. Os autores deduziram que
51
alguns átomos de Ca dissolvidos em solução sólida ocuparam as posições dos
átomos de Gd, melhorando a estabilidade da fase Mg41Gd5, que é instável no sistema
binário de Mg-Gd. Por outro lado, o composto Mg41Nd5 representa uma solução
sólida estável no sistema binário Mg-Nd, representando a fase ternária do sistema
Mg-Ca-Nd.
FIG. 3.13 Imagens BSE (a) e difratograma (b) de uma amostra do sistema Mg-Ca-Gd em equilíbrio a 400°C (FEI et al, 2013)
3.5 ESTERILIZAÇÃO DOS DISPOSITIVOS À BASE DE MAGNÉSIO
As alterações nas propriedades mecânicas após esterilização das ligas à base de
magnésio dependem da composição da liga e do método de esterilização empregado.
Entretanto, estas alterações não ultrapassam a faixa de 1%, sendo que o óxido de
etileno é o método menos deletério para o material, enquanto que a autoclave e a
estufa são potencialmente mais danosas, devido ao aquecimento. Liu et al (2013)
investigaram os efeitos dos vários métodos de esterilização sobre as características
a
b
52
da superfície e na biocompatibilidade das ligas de Mg-Ca e do Mg puro. Os resultados
mostraram que os cinco processos estudados (autoclave, glutaraldeído, estufa, óxido
de etileno e raio gama) causaram maiores modificações na superfície das ligas de Mg-
Ca em relação ao Mg puro e que a autoclave é a técnica mais deletéria para a
superfície destas ligas. Outros resultados deste estudo mostraram que a estufa (calor
seco) e o glutaraldeído aumentam a energia livre de superfície, enquanto que os
outros três métodos (autoclave, óxido de etileno e raio gama) a reduzem. Além disto,
o óxido de etileno é o método que mais interfere no processo de adesão celular nas
superfícies das ligas de Mg-Ca, além de causar maior taxa de hemólise.
3.6 PROPRIEDADES MECÂNICAS DAS LIGAS DE MG
As propriedades mecânicas das ligas de Mg dependem diretamente dos fatores
microestruturais, tais como: o tamanho dos grãos, solubilidade dos elementos de liga,
bem como do tamanho, quantidade e distribuição dos elementos de segunda fase.
Assim sendo, a composição da liga, o tratamento térmico e a técnica de
processamento devem ser cuidadosamente projetados. Técnicas de processamento,
tais como a deformação plástica severa podem ser adotadas para a fabricação de
ligas de magnésio com grãos ultrafinos e excelentes propriedades mecânicas (LI et
al, 2013). São observadas similaridades sob vários aspectos entre as propriedades
do Mg e de suas ligas com as de outros materiais metálicos, polímeros, cerâmicos e
compósitos. Em alguns destes aspectos, as propriedades do Mg e de suas ligas
superam às dos demais, como por exemplo, sua baixa densidade, boa resistência
mecânica e módulo de elasticidade mais próximo ao do osso (TAB. 3.5). Entretanto,
apesar das muitas vantagens, o Mg possui a desvantagem de apresentar uma alta
taxa de corrosão no ambiente fluido corporal. Este aspecto específico limita
severamente sua utilização como biomaterial, em função do ambiente aquoso
eletrolítico e rico em cloreto dos fluidos corporais, onde o pH varia entre 7,4 e 7,6. Em
função desta elevada taxa de corrosão, duas graves consequências podem ser
observadas. A primeira é a rápida liberação de bolhas do gás de hidrogênio (H2) nas
regiões circunvizinhas ao implante, conforme já citado anteriormente. Essas bolhas
são produzidas a uma alta velocidade e surgem geralmente na primeira semana após
53
a cirurgia de implantação do dispositivo biomédico, podendo ser facilmente tratadas
pela eliminação do gás, usando-se uma agulha subcutânea (WEN et al, 2001).
TAB. 3.5 Propriedades mecânicas de alguns materiais selecionados (Gérrard et al., 2012).
Tecido/Material Densidade
(g/cm3)
Resistência à
compressão
(MPa)
Resistência à
Tração (MPa)
Módulo de
Elasticidade
(GPa)
Materiais Naturais
Osso esponjoso
Osso cortical
1,0-1,4
1,8-2,0
160 Trans
240 Long
35 Trans
283 Long
1,3-8
13,7
Ligas de Mg
Mg puro
AZ31 (extrudada)
1,74
1,78
20-115
83-97
90-190
241-260
45
45
Outras ligas metal
Aço inoxidável
Ligas de titânio
7,9
4,4
-
-
480-620
550-985
193-200
100-125
Cerâmicas
HA sintética
Alumina (Al2O3)
3,05-3,15
3,30-3,90
100-900
2000-4000
40-200
-
70-120
260-410
Polímeros
PMMA 1,12-1,20 45-107 38-80 1,8-1,3
A segunda consequência da alta taxa de corrosão é a perda de integridade
mecânica do implante de Mg destinado a suportar algum tipo de carregamento
mecânico durante a função. A rápida degradação das propriedades mecânicas o torna
incapaz de fornecer a estabilidade e o suporte necessário para que ocorra a cura
adequada do tecido ósseo. É esperado que o implante mantivesse sua integridade
mecânica entre 12 a 18 semanas, enquanto o processo de cura é atingido.
Posteriormente, o tecido ósseo naturalmente substitui o implante, através de um lento
processo de degradação (WITTE et al., 2005). Krause et al (2010) realizaram um
ensaio de flexão em três pontos e verificaram que a tensão de ruptura das ligas
Mg0.8Ca e WE43 foi reduzida em 35,43% e 22,04%, respectivamente, após 3 meses
de implantação. Zhang et al (2010) relataram que a resistência à flexão da liga Mg-Zn
54
diminuiu rapidamente durante a fase inicial devido à corrosão, variando de 625 MPa
a 390 MPa, com perda de cerca de 6% do peso. O limite de ecoamento da liga
Mg4Zn0.2Ca extrudada a 2700C, com taxa de 16:1 e velocidade de 2mm/s é de 240
MPa, o limite de resistência em tração é 297MPa e o alongamento de 21,3%. Após
um período de 30 dias de imersão em solução corpórea, há decréscimo destes valores
para 160MPa, 220MPa e 8,5%, respectivamente. Segundo Yu Sun (2012), esta
degradação não comprometeu a função do biomaterial ortopédico. Mostra-se na FIG.
3.14 (a-d) algumas propriedades mecânicas do Mg puro e em algumas de suas ligas
mais recentemente estudadas com a finalidade de serem aplicadas como
biomateriais.
FIG. 3.14 Propriedades mecânicas do Mg puro e suas ligas./ YS (Limite de escoamento) – UTS (Resistência à tração) – Elongation (Alongamento). Li e Zheng,
2013.
As propriedades mecânicas das ligas de Mg apresentam grande variação com a
composição e pelo tipo de processamento. Além disso, a integridade mecânica
durante degradação é tão importante quanto sua resistência inicial. Conforme visto
55
anteriormente, um dispositivo de liga de magnésio bioabsorvível ideal deve ser capaz
de manter sua integridade mecânica durante o processo de degradação.
Teoricamente, a degradação deve iniciar com velocidade lenta para manter uma ótima
integridade mecânica, de modo a dar tempo suficiente para que o tecido cicatrize.
Posteriormente, a degradação deve progredir com maior velocidade, enquanto que a
integridade mecânica diminui e os tecidos circundantes vão substituindo o implante.
Por exemplo, é esperado um período de 6 a 12 meses para que stents de liga de
magnésio mantenham sua integridade mecânica para permitir o processo de
remodelação do vaso sanguíneo (HERMAWAN et al, 2010). Em ortopedia, são
necessários de 3 a 4 meses para a formação do calo ósseo em fraturas, com
consequente restauração da resistência original do osso. Entretanto, a maioria das
ligas de magnésio atualmente pesquisada degrada muito rapidamente, resultando em
perda significativa da resistência mecânica nas fases iniciais de degradação,
comprometendo o processo cicatricial.
Várias composições de ligas de Mg foram desenvolvidas, cada qual visando uma
aplicação específica. Historicamente, o magnésio puro foi utilizado, ou em associação
com outros elementos, incluindo: Zn, Mn, Al, Ca, Li, Zr, Y, Ca e metais terras raras. A
adição destes elementos no Mg permite variar as propriedades físicas e mecânicas
da liga. Se o elemento de liga formar solução sólida, será possível obter
endurecimento com variação do percentual de adição. Outro método frequentemente
utilizado para o aumento de resistência das ligas de Mg é o endurecimento por
precipitação de partículas de segunda fase nos contornos de grãos (ASKELAND,
2006).O limite de resistência a tração da liga cristalina fundida Mg98,2Zn1,5Ca0,3 é de
211MPa, com deformação de 17%, passando a 273 MPa e 34% após extrusão (GENG
et al, 2009).
As ligas de Mg possuem excelente relação peso/resistência (FRIEDRICH, 2006).
A densidade das ligas de Mg variam com a natureza e teor dos elementos de liga
adicionados, com magnitude em torno de 1,7 g/cm3. Quando devidamente
processadas, sua resistência mecânica pode alcançar 400MPa, valor este que se
aproxima aos dos aços de baixo carbono com finalidade estrutural. Seu limite de
escoamento é consideravelmente menor quando estas ligas são submetidas à
compressão em relação à tração (LIMA, 2012).
56
Os materiais de implante reabsorvíveis, como os polímeros bioabsorvíveis, ou não
reabsorvíveis (ou permanentes), como o titânio e o aço, possuem limitações em
serviço. Isto se deve à diferença entre os módulos de elasticidade e os limites de
escoamento entre estes materiais e o tecido ósseo. Os polímeros possuem um baixo
módulo de elasticidade e baixo limite de escoamento, enquanto que o aço e o titânio
apresentam um alto módulo de elasticidade e alto limite de escoamento. No entanto,
implantes de magnésio apresentam propriedades mecânicas semelhantes às do osso
humano, de tal modo a se adaptar perfeitamente entre as características mecânicas
dos polímeros e dos implantes metálicos não reabsorvíveis, tornando-se assim um
material ideal para implantes ortopédicos (SEITZ et al, 2012).
As propriedades mecânicas das ligas de Mg dependem da sua microestrutura,
que é função das suas condições de resfriamento durante a solidificação e no seu
estado sólido (GUO et al., 2009). Por exemplo, enquanto a liga Mg72Zn23Ca5 é
essencialmente amorfa, a adição de Pd reduz a possibilidade de formação de vidro
metálico no processo de resfriamento, favorecendo a formação de fases cristalinas.
Testes de nanodureza mostraram que a adição de Pd aumentou a resistência da liga
e isto se deve à formação de fases cristalinas de alta resistência mecânica. A
resistência com a adição do Pd aumentou de 2.71 GPa (para x=0 Pd) para 3.9 GPa
(para x=6 Pd), enquanto que a resistência ao desgaste foi maximizada por um teor
intermediário de Pd na liga Mg70Zn23Ca5Pd2 (GONZÁLES et al., 2012). A liga fundida
Mg4Zn0.2Ca consiste basicamente de partículas de Mg de fase α, havendo a redução
da energia de falha de empilhamento com o acréscimo de alta porcentagem de Zn em
solução sólida (YU SUN, 2012). A adição de Zn à liga também promove seu
endurecimento por solução sólida (GAO et al., 2005) e reduz a temperatura de fusão
das ligas fundidas (KAINER, 2003). A adição progressiva de Ca em ligas Mg-Zn-Ca
favorece o refinamento de grão no processo de solidificação a quente, ao mesmo
tempo em que ocorre a precipitação das fases Ca2Mg6Zn3 e Ca2Mg5Zn13, levando ao
aumento da resistência e da tenacidade destas ligas (SHI et al, 2006; GENG et al,
2009). Entretanto, teores acima de 6% at Ca fragilizam a liga e acima de 10% at Ca
reduzem significativamente sua tendência de amorfização (DANEZ, 2011). As ligas
amorfas exibem um comportamento mecânico diferente dos metais cristalinos, os
quais dependem da densidade e da habilidade do deslocamento das discordância.
57
As ligas amorfas falham de maneira repentina, pela rápida propagação de bandas
de cisalhamento, especialmente em baixas temperaturas (SURYANARAYANA et al.,
2011). Elas também possuem elevada resistência mecânica e baixa ductilidade em
tração, sendo mais dúcteis sob compressão. Geng et al. (2009) avaliaram as
propriedades mecânicas das ligas cristalinas do sistema Mg-Zn-Ca, cujos valores
podem ser comparados aos obtidos por Li et al. (2008) e por Zberg et al (2009) com
ligas amorfas (TAB. 3.6).
TAB. 3.6 Propriedades mecânicas das ligas amorfas e cristalinas do sistema Mg-Zn-Ca
Amorfo Cristalino Tratamento LRT/LRC Deformação Resistência
à fratura Autor
Mg98,2Zn1,5Ca0,3 ... x Fundido 211 MPa 17% ... Geng et al
(2009)
Mg98,2Zn1,5Ca0,3 ... x Extrudado 273 MPa 34% ... Geng et al
(2009)
Mg68Zn28Ca4 x ... ... 828 Mpa 1,28% ... Li et al
(2008)
Mg66Zn30Ca4 x ... ... 565 ±
23,2 MPa ˂2% ...
Li et al
(2008)
Mg70Zn25Ca5 x ... ... 531,2 ±
22,8 Mpa ... ...
Li et al
(2008)
Mg66Zn30Ca4 x ... ... ... ... 716 - 854
MPa
Zberg et
al (2009)
Mg71Zn25Ca4 x ... ... ... ... 672 - 752
Mpa
Zberg et
al (2009)
Conforme observado na TAB. 3.6, a liga cristalina de composição
Mg98,2Zn1,5Ca0,3 fundida possui um limite de resistência à tração de 211 MPa e
deformação de 17%, alcançando valores de 273 MPa e 34% quando extrudada.
Li et al. (2008) mostraram que as ligas amorfas Mg66Zn30Ca4 e Mg70Zn25Ca5
possuem resistência à compressão de 565 (± 23,2) MPa e 531,2 (± 22,8) MPa,
respectivamente, comparados aos 181,1 (± 5) MPa do Mg puro. A liga amorfa de
composição Mg68Zn28Ca4 apresentou maior limite de resistência em compressão (828
MPa) e resistência à fratura variando de 716 a 854 MPa. De acordo com estes
resultados, observou-se que a resistência à compressão foi maior em amostras de
menor diâmetro e que a presença de amorfo melhorou a resistência à fratura (FIG.
3.15), embora o aumento do teor de Mg (Mg71Zn25Ca4), mantendo-se o estado amorfo,
58
promova uma redução dos valores de resistência à fratura para limites entre 672 a
752MPa.
FIG. 15 (a) Curva tensão-deformação sob compressão para as ligas Mg68Zn28Ca4 e Mg80Zn15Ca5 com diâmetros de 2 e 3 mm, respectivamente. (b) resistência à fratura das ligas Mg72-xZn28Cax (x=0-6) com diâmetros de 2 e 3 mm (Danez,
2011).
Os resultados disponíveis na literatura mostram que as ligas atuais de Mg que
contem elementos de terras raras apresentam melhores propriedades mecânicas em
comparação com outras ligas sem estes elementos, enquanto a degradação continua
a ser variável, dependendo do composto de terras raras utilizados.
3.7 TRATAMENTO DAS LIGAS DE MAGNÉSIO
A alta taxa de degradação dos implantes de Mg no ambiente fisiológico corporal
reduz sua resistência mecânica, antes mesmo que os tecidos tenham tempo suficiente
para cicatrizar, limitando a eficácia do dispositivo, ou inviabilizando seu emprego.
Conhecer o processo de cura dos tecidos corporais é de fundamental importância para
o planejamento das ligas e para o processamento do biomaterial, especialmente
quanto ao controle da sua taxa de degradação. O processo de cicatrização fisiológica
envolve três fases ou estágios, quais sejam: inflamatória; reparativa e de
remodelação. A fase inflamatória inicial geralmente dura de 3 a 7 dias, e consiste na
resposta natural do sistema imune do corpo ao dispositivo biomédico implantado. A
fase reparativa geralmente dura de 3 a 4 meses e engloba o tempo de integração do
implante com os novos tecidos regenerados. A fase de remodelação final é a mais
59
longa, podendo levar de vários meses a anos para ser completamente concluída. A
eficácia de um dispositivo de Mg depende da adequada relação entre a sua taxa de
degradação e sua integridade estrutural (WANG et al, 2010). O equilíbrio entre
degradação/integridade mecânica/cicatrização deve durar, em média 12 semanas.
Entretanto, as ligas de Mg podem degradar-se completamente antes do final deste
período (RUCDI, 2002).
Segundo Guo (2010), os principais fatores metalúrgicos que interferem no
desempenho corrosivo das ligas de Mg são: a composição química e a microestrutura;
o tamanho de grão e o tratamento térmico da liga. Existem diversas abordagens para
o ajuste das propriedades visando-se uma aplicação específica.
Os tratamentos utilizados para as ligas de Mg visam a melhoria de suas
propriedades, especialmente mecânicas e corrosivas, estando na dependência da sua
natureza e composição química, bem como da aplicação a que o produto final se
destina. Por exemplo, a solubilização e o envelhecimento artificial visam o aumento
das propriedades mecânicas da liga, enquanto que o recozimento alivia as tensões e
a homogeinização conduz o metal a uma etapa seguinte de processamento. O
processo de solidificação rápida pode retardar o mecanismo de corrosão localizada e
generalizada das ligas Mg-Al (IZUMI et.al, 2009). O refinamento do grão através do
forjamento ou laminação pode melhorar a resistência à corrosão do magnésio puro,
enquanto que o tratamento térmico surte efeito contrário (LI e ZHENG, 2013). Durante
o processo de tratamento térmico é aconselhável que se mantenha uma atmosfera
inerte para reduzir a oxidação superficial da liga, bem como evitar que ocorra a
combustão durante o processo de aquecimento. Os gases mais utilizados para esta
proteção são o hexafluoreto de enxofre, dióxido de enxofre, dióxido de carbono e
gases inertes. Entretanto, Lima (2012) afirmou que quando a temperatura do
tratamento térmico for inferior a 400oC, o processo de aquecimento pode ser
executado sem uma atmosfera protetora.
Devido à elevada atividade química do magnésio, qualquer um dos elementos de
liga ou impurezas na sua forma pura ou na fase intermetálica aumenta a corrosão
galvânica do magnésio ou de suas ligas, onde a matriz de magnésio atua como um
anodo da célula micro galvânica e se dissolve (LI e ZHENG, 2013). A purificação reduz
extremamente a taxa de corrosão do magnésio puro. Quando a concentração de
60
impurezas excede um determinado limite de tolerância, a taxa de corrosão é
severamente acelerada (SONG, 2007). Tais limites de tolerância são influenciados
pelo processo de fabricação e pela presença de um terceiro elemento químico. Na
presença deste terceiro elemento, o comportamento de corrosão do magnésio puro
passa a depender mais da razão do teor das impurezas (como a razão Fe / Mn, por
exemplo), do que propriamente dos seus valores de conteúdo (LEE et al., 2009).
Um grande obstáculo da produção comercial de peças fundidas das ligas de Mg
se deve à dificuldade para a obtenção de propriedades mecânicas adequadas. Isto se
deve à presença de defeitos durante o processamento, tais como porosidade,
inclusões de escória e bandas de segregação. Além disto, o processo de usinagem
destas ligas ainda é pouco compreendido (SALAHSHOOR &GUO, 2009).
Gérrard et al., (2012) relataram que os principais fatores que influenciam a taxa
de corrosão do Mg e suas ligas são: a introdução de elementos de liga e a modificação
ou tratamento da sua superfície. O desenvolvimento de ligas à base de magnésio foi
discutido em itens anteriores. O segundo método utilizado no intuito de reduzir a taxa
de degradação in situ dos dispositivos biomédicos implantados envolve a modificação
da superfície do implante, por meio de um processo de tratamento que forneça uma
barreira de resistência contra o ambiente do corpo. A estrutura e o volume total das
ligas à base de Mg determinam as suas propriedades mecânicas, mas são as
propriedades superficiais que influenciam as interações entre o metal e o ambiente
tecidual corpóreo circundante, ou seja, a estrutura da superfície de um implante é
muito importante, uma vez que ela é que determina se haverá ou não uma efetiva
integração entre o dispositivo implantado e os tecidos circunvizinhos.
Consequentemente, as modificações e os tratamentos de superfície desempenham
um papel importante no controle da taxa de degradação do implante.
Várias técnicas de modificação de superfície foram desenvolvidas para alterar as
características da superfície dos biomateriais. Tais técnicas empregam processos
mecânicos, físicos, químicos ou físico/químicos. Alguns itens devem ser
cuidadosamente observados e monitorados antes e durante a execução destes
processos, tais como: 1) evitar a presença de elementos nocivos (Ni, Cu, Fe, etc) e
de alguns sais remanescentes emulsificados (Cl-), os quais induzem a um grave
processo corrosivo e à liberação de gás H2; 2) evitar a remoção da camada fundida
61
superficial e 3) evitar a introdução de partículas de impurezas nos processos de
jateamento (GUO, 2010).
3.7.1 PROCESSOS MECÂNICOS DE MODIFICAÇÃO DA SUPERFÍCIE
Técnicas de processamento mecânico alteram a morfologia da superfície dos
biomateriais, entre elas: laminação, jateamento, polimento, escovação e fresagem. A
rugosidade da superfície pode influenciar tanto na morfologia e no crescimento das
células quanto na integração do implante. Portanto, a criação de sulcos,
microcavidades criadas no jateamento e condicionamento ácido promovem um maior
crescimento e proliferação celular, além de interferir na orientação e no processo de
ligação das células com o biomaterial, comparado as superfícies sem modificações
(JAYARAMAN et al, 2004). As técnicas de usinagem e de laminação promovem
tensões compressivas na superfície, resultando no endurecimento superficial do
material. Bach et al.(2007) investigaram a influência da fresagem na rugosidade
superficial e na microdureza das camadas superficiais, demonstrando que os
parâmetros de usinagem influenciam a integridade da superfície e a resistência à
corrosão dos implantes. Na usinagem das ligas de Mg deve-se empregar baixas
forças de corte, com baixas cargas mecânicas e térmicas da ferramenta, tornando
possível a usinagem a seco, embora exista o risco de incêndio do dispositivo. A
observação de adequados parâmetros de usinagem produz uma superfície íntegra,
favorecendo o processo de corrosão uniforme do dispositivo, permitindo que o
implante mantenha sua resistência mecânica durante o período de cicatrização da
região que sofreu a lesão (SALAHSHOOR &GUO, 2009). Von Der Hoh et al. (2009)
analisaram o comportamento da liga de Mg-Ca (0,8% em peso Ca) usinada com três
geometrias. A primeira amostra de teste consistia em um cilindro usinado com três
milímetros de diâmetro, cuja superfície continha somente as marcas da ferramenta
utilizada. A segunda amostra possuía a mesma geometria cilíndrica e usinada, sendo
posteriormente jateada durante 30 segundos com areia com tamanho entre 300 a 400
micrômetros. A terceira amostra consistia deste mesmo cilindro, porém no formato de
rosca. Os resultados mostraram após seis meses de implantação em coelhos adultos
(Nova Zelândia), os cilindros lisos da primeira amostra exibiram uma boa integração
com os tecidos circundantes, além de sofrerem uma menor perda estrutural. Por outro
62
lado, os cilindros jateados tinham sido degradados totalmente, enquanto que os
cilindros rosqueados variaram entre estes dois extremos. Estes resultados indicaram
que a microtopografia mais lisa dos cilindros foi mais adequada para as ligas
reabsorvíveis de Mg, enquanto que as amostras com uma superfície mais rugosa
levou a uma elevada taxa de degradação. Isto reforça a idéia de que a diferença de
rugosidade da superfície dos materiais pode influenciar significativamente as taxas de
degradação in vivo. O estudo também destacou a necessidade de uma investigação
mais aprofundada sobre os efeitos de diferentes modificações de superfície sobre
outras ligas de Mg biocompatíveis.
Durante a operação de laminação a estrutura do grão da superfície é alterada
pelas tensões de compressão, modificando significativamente sua microtopografia.
Denkena et al. (2011) demostraram que há redução significativa na taxa de corrosão
da liga de Mg-Ca submetida ao processo de laminação. Além disto, a tensão residual
compressiva após a laminação reduz a formação de microtrincas a partir de pontos
de nucleação de trincas pré-existentes no interior do material, aumentando o seu ciclo
de vida em fadiga.
3.7.2 PROCESSOS FÍSICOS E QUÍMICOS DE MODIFICAÇÃO DA SUPERFÍCIE
Do ponto de vista da engenharia, a maneira mais eficaz de se evitar a corrosão
consiste em revestir o componente metálico com uma barreira protetora capaz de
isolá-lo eficazmente do seu ambiente circundante. Para ser eficaz contra a corrosão,
o revestimento de proteção tem de ser uniforme, bem aderido e livre de quaisquer
imperfeições, tais como pites, arranhões e fendas. Entretanto, o principal obstáculo
em relação à obtenção desta camada nas ligas de Mg é a presença da camada
superficial de óxido / hidróxido formada pela alta reatividade química deste metal. Isto
promove um efeito prejudicial sobre a capacidade do revestimento em aderir-se à
superfície do metal e formar uma camada protetora uniforme. Desta forma, a limpeza
e um pré-tratamento adequado da superfície do metal é um fator crucial na obtenção
de um revestimento de superfície eficaz (GÉRRARD et al, 2012).
A literatura relata diversos processos físicos, químicos e físico/químicos a serem
adotados para controlar a taxa de corrosão dos materiais. De acordo com a técnica
utilizada, estes métodos de revestimento podem ser de conversão ou de deposição,
63
destacando-se: deposição de vapores por meios físico e químico, implantação iônica
e galvanização, revestimento por aspersão térmica, revestimento de conversão
química, fusão da superfície com laser, revestimentos de fosfato de cálcio, deposição
eletroquímica e anodização. Entretanto, grande parte destes processos não podem
ser aplicados para biomateriais à base de Mg. Isto se deve às altas temperaturas
empregadas aos processos, sendo as mesmas incompatíveis com o substrato, além
da possibilidade de se criar uma superfície potencialmente tóxica a estes dispositivos.
Por exemplo, o processo de deposição de vapores físico envolve a deposição de finas
camadas de átomos de metais e ligas metálicas em sua fase vapor sobre uma
superfície de substrato. Durante este processo um metal ou liga metálica é aquecida
na câmara de vácuo até sua evaporação e, em seguida, o vapor condensa sobre o
substrato mais frio. No caso do Mg como substrato, a limitação está na temperatura
de execução do processo, a qual varia entre 400 e 550 °C, enquanto que temperaturas
acima de 180 °C geram problemas de estabilidade para este material. Além disto,
baixas temperaturas do substrato interferem negativamente na adesão e na
resistência à corrosão do revestimento. Outro exemplo que pode ser citado é quanto
à utilização de materiais tóxicos prejudiciais para a saúde humana em alguns
processos de revestimentos por conversão química, como por exemplo, a presença
de cromo hexavalente (Cr6+) utilizado nos revestimentos de cromato. Os
revestimentos por conversão química são obtidos através do tratamento químico da
superfície de Mg e suas ligas, produzindo uma fina camada externa de óxidos
metálicos, fosfatos e outros compostos que se ligam quimicamente à superfície do
substrato. Este revestimento atua como uma barreira protetora, a qual isola o
substrato do ambiente circundante, evitando sua corrosão (YANG et al, 2011).
Industrialmente, existem diversos tipos de revestimentos de conversão tais como:
cromato, fosfato / permanganato, terras raras, estanato, hidretos, tratamentos
eletroquímicos, anodização, oxidação micro arco, galvanização, deposição física de
vapor, tratamento com revestimento orgânico, dentre outros.
Do ponto de vista industrial, a eletrodeposição com revestimentos metálicos (Ni,
Cr, Al) é uma técnica altamente eficaz para o revestimento de Mg e suas ligas,
conferindo-lhes revestimentos com boas propriedades mecânicas e proteção eficaz
contra a corrosão. Entretanto, estes metais são prejudiciais para os tecidos humanos,
o que os torna altamente inadequados para aplicações biomédicas. Entretanto, existe
64
uma forma mais biocompatível de revestimento por conversão química, utilizando-se
uma variedade de compostos de fosfato de cálcio, em particular a hidroxiapatita
[Ca10(PO4)6(OH)2], a qual tem sido amplamente utilizada em várias aplicações
biomédicas, especialmente como substituto ósseo (KRAUSE et al, 2010). Várias
técnicas de revestimento por conversão química têm sido utilizadas para depositar
revestimentos de fosfato de cálcio sobre substratos de Mg. Dentre elas destacam-se
a anodização, os revestimentos biomiméticos e a eletro-deposição. Qualquer um
destes métodos de revestimento pode induzir à deposição da apatita do osso na
superfície do dispositivo do implante, conduzindo a bons resultados de bioatividade
“in vitro” e “in vivo” (LI et al., 2013). Em muitos casos, uma única camada de
revestimento pode não ser suficiente para isolar o substrato da solução circundante.
Assim, os revestimentos com duas ou mais camadas fabricadas por diferentes
técnicas combinadas pode ser uma solução promissora. As principais vantagens da
utilização da hidroxiapatita em aplicações de engenharia dos tecidos duros envolvem
sua bioatividade, lenta degração in situ, além de suas propriedades de
osteocondutividade e capacidade osteoindutiva (WITTE et al., 2007). Wang et al.
(2009) produziram um revestimento de fosfato de cálcio através da imersão de um
substrato de Mg em uma solução contendo Ca e P [Ca(NO3)2 e Na2HPO4], obtendo
uma camada superficial de difosfato de cálcio di-hidratada. Esta camada mostrou-se
eficaz na proteção para o substrato de Mg durante os primeiros 21 dias de imersão
em um fluido corporal simulado.
Drynda et al. (2008) citam que os revestimentos com flúor aumentam a resistência
à corrosão do Mg e suas ligas, reduzindo a citotoxicidade do implante e promovendo
sua osseointegração ainda na fase precoce da cicatrização. Estes autores
desenvolveram ligas de Mg-Ca revestidas com flúor, as quais apresentaram melhores
características mecânicas, boa biocompatibilidade em relação as células vasculares
e redução da degradação cinética. Em 2010, Yan et al. criaram um revestimento com
flúor em uma liga de magnésio (AZ31B), o qual proporcionou a manutenção de
adequadas propriedades mecânicas da liga por um período de 45 dias imersa em
SBF. Pereda et al (2010) relataram que os subprodutos gerados pela corrosão das
ligas de Mg revestidas com flúor não afetam o organismo do hospedeiro. Entretanto,
Witte et al. (2005) verificaram que o revestimento com MgF2 reduziu a taxa de
corrosão in vivo da liga LAE442, sem que houvesse elevada concentração de flúor no
65
osso adjacente, enquanto que Thomann et al. (2010) afirmaram que o revestimento
MgF2 não promove a redução da taxa de corrosão, além de também não manter a
resistência mecânica do dispositivo de maneira satisfatória.
O revestimento composto por SiO2 bioativo (Bioglass) tem como objetivo otimizar
a adesão ao osso, enquanto sua degradação é retardada (Ho et al, 2010).
Song et al. (2010) usaram uma técnica de eletrodeposição na produção três tipos
de revestimento: difosfato de cálcio di-hidratada, hidroxiapatita e fluorapatita. O estudo
revelou que o revestimento de fluorapatita possuía melhor estabilidade em longo
prazo e manteve-se intacto após 1 mês de imersão em um fluido corporal simulado,
proporcionando uma eficaz resistência à corrosão para a liga de magnésio estudada.
A anodização é um processo eletroquímico que promove uma alteração química
da superfície por meio de oxidação, produzindo uma camada superficial de óxido
estável. A estrutura desta camada é caracterizada por uma fina barreira na interface
óxido/metal, seguida por uma camada menos densa de óxido poroso. Diversos
materiais de revestimento e tratamentos de superfície por anodização utilizados
industrialmente nas ligas de Mg são tóxicos para o corpo humano. Desta forma, deve-
se optar pela deposição de elementos biocompatíveis, conforme citado anteriormente.
Hiromoto et al. (2000) estudaram os efeitos da precipitação controlada de fosfato de
cálcio em substratos de Mg puro por anodização, seguidos do tratamento térmico em
autoclave e imersão em solução de Hank. Na etapa de processamento foram obtidas
películas porosas (voltagem de 7 a 100V), as quais exibiram corrosão por pite,
enquanto que películas não porosas foram formados com voltagens menores (de 2 a
20V). Após estes procedimentos, verificou-se que os substratos revestidos com o
fosfato de cálcio apresentaram uma taxa de corrosão reduzida.
Guo et al. (2009) utilizaram a liga AZ31B e obtiveram uma película de óxido de
magnésio através da técnica de oxidação anódica com uma corrente constante. Estes
autores constataram que a película obtida através desta técnica de processamento foi
capaz de retardar eficientemente o processo de degradação da liga, bem como de
reduzir a mutagênese e suas reações hemolíticas. Resultados semelhantes foram
obtidos por Zhang et al. (2010) os quais relataram uma melhor resistência à corrosão
e ao desgaste da liga AZ91D após o tratamento de oxidação anódica e exposição em
solução de Hank. Song (2007) demonstrou que a camada de óxido formada pela
66
anodização de um substrato de Mg puro foi capaz de proporcionar uma barreira eficaz
contra a corrosão durante 1 mês em solução de Hank. Durante esse tempo, não foi
detectada nenhuma evolução de hidrogênio, indicando que a degradação havia sido
retardada. Guo (2010) relatou que os revestimentos de óxido anódico geralmente
apresentam baixa resistência ao desgaste, devido à sua baixa dureza. Além disso, o
custo deste processo é cerca de duas vezes maior, comparado aos revestimentos de
conversão fornecidos pelos tratamentos eletrolíticos, por exemplo. O processo de
anodização é ainda muito demorado e de alto consumo de energia elétrica.
O processo eletroquímico que utiliza uma alta tensão anódica e uma alta
densidade de corrente próximo da superfície do metal para induzir a oxidação é
chamado de oxidação com formação de micro-arco. A camada de óxido formada por
este processo é consideravelmente mais espessa do que a obtida por anodização
convencional, uma vez que a superfície do substrato metálico também é oxidada. Esta
técnica pode ser utilizada para a deposição de revestimentos cerâmicos em metais e
suas respectivas ligas, como Al, Mg, Ta, Ti, W, Zn e Zr. Uma vez que os parâmetros
deste processo são adequadamente ajustados, são produzidos revestimentos de alta
qualidade, com alto padrão de adesão, maiores resistências mecânica e à corrosão e
ao desgaste e alta micro dureza superficial.
Revestimentos poliméricos adequadamente selecionados podem sofrer um
processo lento de degradação e retardar o processo corrosivo de um implante e Mg,
mantendo a sua integridade mecânica durante um período de tempo mais longo. A fim
de atingir os requisitos desejáveis, um revestimento de polímero deve aderir-se ao
substrato, ser resistente e flexível o suficiente para suportar os movimentos regulares
dos implantes, além de poder ser submetido ao processo de esterilização. Uma das
vantagens dos revestimentos poliméricos é que eles permitem ajustes químicos,
físicos e mecânicos visando atender uma aplicação específica. Revestimentos
poliméricos, tais como a quitosana (GU et al, 2009) e o ácido polilático (PLGA – Li et
al, 2010) mostraram-se eficazes em melhorar a resistência à corrosão e promover
maior fixação das células em ligas Mg-Ca e Mg-Zn, respectivamente, comparadas às
ligas sem revestimento. As técnicas de revestimento polimérico à base de água
possuem a vantagem de reduzir os efeitos dos solventes sobre o substrato, liberando
uma menor quantidade de resíduos tóxicos produzidos durante sua degradação.
67
Embora os revestimentos poliméricos possuam o potencial de modificar as
propriedades de superfície de implantes com base em Mg, as pesquisas têm se
voltados no sentido de encontrar materiais poliméricos que possam produzir
revestimentos finos e confiáveis e que possuam taxas de degradação controláveis, os
quais mantenham sua eficácia mecânica pelo tempo adequado.
De uma maneira geral, os revestimentos aumentam a resistência à corrosão do
Mg e suas ligas. Os fatores críticos que determinam o desempenho dos mesmos são
especialmente: a taxa de corrosão, a superfície química, a adesão e a forma desta
adesão. Revestimentos cerâmicos de fosfato de cálcio reduzem a densidade de
corrente de corrosão por até duas ordens de grandeza. Entretanto, o controle destas
fases e a formação de trincas durante seu processamento ainda são insatisfatórios
(HORNBERGER et al., 2012).
3.8 DESENVOLVIMENTO DE NOVAS ESTRUTURAS
Algumas das técnicas de desenvolvimento estruturais aplicadas na engenharia de
tecidos, como a metalurgia do pó e laser foram utilizados na fabricação de arcabouços
porosos de magnésio (scaffolds), ou de polímeros que atuem como mecanismos de
liberação de fármacos ou drogas. Wen et al. (2004) investigaram o magnésio poroso
processado através da tecnologia de metalurgia do pó, com porosidade de 35% a 55%
e tamanho do poro variando entre 70 e 400 µm. Os resultados indicaram que o módulo
de elasticidade e a tensão de escoamento aumentaram com a redução do percentual
da porosidade e do tamanho de poros. Além disto, nestas mesmas condições, as
propriedades mecânicas do magnésio poroso assemelhavam-se às do osso
esponjoso natural. O compósito de matriz metálica de magnésio obtido por metalurgia
do pó e pelo método de fundição por agitação (stirring cast method,) permite a
incorporação de reforços como a hidroxiapatita (HA) e o polifosfato de cálcio,
favorecendo a melhoria das propriedades mecânicas, da resistência à corrosão e
biocompatibilidade (LI et al, 2013). A quantidade, a distribuição e tamanho destes
reforços possuem uma importância fundamental para as propriedades mecânicas e
corrosivas destas matrizes de magnésio. Em geral, matrizes compostas de magnésio
com quantidades abaixo de 20% em peso de reforços distribuídos de forma
homogênea são desejáveis (LI et al, 2013). Na maioria das vezes estes reforços são
68
duros e quebradiços e geralmente promovem melhor resistência à compressão,
enquanto que sua resistência à tração e alongamento são inferiores às das ligas sem
os mesmos. A HA pode estabilizar a taxa de corrosão da matriz, uma vez que ela
estimula um ataque corrosivo mais uniforme à superfície do material, devido à sua
uniformidade (WITTE et. al, 2010). Entretanto, Gu (2009) verificou que a taxa de
corrosão do compósito Mg / HA é maior do que a apresentada por um volume de Mg
puro. Além disto, este autor afirmou que ocorre uma elevação da taxa de corrosão em
função do aumento no teor de HA. Isto seria devido à formação de mais locais
anódicos, os quais criam acoplamentos galvânicos na matriz composta por Mg / HA.
Vidros metálicos à base de magnésio apresentam comportamento uniforme quanto à
corrosão, como resultado de sua estrutura monofásica e homogeneidade química,
conforme já abordado anteriormente. Zberg et al. (2009) relataram que o vidro
metálico à base de magnésio e rico em zinco (Mg60Zn35Ca5) não apresenta evolução
significativa de hidrogênio clinicamente observáveis “in vivo”. Gu (2009) demonstrou
que a liga amorfa Mg66Zn30Ca4 exibiu uma taxa de corrosão diminuída, com morfologia
de corrosão uniforme e uma melhor citocompatibilidade com células MG63 bem
aderidas e crescendo em sua superfície.
3.9 CORROSÃO E DEGRADAÇÃO DO MAGNÉSIO E SUAS LIGAS
A série eletroquímica, ou série eletromotriz, representa uma sequência de
elementos químicos dispostos de acordo com seus respectivos potenciais de eletrodo.
O hidrogênio é tomado como possuindo o potencial de eletrodo zero. Daí, os
elementos que possuem maior tendência que o hidrogênio em perder elétrons para
suas soluções são denominados eletropositivos, enquanto que os elementos que
tendem a ganhar elétrons de suas soluções são denominados eletronegativos.
Segundo a tabela (ou fila) de reatividade dos metais, o metal mais reativo é aquele
que doa elétrons mais facilmente, ou seja, é mais eletropositivo, possuindo maior
caráter metálico. De acordo com esta classificação, o magnésio é um dos metais mais
reagente, ou menos nobre (TAB. 3.7).
69
TAB. 3.7 Fila ou tabela de reatividade dos metais
Os dispositivos à base de Mg implantados no corpo humano entram em contato
com os fluidos corporais, ricos em HCl. Em seguida, ocorre uma imediata e vigorosa
reação do magnésio com o HCl, formando o cloreto de magnésio (MgCl2), com
consequente liberação do gás hidrogênio (EQ. 3.1 e 3.2). Wolf et al., (2007) afirmaram
que a corrosão do aço inoxidável na presença de cloretos é um processo auto
catalítico, enquanto que para o Mg e suas ligas, este processo tende a ser auto
limitante, onde a corrente atinge um valor constante na região do pite de corrosão.
Verificou-se que, na presença de altas concentrações de Cl- ocorre uma elevação
da intensidade de corrente e o deslocamento do potencial de ruptura para valores
mais catódicos. A análise dos produtos de corrosão das ligas de Mg por EDX revelou
a presença na superfície de Mg, Cl e O, o que pode estar associado à formação de
MgCl2, MgO ou Mg(OH)2. O Mg é um metal ativo e seus parâmetros de degradação
são afetados por diversos fatores físicos, químicos, eletroquímicos, pH do meio,
contato com células e enzimas, composição e a microestrutura da liga (GU et al,
2009), natureza do meio de corrosão, método de preparação do material, presença
ou não de tratamentos da superfície, grau de imperfeições no interior do material,
dentre outros. Estes fatores são extremamente importantes quando um biomaterial à
base de magnésio é implantado no corpo, uma vez que ele estará sujeito ao processo
de biocorrosão.
Estudos mostram que um dos fatores mais importantes na determinação da
corrosão de um implante de magnésio é a pureza da liga (PERSAUD-SHARMA &
MCGOROM, 2012). O Mg refinado frequentemente possui quantidades
remanescentes de outros elementos de impureza. Tais impurezas são resultantes da
composição natural de magnésio encontrado no interior da terra, bem como os
processos de fundição e refinamento utilizados. O grau de impurezas após o processo
70
de refinamento depende da eficácia deste processo em si. Os elementos de impureza
atualmente encontrados no magnésio incluem: cobre, berílio, níquel e ferro. A norma
para inclusão de elementos característicos em magnésio cita: 4 ppm Be, 100-300 ppm
Cu, 35-50 ppm Fe e 20-50 ppm Ni (% em peso). A quantidade dessas impurezas deve
ser controlada para qualquer aplicação, especialmente se é desejado o magnésio
puro. Negligenciar a remoção de tais impurezas do magnésio pode causar implicações
prejudiciais, especialmente quando da aplicação destes materiais na área biomédica.
Um exemplo seria um stent de magnésio com uma quantidade excessiva de níquel, o
qual é conhecido por ser prejudicial para as células. A lixiviação do Ni no corpo produz
efeitos tóxicos biológicos (WITTE el al, 2008). Hillis & Murray (1987) relataram que
três elementos de impureza, quais sejam o Fe, o Ni e o Cu são críticos, aumentam
significativamente a taxa de corrosão do Mg. Estes metais são prejudiciais devido a
seus baixos limites de solubilidade sólida, além de servirem como locais catódicos.
Locais catódicos formam células de corrosão e representam regiões do material onde
ocorrem as reações de redução. Após o contato do dispositivo com os fluidos
corporais, ocorrerá a dissolução preferencial do material anódico, enquanto a massa
do material catódico permanecerá. Isto pode causar uma série de problemas
relacionados à ação enzimática, metabólica e catabólica do remanescente catódico,
como também do seu processo de remoção por parte dos órgãos excretores, como
os rins, o fígado e o baço (PERSAUD-SHARMA & MCGOROM, 2012).
O comportamento de corrosão do magnésio não segue o processo normal para a
corrosão de outros materiais. Normalmente, as reações anódicas e catódicas seguem
o comportamento dos processos eletroquímicos de corrosão. Em geral, as reações
anódica e catódica são inversamente relacionadas. Na medida em que o potencial
aplicado (Eappl) ou a densidade de corrente aumentam, ocorrem aumentos das taxas
de reação anódica e redução das taxas de reação catódica. Um aumento do potencial
anódico aplicado provoca um aumento na taxa de dissolução anódica, enquanto o
sítio catódico reduz a evolução de gás hidrogênio. A FIG. 3.16 mostra as reações
parciais normais anódica (Ia) e catódica (Ic) para metais como zinco, cobre, ferro e
aço, mostrando-se coerentes com a teoria de Tafel. De acordo com esta teoria, as
taxas destas duas reações parciais são iguais ao potencial de corrosão (Ecorr).
Normalmente, o aumento positivo do potencial aplicado (Eappl) altera o potencial
anódico (Ia) para Img,e, enquanto o potencial catódico diminui ao longo da curva Ic
71
para IH,e. No entanto, isto não é exatamente o que acontece com as ligas à base de
magnésio. Para tais ligas, um aumento positivo no potencial (Eappl) provoca um
aumento tanto no potencial parcial anódico e na reação catódica parcial,
representadas, respectivamente por linhas tracejadas IH e IMg. Esta é a característica
mais importante do “Efeito Diferença Negativa” (EDN), que as ligas de magnésio
experimentam. Devido ao EDN, a corrosão do magnésio envolve processos diferentes
e diversas teorias têm sido propostas para explicar este sistema de corrosão, embora
a maioria delas não explique integralmente o comportamento de corrosão observado
com o Mg.
FIG. 16 Teoria cinética mostrando o efeito diferença negativa (EDN), em relação ao comportamento preditivo normal esperado para os metais pela teoria Tafel
(PERSAUD-SHARMA & MCGOROM, 2012)
72
3.10 TEORIAS DA CORROSÃO PARA O MAGNÉSIO
A FIG. 3.17 (A e B) representa o modelo que explica a formação parcial de uma
película superficial protetora. Naturalmente, as finas películas passivadoras formam-
se sobre a superfície do magnésio, protegendo-o do meio corrosivo.
FIG. 17 Corrosão localizada: A) aplicação de baixo potencial ou densidade de corrente e B) aplicação de alto potencial ou densidade de corrente (Persaud-Sharma
& McGorom, 2012)
O modelo acima aponta a EDN como responsável pela ruptura da fina película
protetora quando a corrente flui através da dupla camada elétrica interfacial formada
entre a superfície do substrato de magnésio e o meio eletrolítico aquoso. Isto levaria
à liberação de íons bivalentes (Mg+2) para o meio corrosivo a partir da superfície do
magnésio, devido à oxidação. A corrosão localizada é menor em baixas tensões ou
densidade de corrente aplicadas (FIG. 3.17 A), quando comparada com tensões ou
densidade de corrente mais elevada, onde ocorre a formação de mais pites de
corrosão (FIG. 3.17 B). A hidrólise do magnésio reduz o pH e aumenta a taxa de
corrosão parasítica. Este modelo foi questionado quanto à formação do filme de
natureza protetora. Entretanto, pesquisas recentes conduzidas por Wang et al (2010)
investigaram o comportamento de corrosão da liga de magnésio AZ91, mostrando que
seus produtos de corrosão formam uma película passiva na superfície do material,
retardando sua corrosão adicional.
Um segundo modelo também sugere que a EDN influencia no comportamento da
corrosão do magnésio (FIG. 3.18). Trata-se do modelo dos íons monovalentes, o qual
propõe que um íon monovalente transiente (Mg+) é liberado através da seguinte
reação de oxidação (EQ. 3.5):
A B
73
𝑀𝑔 → 𝑀𝑔+ + 𝑒− EQ. 3.5
Em seguida o Mg+ reagiria quimicamente com dois prótons (2H+), produzindo gás
H2 (EQ. 3.6):
2𝑀𝑔+ + 2𝐻+ → 2𝑀𝑔2+ + 𝐻2(𝑔) EQ. 3.6
FIG. 18 Modelo dos íons monovalentes (PERSAUD-SHARMA & MCGOROM, 2012).
Segundo Song e Atrens (1997) o modelo de íon monovalente não explica como a
taxa de dissolução de magnésio pode cair para valores próximos de zero em um
potencial de aproximadamente 1000 mV acima do potencial Mg+ / Mgeqm.
Em seguida, Song et al. (1997) propuseram um modelo mais coerente para a
corrosão do magnésio, denominado modelo de corrosão eletroquímica. Ele combina
os dois modelos descritos anteriormente, ao mesmo tempo em que aborda suas
lacunas, justificando a EDN e os processos eletroquímicos. De acordo com este
modelo (FIG. 3.19), um aumento da densidade ou potencial de correne aplicado cria
uma maior área na superfície do material livre do filme protetor. Nestas áreas, a
corrosão do magnésio produz o íon monovalente (Mg+) capaz de reagir com a água
para produzir gás hidrogênio (EQ. 3.7):
Mg+ + 𝐻2𝑂 → Mg+ + 𝑂𝐻− + 𝐻2(𝑔) EQ. 3.7
Este modelo propõe que, com a aplicação de densidade ou potencial negativo de
corrente, a película de superfície deve estar intacta. Se toda a superfície é coberta por
uma película, a oxidação de magnésio é muito baixa e este aspecto aborda a natureza
protetora da formação do filme. Este modelo admite a evolução do hidrogênio catódico
em um potencial negativo, até que o potencial de pite seja atingido. Esta corrosão
localizada romperia a camada protetora, permitindo a evolução de mais hidrogênio,
além da liberação de íons Mg2+ para a solução da região sem o filme. Como o potencial
74
eletroquímico ou a densidade de corrente continuam a subir, mais hidrogênio será
liberado, o que está de acordo com o modelo do íon monovalente, cumprindo a
primeira condição da EDN. A dissolução anódica do magnésio mostra que apenas um
elétron está envolvido na reação, ou seja, se a densidade de corrente se mantivesse
constante, mais magnésio poderia ser dissolvido em solução aquosa, o que
representa a segunda condição expressa pela EDN.
FIG. 3.19 Modelo de corrosão eletroquímica para a corrosão do magnésio proposto por Song et al., 1997 (PERSAUD-SHARMA & MCGOROM, 2012).
3.11 MECANISMOS DE CORROSÃO BIOLÓGICA DO MAGNÉSIO
Ghali (2010) relatou que quando o magnésio quimicamente puro é exposto ao ar
atmosférico húmido, uma camada espessa acinzentada amorfa é formada em sua
superfície, cuja composição consiste em hidróxido de magnésio [Mg(OH)2]. A taxa de
oxidação dessa camada protetora possui valores próximos a 0,01 mm / ano, enquanto
em ambiente com água salgada é de cerca de 0,30 milímetros / ano. O magnésio puro
encontra no corpo humano um ambiente corrosivo altamente agressivo,
especialmente em aplicações ortopédicas (TAB. 3.8). Os fluidos corporais são
compostos por água, oxigênio dissolvido, proteínas e íons eletrolíticos, tais como
cloretos e hidróxidos. Neste ambiente, o magnésio, que possui um potencial
eletroquímico de -2,37 V é muito suscetível à corrosão, resultando na liberação de
íons livres que migram da superfície do metal para o ambiente fluido circundante.
Estes íons podem formar diversas espécies químicas, tais como óxidos metálicos,
75
hidróxidos, cloretos e outros compostos. Com a premissa de que não existe uma
barreira termodinâmica para a oxidação da superfície do Mg, esta reação é muito
acelerada, culminando com o consumo da superfície do substrato metálico e com a
evolução de gás de hidrogênio. Esta reação eletroquímica resulta na migração de íons
a partir da superfície de metal em solução, formando espécies que resultam no
surgimento de uma camada de óxido aderida à superfície do metal.
TAB. 3.8 Taxas de corrosão para algumas ligas de Mg imersos em SBF (Gérrard et al, 2012)
Material
Taxa de corrosão In vitro (mg.cm-2.h-1)
Taxa de corrosão In vivo (mg.mm-2.yr-1)
Solução de Hank Fluido simulado
corpóreo
Mg puro(99,95%) 0,011 0,038 -
AZ31 0,0065 - 1,17
AZ91 0,0028 - 1,38
LAE442 - - 0,39
WE43 - 0,085 1,56
A camada de hidróxido de magnésio [Mg(OH)2] formada sobre a superfície do
metal é ligeiramente solúvel e reage com os íons de cloro, formando o cloreto de
magnésio, que é altamente solúvel, além da liberação do gás hidrogênio. Quando a
camada de óxido cobre e protege a superfície do metal, é formada uma barreira
cinética, ou camada passiva. Esta camada limita fisicamente, ou dificulta a migração
das espécies iônicas através da interface da solução com o óxido metálico. A corrosão
do Mg em ambiente fisiológico aquoso está demonstrada nas equações que se
seguem. A reação anódica primária é expressa por meio da reação parcial
apresentado na EQ. 3.8, ao mesmo tempo em que a redução de prótons é expressa
por meio da reação parcial que ocorre no catodo (EQ. 3.9).
𝑅𝑒𝑎çã𝑜 𝑎𝑛ó𝑑𝑖𝑐𝑎: 𝑀𝑔 → 𝑀𝑔2+ + 2𝑒− EQ. 3.8
𝑅𝑒𝑎çã𝑜 𝑎𝑛ó𝑑𝑖𝑐𝑎: 2𝐻2𝑂 + 2𝑒− → 2𝑂𝐻− + 𝐻2 EQ. 3.9
76
As bolhas de gás H2 geradas de acordo com as reações acima, geralmente
aparecem na primeira semana após a cirurgia, desaparecendo após 2 a 3 semanas.
Durante sua formação inicial, uma agulha subcutânea pode ser utilizada para a
remoção deste gás, conforme mencionado anteriormente. De acordo com Song, em
2007, o corpo humano tolera uma taxa de evolução do gás H2 da ordem de 0,01
ml/cm2/dia. Desta maneira, o processo de corrosão do Mg deve ser regulado para que
a taxa de evolução de hidrogênio seja inferior a este valor de tolerância. Nesta
situação, o implante não representa, portanto, uma ameaça ao organismo devido à
evolução de gás. As reações do Mg sólido e do Mg(OH)2 com os íons de cloro em
meio aquoso são apresentados nas EQ. 3.10 e EQ. 3.11.
Mg sólido: Mg(s) + 2Cl−(aq) → MgCl 2 + 2e− EQ. 3.10
Camada de Mg(OH)2: Mg(OH)2(s) + 2Cl−(aq) → MgCl2 + 2OH− EQ. 3.11
A reação geral do processo de corrosão é apresentada na EQ. 3.12.
Mg (s) + 2H2O(l) → Mg(OH)2 (s) + H2(g) EQ. 3.12
Entretanto, a corrosão no ambiente aquoso corporal não é um processo tão
simples, como o que ocorre em outros ambientes, ou testado in vitro. Isto porque a
taxa de corrosão no interior do corpo é influenciada por vários fatores inerentes a este
meio específico, tais como: o pH dos fluidos corporais, as variações de valores do pH,
a concentração de íons, à adsorção das proteínas à superfície dos implantes e à
influência dos tecidos circunvizinhos circundantes (WILLIAMS, 2008).
A norma ASTM F2129-2001 apresenta os procedimentos para estabelecer uma
relação entre os testes desenvolvidos em laboratório (“in vitro”) e o comportamento
clínico de implantes biomédicos. Esta norma fornece as bases para os testes de
suscetibilidade à corrosão dos pequenos dispositivos médicos metálicos implantados,
através do processo de corrosão eletroquímico testado “in vitro”. A norma ASTM
F2129 recomenda o uso de SBF (solução salina fisiológica tamponada), embora a
utilização de outras soluções (Hank’s, Ringers, NaCl, dentre outros) também seja
permitida. Uma clara relação entre estes resultados e a resistência destes dispositivos
à corrosão “in vivo” ainda não foi estabelecida. Corbett et al. (2003) sugeriram que um
77
material que possui um potencial de ruptura acima de 600 mV apresentaria uma
resistência clínica favorável à corrosão. Dispositivos que possuíssem um potencial de
ruptura variando entre 300 e 600 mV estariam no limite da faixa de resistência,
enquanto que os materiais com limite de ruptura abaixo de 300 mV poderiam ter um
comportamento inaceitável “in vivo”. Os limites sugeridos por Corbett et al. (2003) não
são suficientes para prever o sucesso ou o fracasso dos dispositivos “in vivo”. Estes
limites não explicam a variabilidade dos resultados, em função do uso de diferentes
formulações de solução salina tamponada (PBS) utilizadas nos testes. Potenciais de
ruptura variando de 300 a 600 mV podem ser obtidos variando-se a formulação do
PBS. Além disto, dispositivos resistentes à corrosão comprovados clinicamente
podem possuir valores de potencial abaixo de 300 mV. Portanto, a indicação de um
potencial de corrosão específico, conforme o método proposto pela norma ASTM
F2129, não atende como um critério de aceitação apropriado para conclusões finais
quanto à corrosão destes dispositivos. Entretanto, até que um análogo do sangue seja
desenvolvido, esta norma pode ser utilizada para a comparação dos novos
dispositivos e os já existentes, desde que estes possuam uma história de
comportamento favorável à corrosão “in vivo”. Ou seja, uma adequada relação entre
o comportamento da corrosão clínica e eletroquímica “in vitro” dos dispositivos
médicos implantados não pode ser adequadamente estabelecida, até que se
desenvolva uma solução de teste análoga ao sangue. Até então, um valor específico
de potencial de corrosão como critério de aceitação não possui validade científica.
Assim sendo, a norma ASTM F2129-2001 deve ser utilizada para comparações
estatísticas com dispositivos aprovados e que possuam um adequado histórico de
comportamento à corrosão “in vivo”.
A partir do momento em que a camada protetora de óxido se rompe, o substrato
de Mg é exposto aos fluidos corporais, resultando em mais corrosão e na consequente
perda da resistência mecânica, culminando com a falha final do dispositivo
implantado. Diversos tipos de corrosão são observados em dispositivos à base de Mg
implantados no organismo, tais como: corrosão galvânica, granular, por pite, por
fenda, por atrito, por erosão, por stress e corrosão por fadiga (GÉRRARD et al, 2012).
78
3.12 DEGRADAÇÃO IN VIVO DO Mg
Geralmente, o entendimento do processo de degradação de materiais in vivo é
obtido através de uma correlação dos ensaios realizados in vitro, conforme citado
anteriormente. Entretanto, os resultados da degradação in vivo dos implantes de
magnésio possuem uma pobre correlação com as taxas de corrosão observadas in
vitro, uma vez que as ligas de magnésio exibem uma degradação sensivelmente mais
rápida in vitro (Witte et al, 2006). As reações de Mg com soluções aquosas forma uma
camada de hidróxido de Mg na superfície do material, além da evolução do gás
hidrogênio, já demostrado. Esta liberação de H2 gasoso torna-se um sério problema,
especialmente quando o dispositivo destina-se à aplicação em ortopedia, onde a
vascularização e o transporte deste gás são mínimos, resultando na formação de
bolhas de H2 potencialmente prejudiciais ao processo cicatricial.
Witte et al (2006) demonstraram experimentalmente por que o Zn adicionado
como elemento de liga é capaz de reduzir significativamente a quantidade de evolução
de hidrogênio gasoso. Se o Zn for utilizado como elemento de liga, as seguintes
reações serão observadas (EQ. 3.13, 3.14 e 3.15):
𝑍𝑛(𝑠) + 2𝐻2𝑂(𝑎𝑞) → 𝑍𝑛(𝑂𝐻)2(𝑠) + 𝐻2(𝑔) EQ. 3.13
𝑍𝑛(𝑠) → 𝑍𝑛2+(𝑎𝑞) + 2𝑒− 𝑅𝑒𝑎çã𝑜 𝑑𝑒 𝑜𝑥𝑖𝑑𝑎çã𝑜 EQ. 3.14
O Mg pode remover íons de zinco como se segue (Equação 3.15):
𝑀𝑔 (𝑠) + 𝑍𝑛2+ → 𝑍𝑛 (𝑠) + 𝑀𝑔2+(𝑎𝑞) EQ. 3.15
Pelo fato da corrosão representar um efeito de superfície, a composição química
do meio corrosivo influencia fortemente o processo de degradação dos materiais.
Conforme visto anteriormente, a corrosão do Mg em água forma uma camada de
hidróxido (OH-) na superfície do material. Se o meio corrosivo contiver quaisquer
cloretos com concentração acima de 30 mmol / l, o hidróxido será convertido para o
cloreto de magnésio (MgCl2), em vez de hidróxido de magnésio, ou seja, os íons
cloreto podem transformar o Mg(OH)2 em MgCl2 mais solúvel. Uma elevada
concentração de cloreto irá acelerar a reação de transformação do Mg(OH)2 em
MgCl2, favorecendo uma dissolução mais rápida da liga de magnésio. Os fluidos
79
biológicos contêm concentrações de cloretos da ordem de 150 mmol / l, o que induz
à corrosão por pite das ligas de Mg (FIG. 3.20). Em última análise, o tipo de corrosão
evidenciada na superfície do material depende do meio eletrolítico ao seu redor
(PERSAUD-SHARMA & MCGOROM, 2012).
FIG. 3.20 Microfotografia da superfície do magnésio após a realização de análise de polarização em uma solução de NaCl (50 ×). Adaptado de Persaud-Sharma &
McGorom, 2012.
O fluxo dos fluidos corporais em contato com os implantes de Mg também
influencia no seu processo de corrosão. Hiromoto et al (2000) verificaram que o fluxo
sanguíneo impede o acúmulo dos produtos corrosivos na superfície de stents
coronarianos à base de Mg. Na presença de altatensão de fluxo sanguíneo, a corrosão
do dispositivo foi mais uniforme, embora houvessem pontos localizados de corrosão.
Na presença de baixa tensão de fluxo sanguíneo, a superfície do implante fica mais
protegida quanto à corrosão localizada. Os implantes metálicos são propensos à
corrosão durante os seus serviços devido ao meio corrosivo do local da implantação
e na maioria dos casos submetidos a cargas cíclicas. O meio corrosivo, a composição
química da liga e o nível de estresse nas superfícies de contato são parâmetros
importantes, os quais determinam o comportamento de corrosão de implantes
metálicos. Íons cloreto favorecem a dissolução do metal, enquanto que íons fosfato e
proteínas como a albumina inibem o processo de ataque corrosivo, atuando como
tampões do processo. A corrosão do Mg e suas ligas é fortemente influenciado pela
concentração de íons e proteínas presentes nos fluidos corporais (WOLF et al, 2007).
Corrosão por pite localizada
80
3.13 BIOMATERIAIS
Williams (1987) definiu biomaterial como sendo qualquer substância (exceto
drogas ou fármacos) natural ou sintética empregada no tratamento ou substituição de
tecidos, órgãos ou funções corporais, não devendo ser tóxicas nas interações com os
sistemas biológicos. Os biomateriais devem ser compatíveis com o organismo do
hospedeiro (provocar uma mínima reação adversa), além cumprir a função para a qual
ele foi projetado, como se fosse do próprio organismo, ou seja, devem ser
biofuncionais. Possíveis biomateriais para implante devem apresentar algumas
propriedades básicas e fundamentais, tais como: adequadas resistência mecânica e
à corrosão, elevada resistência ao desgaste, biocompatibilidade e capacidade de
promover a osseointegração (NASSAB, 2010).
Dentre os materiais usados nos implante metálicos permanentes destacam-se o
aço inoxidável, ligas de cobalto-cromo e o titânio e suas ligas. Estes implantes não
reabsorvíveis (ou permanentes) são amplamente utilizados, especialmente pelo fato
de suportarem grandes cargas mecânicas, sem sofrer alteração dimensional
significativa ou grandes deformações permanentes. Entretanto, existem dois grandes
problemas relacionados ao uso dos implantes metálicos não bioabsorvíveis. Para a
aplicação da liga metálica devem-se comparar suas propriedades com as do osso.
Por exemplo, o módulo de elasticidade do aço inoxidável e das ligas de cobalto-cromo
é cerca de dez vezes maior que a do osso (TAB. 3.5), enquanto uma liga de titânio,
como o Ti6Al4V é cerca de cinco vezes maior. Esta diferença gera um fenômeno
clínico conhecido como “stress shielding”, que ocorre devido ao fato do implante
concentrar a carga mecânica, enquanto o osso sofre uma redução da mesma. Em
última análise, esta redução da tensão de carregamento na interface osso-implante
metálico leva à reabsorção óssea, morte celular e afrouxamento do implante
(GONZÁLES et al., 2012). O segundo problema é decorrente do desgaste mecânico
e da corrosão do implante, o que resulta na liberação de íons metálicos tóxicos, tais
como o cromo, cobalto e níquel, além da falha por fadiga (Hin, 2004). Estes íons
metálicos prejudiciais promovem uma resposta inflamatória do sistema imunológico
do corpo e dos tecidos circundantes, reduzindo a biocompatibilidade do implante. Ao
contrário, os produtos de corrosão do magnésio podem ser fisiologicamente
81
benéficos, considerando-se que o corpo de um adulto armazena cerca de 30 g de Mg
nos músculos e no tecido ósseo.
Os biomateriais poliméricos possuem algumas propriedades que são melhores
para utilização como biomateriais em relação aos metais. São naturalmente dúcteis,
biocompatíveis e em alguns casos são bioabsorvíveis e seus subprodutos resultantes
da degradação são facilmente excretados na urina. Os polímeros naturais, como
polissacarídeos, quitosana e materiais de base proteica, como o gel de fibrina e o
colágeno apresentam resultados favoráveis em uma série de aplicações na
engenharia de tecidos. Os biopolímeros sintéticos, fabricados sob condições
controláveis, são usados na fabricação de implantes e arcabouços teciduais com
propriedades físico-mecânicas altamente previsíveis. Esses polímeros também
possuem baixas reações de toxicidade com o organismo do indivíduo e sua taxa de
degradação pode ser facilmente controlada. Alguns exemplos de polímeros
bioabsorvíveis sintéticos incluem o ácido láctico (PLA), ácido polilático (PLLA), e ácido
poliglicólico (PGA). Os polímeros são processados sob diferentes formas e estruturas,
como grânulos, hastes, películas e fibras, dependendo de sua aplicação específica,
tais como suturas bioabsorvíveis, cimentos ósseos, enxertos ósseo, placas, parafusos
e pinos de aplicação ortopédica. No entanto, apesar de suas diversas propriedades
atrativas estes materiais possuem baixa resistência mecânica, se comparados com
cerâmicas e metais. Neste aspecto, sua utilização fica restrita na reconstrução de
tecidos moles e em aplicações onde a exigência de carregamento mecânico é baixa.
Isto tem levado os pesquisadores a buscar implantes metálicos absorvíveis
(SALAHSHOOR &GUO, 2009). Comparativamente e em geral, o Mg e suas ligas
apresentam o dobro da resistência mecânica apresentada pelos biopolímeros e isto
tem despertado grande interesse nos pesquisadores da área biomédica, visando sua
utilização na forma de fios e arames, folhas, parafusos, placas, tubos de ligação de
veias e nervos, conectores anatômicos para o trato gastrointestinal, stents, scaffolds,
ânodos de marcapassos e implantes ortopédicos.
Os materiais cerâmicos são frágeis e apresentam baixos valores de tenacidade à
fratura. São normalmente empregados como próteses em articulações do quadril,
revestimentos em implantes e como dispositivos de distribuição de drogas.
82
3.14 CLASSIFICAÇÃO DOS BIOMATERIAIS
Hench e Wilson (1993) classificaram os biomateriais em biotolerados, bioinertes
e bioativos, de acordo com a interface implante/tecido gerada após sua implantação.
Os materiais biotolerados são aqueles isolados pelos tecidos adjacentes por uma
camada envoltória de tecido fibroso. Os materiais bioinertes são envolvidos por uma
cápsula fibrosa mínima e existe uma fina camada de proteoglicanos na interface
implante-osso. Os materiais bioativos estimulam uma união química entre o material
e o tecido ósseo, sem a formação de uma cápsula fibrosa na interface implante/tecido.
Os materiais bioativos podem ser osteoindutores, quando estimulam a diferenciação
de células mesenquimais indiferenciadas em células ósseas, ou osteocondutores, os
quais estimulam o crescimento ósseo a partir de células ósseas diferenciadas sobre
sua superfície.
3.14.1 MATERIAIS BIOABSORVÍVEIS
Os materiais reabsorvíveis (bioabsorvíveis) são aqueles que se degradam,
solubilizam, ou são fagocitados pelo organismo. Sua utilização elimina uma segunda
cirurgia para a remoção do mesmo. A utilização de materiais absorvíveis como
dispositivos de implantes biomédicos apresenta-se como uma possível solução aos
problemas apresentados por seus análogos não absorvíveis, tais como os feitos de
aço, titânio e ligas de cobalto. Tais problemas envolvem o risco potencial de
inflamação e irritação física permanentes, além da necessidade de uma nova etapa
cirúrgica para a remoção do dispositivo implantado (SALAHSHOOR & GUO, 2009), o
que aumenta os custos ao sistema de saúde, além dos riscos inerentes a uma
segunda etapa cirúrgica. O sucesso dos implantes bioabsorvíveis depende de suas
propriedades mecânicas e do controle da sua taxa de corrosão, uma vez que o
processo de corrosão leva à perda de sua resistência mecânica. O material deve
apresentar uma taxa de dissolução controlável e lenta inicialmente, permitindo que o
dispositivo biomédico implantado mantenha sua integridade mecânica, até que os
tecidos circundantes se restabeleçam a ponto de que sejam capazes de suportar a
carga novamente. Após a finalização do processo de cura, as propriedades mecânicas
83
do implante biomédico não são mais primordiais e o material de implante deve, então,
ser capaz de se dissolver lentamente (GUO et al., 2009).
3.15 BIOCOMPATIBILIDADE
A biocompatibilidade é definida como "a capacidade de um biomaterial
desempenhar uma função específica na terapia médica, sem induzir efeitos locais ou
sistêmicos indesejáveis no receptor, gerando a resposta benéfica ao tecido em uma
situação específica, além de aperfeiçoar o desempenho clinico desta terapia”
(WILLIAMS, 2008). Muitos dos elementos que compõem os materiais comercialmente
disponíveis para aplicações industriais são extremamente tóxicos para o corpo
humano. A composição do material a ser considerado é um fator crucial quando este
material visa uma aplicação biomédica, uma vez que, além de satisfazer as
propriedades mecânicas necessárias, este material deve também ser biocompatível.
Os subprodutos resultantes do processo de degradação destes dispositivos devem
ser capazes de serem dissolvidos, absorvidos ou consumidos pelos tecidos
circundantes, além de serem facilmente excretados pelos rins. De acordo com a
norma ISO 10993-5:2009, os biomateriais com efeito citotóxico são aqueles que
causam uma redução na viabilidade das células em mais de 30%. Por ser encontrado
naturalmente nos tecidos do corpo, o magnésio torna-se essencial para o organismo,
sendo, portanto, biocompatível, não apresentando qualquer efeito citotóxico (Virtanen,
2011). A TAB. 3.9 resume a viabilidade celular da linhagem L929, cultivadas em
extratos de ligas de magnésio.
84
TAB. 3.9 Viabilidade celular da linhagem L929 cultivadas em extratos de ligas de Mg, Li (2013)
Material Processamento Linhagem Celular Tempo de
Cultura (dia) Viabilidade Celular
(%)
Mg Puro Fundida L929 4 65,7
Mg1Ca Fundida L929 4 81,8
Mg3Ca Fundida L929 4 55
Mg1Zn Fundida L929 4 ~100
Mg6Zn Extrudada L929 4 ~100
Mg1Zn1Ca Fundida L929 7 75
Mg2Zn1Ca Fundida L929 7 70
Mg3Zn1Ca Fundida L929 7 72
De acordo com a tabela acima, observa-se que o Mg puro fundido e ligas Mg3Ca
possuem um efeito citotóxico sobre células L929. Além disso, a FIG. 3.21 mostra que
apenas as ligas Mg6Zn, Mg1ZnMn, Mg35Zn3Ca, Mg1Si exibem uma taxa de hemólise
inferior a 5%, enquanto que a maioria das ligas de magnésio são severamente
hemolíticas.
FIG. 3.21 Taxa de hemólise de diversas ligas de magnésio (LI, 2013)
Xuenan Gu et al mostraram os melhores resultados obtidos para a viabilidade
celular em extratos Mg-Zn-Ca do que em Mg puro. Linhagens de células L929 e MG63
85
aderiram e proliferaram na superfície da liga Mg66Zn30Ca4. Entretanto, de acordo com
Janine Fischer et.al (2010) os kits utilizados para os testes de citotoxicidade podem
exibir resultados tanto falso-positivos quanto falso-negativos, devido ao fato de que o
Mg é um elemento muito reativo.
3.16 UTILIZAÇÃO DO MAGNÉSIO E SUAS LIGAS COMO BIOMATERIAL
Atualmente, novos materiais são desenvolvidos para diversas aplicações clínicas,
tornando crítica a correta interpretação dos resultados dos testes, especialmente
quanto à corrosão dos mesmos. A seleção das composições dos biomateriais a serem
utilizadas como dispositivo biodegradável deve considerar os tipos de produtos
formados na degradação, cujo efeito deletério ao organismo receptor deve ser mínimo
ou inexistente. Para isto, deve-se priorizar a utilização de materiais compostos por
minerais e oligoelementos presentes naturalmente no organismo, tais como o
magnésio, o cálcio e o zinco (TAB. 3.10).
TAB. 3.10 Elementos de liga mais comuns usados em ligas de magnésio. Características e reações fisiológicas (Gérrard et al, 2012)
Elemento de Liga Efeitos para a liga Patofisiologia Toxicologia
Al
Difunde-se rapidamente na matriz de Mg; atua como elemento passivador e melhora a resistência à
corrosão. Melhora a fundibilidade
Nível no soro sanguíneo de 2,1 a 4,8 µg / l
Tende a difundir-se fora da matriz de Mg. Neurotoxico
(influencia a função da barreira hemato-
encefálica). Associado à doença de Alzheimer. Acumula-se no tecido
ósseo /reduz a viabilidade dos osteoclastos
Ca Melhora a resistência à corrosão em ligas de
MgCa
Nível sérico de 0,9 mg / l. Homeostasia do esqueleto.
Mineral abundante e principalmente
armazenado nos ossos e dentes. Ativador /
estabilizador de enzimas. Envolvidos na coagulação
do sangue.
Uma desordem metabólica dos níveis de Ca resulta no
seu depósito excessivo nos rins (cálculos ou
pedras)
Terras raras Melhoram a resistência à
corrosão das ligas
Alguns elementos terras raras são utilizados
possuem propriedades anticancerígenas, sendo
utilizados no tratamento do câncer
Acumulam-se no fígado e nos ossos
Zn
Aumenta a tensão de escoamento. Ligas de Mg contendo Zn possuem o módulo de elasticidade semelhante ao do osso. Pode reduzir a evolução
do gás H2 durante o processo de biocorrosão
Nível sérico de 12,4 a17,4 µmol / l. Elemento traço
essencial.para as enzimas do sistema imune
Em altas concentrações é neurotóxico e pode
prejudicar o crescimento ósseo
86
A biocompatibilidade do Mg e suas ligas, bem como de seus subprodutos oriundos
da degradação, permite grande número de possíveis aplicações médicas. Os estudos
atuais estão direcionados para as interações biologia/biomaterial e aos mecanismos
celulares pelos quais os subprodutos destes dispositivos são degradados. Além disto,
buscam-se explicações dos mecanismos envolvidos no uso de revestimentos da
superfície e como a cinética de reabsorção destes implantes é alterada.
Embora a utilização do magnésio como biomaterial reporte ao início do século
XIX, com a descoberta do elemento por Sir Humphry Davy, os primeiros estudos do
seu uso como implante em sistemas biológicos são de 1878, com Edward C. Huse.
Com as pesquisas iniciadas em 1892, Erwin Payr foi um dos principais estudiosos da
corrosão “in vivo” do magnésio. Em 1906, Lambotte conduziu estudos com a
implantação de placas e parafusos de magnésio no tratamento de fraturas ósseas,
verificando que o material se desintegrou em apenas oito dias, deixando bolhas de
hidrogênio liberadas no interior dos tecidos. Em 1933 foram realizadas pesquisas com
ligas de magnésio para aplicações biomédicas, mas, devido à inadequada tecnologia
da época para o processamento destas ligas, os estudos nesta área não
apresentaram resultados promissores. Novas técnicas de processamento destas ligas
foram desenvolvidas na década de 1990 e promoveram melhorias significativas na
resistência à corrosão. A partir daí, houve novamente o interesse pelas pesquisas das
ligas de magnésio, visando sua aplicação como biomaterial (WITTE, 2010).
Algumas destas aplicações têm utilizado a fácil corrosão do magnésio para a
confecção de implantes bioabsorvíveis, ou seja, o implante é lentamente substituído
com a restauração óssea natural (GU et al, 2009). Atualmente, as ligas à base de
magnésio para aplicações ortopédicas encontram-se em estudos pré-clínicos, embora
os stents cardiovasculares à base de magnésio já estejam em fase de ensaios
clínicos, em pacientes com obstruções arteriais periféricas e doença arterial
coronariana (LI et. al, 2013).
3.17 DISPOSITIVOS A BASE DE Mg UTILIZADOS EM ORTOPEDIA
O sistema esquelético humano é uma estrutura tridimensional complexa e exerce
duas principais funções mecânico / estruturais: a primeira surge a partir da
necessidade de apoiar estruturalmente os diversos órgãos e tecidos correlacionados,
87
enquanto que a segunda envolve a ligação dos numerosos grupos musculares,
necessários para o movimento e locomoção do corpo. O esqueleto adulto humano
possui um total de 206 ossos, sendo que alguns fornecem proteção para os órgãos
internos, enquanto outros executam funções especializadas. O tecido ósseo possui
uma densidade que varia de 1,8 a 2,1 g/cm3 e é constituído por dois tipos de arranjos
estruturais (osso cortical e osso medular). O osso é um compósito cerâmico
constituído de duas fases: uma fase primária orgânica composta por fibrilas colágenas
(matriz de colágeno tipo I), envolta por um componente nano-cristalino inorgânico. A
fase orgânica dá flexibilidade ao osso, enquanto a fase inorgânica proporciona rigidez
estrutural. Isto se reflete em propriedades mecânicas únicas, tais como resistência,
força e rigidez. A combinação destas propriedades proporciona ao osso uma notável
capacidade de suportar as diversas cargas mecânicas e estruturais encontradas
durante a atividade física regular e intensa, por exemplo. Tanto o osso cortical quanto
o osso trabecular são compostos das mesmas fases orgânicas e inorgânicas
discutidos acima. Porém, há diferença na quantidade de cada fase presente, na
porosidade e em seu arranjo estrutural. O volume de osso cortical e trabecular
depende diretamente da magnitude e da frequência da carga externa aplicada.
Entretanto, apesar de suas notáveis propriedades mecânicas, o osso pode sofrer
fraturas devido a acidentes, à fadiga gerada pelo estresse ou carregamento cíclico,
ou como resultado de patologias e infecções ósseas tumorais.
As ligas de magnésio são especialmente importantes para aplicações ortopédicas,
uma vez que seu módulo de elasticidade variam de 3 a 20 GPa, similar ao do osso,
com valor em torno de 20 GPa. Um dos principais desafios com a utilização de
magnésio para aplicações ortopédicas é a evolução de gás de hidrogênio, conforme
mostrado na EQ. 3.1. Isto gera grande preocupação para aplicações ortopédicas, pelo
fato do tecido ósseo ser mal vascularizado, não possuindo mecanismos suficientes
para remover este excesso de gás. A evolução de gás H2 seria uma preocupação
menor em aplicações como stents cardiovasculares, onde o excesso de gás H2
poderia ser retirado do local do implante pelo fenômeno de transporte convectivo. O
fenômeno da convecção representa o movimento ascendente ou descendente de
matéria líquida ou gasosa no interior de fluidos.
88
3.18 STENTS À BASE DE MAGNÉSIO
Os stents cardiovasculares à base de magnésio surgem como uma das reais
possibilidades de dispositivos médicos a serem desenvolvidos e aprimorados. Estes
dispositivos podem ser submetidos a altas pressões nas artérias coronárias,
mantendo um alto nível de expansão e proporcionando um adequado suporte
mecânico. Em geral minimizam as complicações e os inconvenientes dos stents
metálicos permanentes, tais como a trombose e a necessidade de terapia
antiplaquetária prolongada. Entretanto, sua fabricação é de difícil execução, devido à
baixa habilidade do Mg em deformar-se plasticamente, o que dificulta a manipulação
dos mini tubos a partir dos quais tais dispositivos são confeccionados. Além disto, a
contração inicial é identificada como o principal fator para a reestenose nos primeiros
4 meses após a cirurgia (SEITZ et al, 2012). Grogan et al. (2011) desenvolveram um
modelo computacional para prever a corrosão em stents absorvíveis de magnésio (liga
AZ31). Os resultados mostraram que a corrosão localizada e a generalizada reduzem
significativamente a integridade mecânica, mesmo com pequena perda de massa. Os
resultados experimentais validaram o modelo numérico. Além do mecanismo de
corrosão por pite, a resistência à fadiga também é uma propriedade importante na
resistência de um dispositivo de stent, o qual fica sujeito a um fluxo pulsátil.
89
4 MATERIAIS E MÉTODOS
4.1 MATERIAIS
Neste trabalho foram utilizadas três ligas à base de magnésio, cujas composições
nominais e o modo de preparação são apresentados na TAB. 4.1.
TAB. 4.1 Composições químicas nominais e modo de preparação das ligas experimentais (% em peso para Mg2Ca2Gd / Mg0,8Ca4Nd e % at para
Mg65Zn30Ca5)
Ligas Preparação Zn (%) Ca(%) Gd(%) Nd(%) Mg(%)
Mg65Zn30Ca5 Fita obtida por Melt
spinning 35 5 - - 65
Mg2Ca2Gd Fundição - 2 2 - Balance
Mg0,8Ca4Nd Fundição - 0,8 - 4 Balance
4.1.1 OBTENÇÃO DA FITA Mg65Zn30Ca5 POR SOLIDIFICAÇÃO ULTRARRÁPIDA
VIA MELT-SPINNING
A liga Mg-Ca-Zn foi preparada na forma de fita utilizando um forno de “melt
spinning” da Bühler (Melt-Spinner HV, Buhler Co.) do laboratório de Metais Amorfos e
Nanocristalinos da Universidade Federal de São Carlos (FIG. 4.1). Esse processo é
utilizado na obtenção de ligas metálicas amorfas por permitir elevadas taxas de
resfriamento (da ordem de 105 a 106 Ks-1). Foram utilizados elementos químicos de
elevada pureza (acima de 99,9%), os quais foram decapados em soluções ácidas
apropriadas, lavados em acetona em banho de ultrassom e secos com ar aquecido.
Para o elemento cálcio esta etapa não foi necessária por estar disponível
comercialmente em frascos lacrados em atmosfera de argônio. Incialmente foram
fundidas as ligas binárias Mg89,5Ca10,5 e Mg71Zn29 com composições eutéticas e
pontos de fusão de 516,5oC e 340 oC, respectivamente. Mostra-se nas FIG. 3.5 e 3.6
os diagramas de fases dos sistema Mg-Ca e Mg-Zn, respectivamente. Os lingotes das
90
composições selecionadas foram preparados em forno de indução centrífuga da Linn
High Therm, modelo Titancast 700 VAC, em atmosfera de argônio ultrapuro 4.8
(99,998%) com adição de SF6 3.0 (99,9%). Este equipamento promove o aquecimento
por indução da carga metálica colocada dentro de um cadinho de aço cilíndrico. A
partir do processamento das ligas binárias obteve-se a liga de interesse cuja
composição é Mg65Zn30Ca5.
FIG. 4.1 Melt-spinner utilizado para a produção das fitas (Suguihiro, 2013).
4.1.2 OBTENÇÃO DAS LIGAS Mg2Ca2Gd E Mg0,8Ca4Nd
As amostras das ligas Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd foram cedidas pelo grupo de
pesquisa do Professor Liu Dexue (Lanzhou University) e não foram fornecidas
informações da metodologia de preparação das ligas.
4.1.3 TRATAMENTO TÉRMICO DA FITA AMORFA DE Mg65Zn30Ca5
As amostras da fita amorfa foram submetidas ao tratamento térmico de
recristalização com o objetivo de analisar a influencia da recristalização nas
propriedades mecânicas e de corrosão da liga Mg65Zn30Ca5 amorfa. Utilizou-se um
forno tubular (Lenton, modelo LTF Tube Furnace 12/25/250, England – FIG. 4.2), o
qual possui três controladores de temperatura posicionados um em cada extremidade
e um no centro para detectar os gradientes de temperatura. A temperatura adotada
para o tratamento térmico foi de 280°C, de acordo com a sugestão de Matias et al
91
(2012). As fitas foram acondicionadas em cadinhos cerâmicos e levadas ao forno a
280°C por períodos de 30, 45, 60 e 90 minutos nos patamares, seguido do
resfriamento ao ar até a temperatura ambiente (FIG. 4.2). Não houve necessidade da
utilização de uma atmosfera protetora, uma vez que a temperatura do tratamento
térmico foi inferior a 400oC (LIMA, 2012) e, abaixo desta temperatura, a variação na
espessura da camada de óxido é desprezível.
FIG. 4.22 Forno utilizado para o tratamento térmico da fita Mg65Zn30Ca5 amorfa, onde se observa os controladores de temperatura (centro) e as fitas
acondicionadas em cadinhos cerâmicos.
4.1.4 ESTERILIZAÇÃO DAS LIGAS
Antes dos ensaios de citotoxidades, viabilidade celular e corrosão “in vivo” as
amostras das ligas foram esterilizadas no Laboratório de Instrumentação Nuclear
(COPPE/UFRJ). Utilizou-se o processo de irradiação gama, com emprego de um
irradiador de cobalto-60. A dose total aplicada foi de 15 kGy, taxa da dose de 19.72
Gy/min e tempo de irradiação de 760 minutos.
4.2 MICROESTRUTURA
4.2.1 MICROSCOPIA ÓPTICA
A microestrutura das ligas Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd foram analisadas em um
microscópio óptico Axioplan 2 (Carl Zeiss AG, Jena, Alemanha) no modo de reflexão,
contendo um sistema integrado de câmera CCD ProgRes 2008. Os espécimes foram
lixados e polidos mediante procedimento metalográfico padrão, utilizando-se o etanol
como líquido de arrefecimento. Em seguida, foram imersos em uma solução contendo
ácido acético a 8% durante 30 segundos, lavados na sequencia água / etanol e secos
em corrente de ar quente.
92
4.2.2 MICROSCOPIA ELETRÔNICA DE VARREDURA
Para analisar a microestrutura de solidificação das três ligas utilizou-se um
Microscópio Eletrônico de Varredura FEI Quanta FEG 250 acoplado com EDS Bruker
e- flash (Detector Centaurus) do Laboratório de Microscopia Eletrônica do Instituto
Militar de Engenharia. A superfície e a seção transversal das fitas de Mg65Zn30Ca5
foram analisadas sem nenhum tipo de preparação prévia, tais como lixamento e
polimento mecânico, ataque químico ou eletrolítico, dentre outros. As amostras das
ligas Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd foram tratadas conforme citado no item 6.2.1.
4.2.3 ANÁLISE POR DIFRAÇÃO DE RAIOS X
As caracterizações por difração de Raios-X (DRX) foram realizadas com o objetivo
de identificar as possíveis fases das ligas após sua obtenção. As três ligas foram
submetidas a DRX com emprego do difratômetro X’Pert PRO(Phillips/Panalytical) do
Laboratório de Cristalografia e Difração de Raios X do Centro Brasileiro de Pesquisas
Físicas (CBPF). Empregou-se a radiação Cu-Kα (α = 1,5418Å), configuração Bragg
Brentano e varredura de 2o/minuto, de 10o a 100o (2θ), com passo 0,05° e 10 segundos
por passo. A identificação das fases presentes foi realizada através do software
HighScore Plus versão 3.0 E 2012 (PANalytical) pela comparação dos difratogramas
obtidos com bancos de dados PDF2 2004 do ICDB (International Centre for Difraction
Data) e ICSD (Inorganic Crystal Structure Data Base).
4.3 CARACTERIZAÇÃO TÉRMICA
A caracterização térmica da fita Mg65Zn30Ca5 amorfa e após tratamento térmico
de 280°C por 90 minutos, assim como das ligas contendo elementos terras raras, foi
realizada por Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC). Foi utilizado o equipamento
da marca Netzsch (STA 409 PC, Alemanha – FIG. 4.3), com taxa de aquecimento de
40 K/min em atmosfera de argônio ultrapuro e fluxo de 150 ml/min. A calorimetria
diferencial de varredura é uma técnica de análise térmica que registra o fluxo de
energia calorífica associado a transições nos materiais em função da temperatura.
Mede-se a diferença no fornecimento de energia calorífica entre uma substância e um
material de referência, na medida em que ambas são submetidas a um mesmo
93
programa de aquecimento ou arrefecimento. Estas medidas fornecem dados
qualitativos e quantitativos em processos de absorção de energia (endotérmicos) e de
liberação de energia calorífica (exotérmicos), permitindo obter informações referentes
a alterações de propriedades físicas e / ou químicas, tais como transição vítrea, fusão
e cristalização.
FIG. 4.3 Equipamento para DSC utilizado na caracterização térmica das ligas.
4.4 CARACTERIZAÇÃO QUÍMICA
A caracterização química das ligas foi realizada por Espectroscopia por
Fluorescência de Raios X (FRX) e Espectroscopia de Rx por Dispersão de Energia
(EDS). O FRX proporciona um padrão de análise química quantitativa com maior
resolução, enquanto que o EDS fornece uma análise qualitativa ou semiquantitativa.
Para a FRX foi utilizado o Espectrômetro de fluorescência de raios-X Bruker (AXS S4
Explorer, Germany), enquanto que o EDS foi obtido através do equipamento acoplado
ao MEV e citado anteriormente.
94
4.5 CORROSÃO DAS LIGAS
Os ensaios de corrosão para as três ligas estudadas consistiram do levantamento
de curvas de polarização potenciodinâmicas a uma velocidade de varredura constante
de potencial. As curvas de polarização foram obtidas com o
potenciostato/galvanostato da AUTOLAB (modelo PGSTAT302N). A polarização
catódica foi feita em intervalos de 30 mV, a partir do potencial de circuito aberto. A
solução utilizada foi NaCl 0,9 mol L-1 à temperatura ambiente. Foi empregada uma
célula de vidro a três eletrodos, tendo como contra eletrodo uma tela plana de platina
e como referência e eletrodo de calomelano saturado. As amostras atuaram como
eletrodo de trabalho e foram imersas individualmente na solução, distando cerca de
quatro centímetros do contra eletrodo. A estabilização do potencial a circuito aberto
foi aguardada por 5 minutos e a taxa de varredura de polarização foi de 0,3 mV/s. O
ensaio forneceu um gráfico corrente (I) versus o potencial anódico (E), onde foi
possível identificar o Epite, que é o potencial onde ocorre um aumento brusco da
corrente. Foram utilizadas duas amostras para cada liga.
4.6 PROPRIEDADE MECÂNICA (NANO DUREZA E DUREZA DAS LIGAS)
4.6.1 NANO DUREZA DA FITA Mg65Zn30Ca5
A nanodureza e o módulo de elasticidade da fita Mg-Zn-Ca foram obtidos em um
equipamento de nanoidentação (Nano Test instrument). Foram realizados ensaios no
lado da fita com a superfície lisa e brilhante e na face áspera e com coloração fosca.
Foram aplicadas 45 cargas nas faces e em seguida foi feita uma média destas
identações.
4.6.2 DUREZA DAS LIGAS Mg2Ca2Gd E Mg0,8Ca4Nd
A dureza Rockwell B foi medida utilizando-se um equipamento Duromet n° 219,
Modelo RS (FIG. 4.4). Para o ensaio de dureza foi utilizado um penetrador esférico de
aço temperado (diâmetro de 1/16”), com carga inicial de 10 kgf e principal de 100kgf.
Uma média de cinco medições foi feita para cada uma das ligas. Neste sistema, a
dureza é obtida através da diferença entre a profundidade de penetração resultante
95
da aplicação de uma pequena carga, seguida por outra de maior intensidade (ISO
6508-1).
FIG. 4.4 Durômetro utilizado para o ensaio de dureza Rockwell B
4.7 AVALIAÇÃO DA CITOTOXICIDADE DAS LIGAS
Os ensaios de citotoxicidade seguiram o protocolo da ISO-10993 e foram
realizados com extrato das ligas em meio de cultura. Neste estudo foram utilizadas
células murinas da linhagem pré-osteoblástica MC3T3-E1, subclone #4. Essas
linhagens são excelente modelo para estudar citotoxicidade e diferenciação de
osteoblastos in vitro, apresentam comportamento similar ao de osteoblastos primários
de calvária. São células-tronco mesenquimais multipotentes, retiradas da medula
óssea/calvária de camundongo, com capacidade de se diferenciar em osteoblastos e
osteóscitos. Cultivadas rotineiramente em garrafas específicas para cultivo celular,
são mantidas na incubadora a 37°C em atmosfera contendo 5% de CO2. O meio de
cultura α–MEM (Sigma-Aldrich, USA) suplementado com 10% de soro fetal bovino
(SFB) foi trocado a cada 72h e quando confluentes, as células foram expandidas em
garrafas de 75 cm2. Para cada passagem, as células foram submetidas ao
destacamento (tripsinização) com tripsina-EDTA a 0,2%. O monitoramento do
96
crescimento celular foi acompanhado diariamente por observação de rotina pela
técnica de contraste de fase em microscópio invertido (Olympys CKX41). Para o
experimento, as células foram quantificadas em câmara de Neubauer e adicionadas
na densidade de 0,8x104 células/poço em placas de 96 poços.
Os testes de citotoxidade analisam o potencial de viabilidade e proliferação celular
de um determinado agente num meio específico. É um ensaio in vitro essencial para
avaliar a biocompatibilidade de qualquer material com perspectivas de uso clínico. Foi
utilizado o Kit multiparamétrico de toxicologia (XTT), um teste colorimétrico para a
quantificação não radioativa dos respectivos parâmetros. Os marcadores utilizados
neste trabalho foram: 1) O XTT (hidróxido de tetrazólio), o qual é metabolizado pelas
mitocôndrias, originando um subproduto (formazan) que gera padrão de coloração, o
qual possui um comprimento de onda, que é comparado aos gerados pela atividade
metabólica das células, a partir da atividade mitocondrial; e 2) O cristal violeta (CVDE)
onde é possível avaliar a densidade celular uma vez que possui alta afinidade pela
cromatina, ligando-se eletrostaticamente a proteínas nucleares. Neste método, quanto
maior a atividade celular, maior será a metabolização e conseqüente maior coloração
evidenciada, ou seja, menor será a citotoxicidade do material. As análises foram
realizadas pelo método Elisa para ensaios colorimétricos através do leitor de
Microplacas Synergy II (Biotek) nos comprimentos de onda de 480 nm para o XTT e
540nm para o CVDE.
Os ensaios consistiram em adicionar as amostras das ligas à base de Mg em
suspensão na concentração de 100 mg/ml (material + meio de cultura α-MEM sem
SBF), durante 24h e a 37ºC em atmosfera de 5% de CO2. Os ensaios foram realizados
em placas de 96 poços e a concentração de 0.8x104 células/poço foi adicionada 24h
antes do início dos ensaios. Após este período o meio α-MEM foi contendo as
suspensões das ligas foi adicionado às células e suplementado com 10% de SFB.
Após 24h de cultivo, o meio de cultura contendo a suspensão de materiais foi removido
e as células lavadas em solução tampão (PBS). Após este período, os corantes vitais
que analisam a citotoxicidade das células foram adicionados e lidos, em leitor de
microplacas com os respectivos comprimentos de onda, no espectro de luz visível.
Cada ensaio foi realizado em sextuplicata. Como controle positivo (material
positivamente tóxico) foi adicionado SDS 1% ao meio de cultura e como controle
97
negativo (material negativamente tóxico) um polímero de alta densidade(poliestireno)
foi adicionado.
O meio α-MEM consiste de uma variação mais enriquecida da formulação clássica
proposta por Eagle. Este meio modificado possui, além do Piruvato de sódio, outros
21 aminoácidos essenciais e cinco vitaminas adicionais. O PBS é isotônico e atóxico
em relação às células, sendo utilizado para a limpeza celular, mantendo-se o pH do
meio inalterado, garantindo uma prolongada armazenagem a seco de biomoléculas
imobilizadas, tais como proteínas e proteínas enzimáticas. O SDS (Dodecil Sulfato de
Sódio), ou SLS (Lauril Sulfato de Sódio) é um detergente utilizado em aplicações
laboratoriais, especificamente na área de biologia celular e molecular, promovendo a
lise celular através da desnaturação de suas proteínas.
4.8 TESTES EM ANIMAIS
4.8.1 CIRURGIA
Os testes in vivo em animais foram aprovados pelo Comitê de ética do Instituto
Vital Brazil (Niterói / RJ), de acordo com o protocolo número 001/2014 (CEUA Vital
Brazil). As experiências de degradação in vivo foram realizadas em animais de
laboratório do mesmo instituto. No grupo experimental foram utilizados um total de 6
coelhos adultos fêmeas Nova Zelândia, com peso variando entre 2.900 e 3.610 kg, de
acordo com a TAB. 4.2. Outros dois coelhos foram utilizados como controle (C1 e C2
/ TAB. 4.2), não recebendo as ligas implantadas, mas mantidos sob o mesmo regime
de alimentação e acondicionamento.
Os animais do grupo experimental foram operados em um centro cirurgico do
mesmo instituto. Eles foram submetidos a jejum alimentar e hídrico por 12 horas antes
da realização do procedimento anestésico e consequente realização da metodologia
proposta neste estudo. Após a contenção mecânica manual e avaliação clinica do
individuo, foi realizada a administração de medicação pré - anestésica composta por
Sulfato de atropina (0,1 mg/Kg), Cloridrato de xilazina (5,0 mg/Kg) e Cloridrato de
cetamina (50 mg/Kg) associados em um único volume. Após assepsia local com
solução de clorexidina alcoólica 5%, as drogas referidas foram administrados pela via
subcutânea na região dorsal inter escapular com auxilio de seringa estéril e agulha
98
0,70 x 25,0 mm. Aguardando um período de 30 minutos e sendo constatado
adequada contenção farmacológica foi realizada tricotomia da face medial das orelhas
direita e esquerda e das faces medial e lateral de ambos os membros posteriores. A
cateterização da veia lateral da orelha foi feita com auxilio de dispositivo intravenoso
24G e instituído fluidoterapia intravenosa com solução glicosada 5%, com fluxo de
infusão de 10 ml/Kg/h. A partir deste momento foi iniciada oxigenação pré anestésica
com auxilio de máscara facial acoplada ao circuito tipo baraka e uma fonte de oxigênio
100% por um período não inferior a 05 minutos. Passado este período, a indução
anestésica foi efetivada com a administração de Isoflurano, com auxilio de vaporizador
universal, diluído em oxigênio 100% e consequente manutenção anestésica por
ventilação espontânea. O adequado plano cirúrgico foi continuamente avaliado pela
ausência dos reflexos palpebral e anal, além da redução do tônus muscular
esquelético. No período transcirúrgico, os animais foram avaliados continuamente
com os seguintes parâmetros fisiológicos: Temperatura esofágica (T°C),
Eletrocardiografia em Derivação II (ECG-DII), Frequência respiratória (FR), Oximetria
de pulso (SpO2) e Pressão arterial não invasiva (PANI), sendo mantidos em valores
fisiológicos normais para espécie/modelo deste estudo. A analgesia trans operatória
foi realizada com administração intravenosa de meloxicam (0,1 mg/Kg) em dose única
e Citrato de Fentanila (0,005 mg/Kg/30 minutos). A administração do Isoflurano foi
interrompida após o termino do procedimento cirúrgico, mantendo-se o fluxo de
oxigênio e administrando-se Cloridrato de ioimbina (0,1 mg/Kg) pela via intravenosa
objetivando antagonizar os efeitos da xilazina administrada no protocolo pré
anestésico. Os indivíduos foram observados até o efetivo retorno dos reflexos
palpebral, anal e tônus muscular esquelético. Havendo o posicionamento espontâneo
em decúbito external e efetiva possibilidade de deglutição foi administrado solução
glicosada 50% (0,25 mL/Kg) via oral.
No procedimento cirúrgico, as incisões foram realizadas por planos (FIG. 4.5 A)
seguida de perfurações ósseas monocorticais, com diâmetro aproximado de 2
milímetros cada (FIG. 4.5 B). As fitas estéreis da liga Mg65Zn30Ca5, medindo
aproximadamente 2mm (FIG. 4.5 C), em estado amorfo e com tratamento térmico a
280°C por 60 e 90 minutos, foram inseridas nas perfurações feitas na tíbia esquerda
(FIG. 26 D). A fita amorfa foi inserida nas perfurações mais proximais e as fitas com
tratamento térmico a 280°C por 60 e 90 minutos, em posições média e distal,
99
respectivamente. As ligas estéreis em forma de hastes contendo os elementos Gd e
Nd foram instaladas na tíbia direita (FIG. 4.5 E). As ligas contendo Gd foram instaladas
nas perfurações proximais e as ligas contendo neodímio foram instaladas nas
perfurações distais. Uma membrana de colágeno foi instalada, interpondo-se entre a
cortical óssea de acesso e o retalho mucoperiosteal visando-se evitar a migração
epitelial na interface liga / osso (FIG. 4.5 F). A sutura foi realizada por planos com fio
de nylon.
Após a cirurgia, os coelhos foram mantidos individualmente em gaiolas, com
intuito de minimizar o estresse durante a manipulação pós-operatória, não havendo
contato direto do animal com suas fezes ou urina. A dieta alimentar foi baseada na
oferta de ração industrializada balanceada para a espécie em questão, sendo
oferecida em tempo integral assim como a ingestão de água potável. Posteriormente,
cada indivíduo foi transferido para uma gaiola previamente identificada para
acompanhamento pós-operatório de acordo com a metodologia proposta.
Os animais foram sacrificados após 3, 6 e 8 semanas. A eutanásia foi feia
administrando-se previamente Cloridrato de xilazina (5,0 mg/Kg) e Cloridrato de
cetamina (50 mg/Kg) como medicação sedativa, analgésica e relaxante muscular.
Após o adequado efeito sedativo e analgésico foi administrado o Pentobarbital sódico
endovenoso (70mg/kg).
TAB. 4.2 Relação dos animais do grupo experimental (1 a 6) e controle (C1e C2), com seus respectivos pesos.
Animal Peso (Kg)
1 2,900
2 2,900
3 3,260
4 3,610
5 2,955
6 3,105
C1 3,150
C2 3,170
100
FIG. 4.5 Sequência cirúrgica. A- Acesso ósseo por planos; B- Perfurações ósseas; C- Fitas estéreis da liga Mg65Zn30Ca5 inseridas nas perfurações monocorticais da
tíbia esquerda (D); E- Ligas estéreis em forma de hastes contendo os elementos Gd e Nd instaladas na tíbia direita e E- Membrana de colágeno instalada, interpondo-se
entre a cortical óssea de acesso e o retalho mucoperiosteal.
4.8.2 HEMOGRAMA E SOROLOGIA
Foi feita a coleta de sangue para hemograma e sorologia imediatamente antes da
eutanásia. O hemograma mostra uma análise das células sanguineas, evidenciando-
se informações a respeito dos leucócitos (glóbulos brancos), hemácias (glóbulos
vermelhos) e das plaquetas (trombócitos). A Sorologia (ou Serologia) é o estudo
científico do soro sanguíneo (líquido separado do sangue após a coagulação do
mesmo). Os testes sorológicos (ou imunoensaios) são técnicas que detectam e
quantificam antígenos, anticorpos, ou demais substâncias que possam vir a
desempenhar o papel antigênico.
4.8.3 HISTOLOGIA E HISTOPATOLOGIA (RINS E FÍGADO)
As 12 tíbias contendo as ligas baseadas em Mg foram seccionadas com discos
diamantados e mantidos em formol a 10% por 24 horas. Em seguida, as peças foram
transferidas para recipientes contendo álcool a 70%, onde permaneceram até o
momento da descalcificação. A descalcificação das peças foi feita utilizando-se uma
A B C
A
D
A
E
A
F
101
solução de citrato de sódio e ácido fórmico, na proporção de 1:1, trocada diariamente,
por 30 dias. Em seguida, as peças já descalcificadas foram submersas em uma
solução de sulfato de sódio por 24 horas para neutralizar a descalcificação. Foi feito
um corte longitudinal nas tíbias descalcificadas com lâmina especifica para parafina,
posicionando-se os fragmentos abertos de forma adequada para o corte. As peças
foram processadas em álcool 70%, 95% e 100%, diafanizadas com dois banhos de
xilol, embebidas na parafina a 60°C para emblocamento. Os cortes foram realizados
com micrótomo Leica RM 55, com espessura de 5 µm e distendidos em banho maria
a 45°C. Previamente ao processo de coloração, os cortes foram desparafinados
sequencialmente em xilol, álcool 100%, 95%, 70% e banho em água destilada. Em
seguida os cortes foram corados com hemetoxilina/eosina. A montagem foi feita com
Entellan. As imagens foram obtidas através do equipamento Olympus BX, visualizado
com objetivas UPlan FLN de 4, 10, 20 e 40x e capturadas utilizando o software
CellSens dimension.
4.8.4 EXAME RADIOGRÁFICO
Após a coleta das tíbias e uma adequada remoção dos tecidos moles aderidos
foram feitas radiografias periapicais pela técnica do paralelismo utilizando-se um
aparelho Spectro 70X (Dabi-Atlante), com película E-Speed (Kodak) e tempo de
exposição de 1,5s. A revelação dos filmes foi feita pelo método tempo/temperatura. A
intenção da utilização de tal recurso foi de mostrar, de maneira quantitativa, o grau de
reabsorção das ligas inseridas no interior das tíbias. As incidências radiográficas
foram no sentido sagital e longitudinal dos ossos, mantendo-se um relativo padrão de
posicionamento para tais tomadas, através de marcações fixas para a orientação do
posicionamento do posicionador de película, sem que se variasse a direção de
orientação do cone do aparelho de Rx (FIG. 4.6).
FIG. 4.6 Esquema utilizado para as incidências de R-X.
102
5 RESULTADOS E DISCUSSÃO
5.1 TRATAMENTO TÉRMICO DA FITA Mg65Zn30Ca5
A fita amorfa como recebida não apresentava adequadas condições de manuseio
e trabalhabilidade, uma vez que sua condição de extrema fragilidade não o permitia.
Este fato pode ser constatado na micrografia mostrada na FIG. 28 A. Um tratamento
térmico a 2800C por períodos de 30, 45, 60 e 90 minutos foi instituído e visou uma
modificação estrutural da liga amorfa, no intuito de se obter e aprimorar algumas
propriedades, especialmente quanto à sua plasticidade, permitindo melhores
condições de manipulação e trabalhabilidade deste material.
A temperatura de eleição para o tratamento térmico foi de 2800C e baseou-se nos
trabalhos de Matias et al (2012), dentre outros critérios de adoção, tais como:
1. Ela encontra-se acima da conhecida temperatura necessária para a ativação
dos planos piramidais de escorregamento do magnésio, permitindo um
considerável aumento na deformabilidade da liga, de acordo com Siebel
(2003);
2. Lima afirmou em 2012 que temperaturas inferiores a 400 oC dispensam uma
atmosfera protetora, em tratamento térmico para ligas de Mg, o que simplifica
consideravelmente sua execução e;
3. Ela está abaixo das temperaturas de fusão das ligas binárias Mg-Ca e Mg-Zn
previstas em seus respectivos diagramas de equilíbrio, que são de 516,50C e
3410C, respectivamente (FIG. 3.5 e 3.6).
Neste trabalho, a Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) mostrou
temperaturas de fusão muito próximas às previstas pelos diagramas citados acima
(FIG. 5.24). Além disto, a manipulação e plasticidade do material foram sensivelmente
melhoradas, o que pode ser constatado nas micrografias da FIG.5.1, onde se observa
uma sensível redução do caráter de fragilidade inicial da liga, na medida em que os
tempos do tratamento térmico aumentam.
103
FIG. 5.1 Padrão de fratura da fita vistas ao MEV após tratamento térmico a 2800C, por 30(A), 45(B), 60(C) e 90min(D).
5.2 CARACTERIZAÇÃO DA MICROESTRUTURA
5.2.1 LIGA Mg-Zn-Ca
A análise micro estrutural da fita amorfa e em seus diversos tempos de tratamento
térmico a 2800C foi realizada por MEV, no plano da fita e em seção transversal. A fita
amorfa mostra uma estrutura homogênea em toda extensão examinada (FIG. 5.2),
não exibindo estruturas que indiquem algum padrão de cristalinidade. Esta condição
pode ser confirmada pelo difratograma exibido na FIG. 5.3.
A B
C D
104
FIG. 5.2 Padrão homegêneo da fita amorfa 20 40 60 80
20 40 60 80
20 40 60 80
Fita calcinada
Inte
nsi
da
de
(u
.a.)
Fita amorfa
Amostra Fundida
A
FIG. 5.3 Difratograma da fita Mg65Zn30Ca5 amorfa
Um padrão homogêneo amorfo ainda é observado na fita com tratamento térmico
a 2800C por 30 minutos, em aumentos de 100 e 1.000 (FIG 5.4 A e B). Entretanto, em
maiores aumentos (10.000 e 20.000 vezes) observa-se que ocorre uma modificação
estrutural (FIG 5.4 C e D), visualizando-se regiões claras e escuras, com aspecto
semelhante ao de colmeia (ou favo de mel), sugerindo um padrão cristalino. As fases
presentes são α-Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13, de acordo com o difratograma visto na FIG.
5.5.
105
FIG. 5.4 MEV da fita com tratamento térmico a 2800C por 30 minutos. A – aumento de 100X, B- 10.000X, C – 1.000X e D – 20.000X
FIG. 5.5 Difratograma da fita com tratamento térmico a 2800C por 30 minutos exibindo os picos de difração das fases cristalinas α-Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13.
A B
C D
106
FIG. 5.6 Mev fita com tratamento térmico a 2800C por 45 minutos. A - aumento de 1000 X, B- 2.000X, C – 30.395X e D – 50.000X.
Após 45 minutos de tratamento térmico, um nítido padrão cristalino é observado
em aumentos de 1.000, 2.000, 30.395 e 50.000X vezes (FIG 5.6 A - D). Além das
estruturas observadas nas imagens anteriores, podem ser vistas estruturas claras e
de formato acicular. A área clara em forma de colmeia representa a estrutura eutética,
constituída pelas fases α-Mg e MgZn (Mg12Zn13), conforme previsto pelo diagrama de
fases binário Mg-Zn (FIG. 52) e também pela constatação do ponto de fusão da fita
amorfa a 3410C no DSC da FIG. 5.24. As estruturas aciculares representam a fase
MgZn, enquanto que a região escura pode ser interpretada pelo α-Mg, possivelmente
com Zn e Ca em solução sólida. Não foi possível a identificação da fase ternária
Ca2Mg5Zn13, devido à resolução instrumental. A FIG. 5.7 mostra o difratograma
referente a este tempo de tratamento térmico.
A B
C D
107
FIG. 5.7 Difratograma da fita com tratamento térmico a 2800C por 45 minutos exibindo os picos de difração das fases cristalinas Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13.
Com 60 minutos de tratamento térmico observa-se a presença de estruturas
aciculares distribuídas aleatoriamente na matriz vista anteriormente (FIG. 5.8). O
respectivo espectro da difração de Rx pode ser visto na FIG. 5.9. Observa-se a fase
eutética representada pelo plano de fundo mais claro e o α-Mg, possivelmente com
Zn e Ca em solução sólida (áreas mais escuras), além da fase MgZn em formato de
agulhas.
108
FIG. 5.8 Mev fita com tratamento térmico a 2800C por 60 minutos. A – aumento de 1.000X, B- 2.462X e C e D – 5.000X
FIG. 5.9 Difratograma da fita com tratamento térmico a 2800C por 60 minutos exibindo os picos de difração das fases cristalinas Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13.
A B
C D
109
A TAB. 5.1 exibe os vários cenários de acordo com Rahman et al (2009),
combinando especialmente os trabalhos de Paris (1934) e Clark (1961), a fim de
encontrar a descrição mais provável do sistema ternário Mg-Zn-Ca. Nela são exibidos
os possíveis pontos eutéticos formados neste sistema ternário. A composição da liga
Mg65Zn30Ca5 referente a este estudo aproxima-se da composição eutética E4 desta
tabela. Além disto, a análise térmica mostra um ponto de fusão desta liga que se
assemelha ao relatado neste eutético, que é de 610 K (337°C). A fase ternária obtida
pelo espectro de Rx da liga Mg65Zn30Ca5 foi a Ca2Mg5Zn13, em concordância com os
achados de Clark para este sistema. A outra fase relatada por Clark (1961) como
componente ternário deste sistema é a Ca2Mg6Zn3, citada no trabalho de Matias et al
(2012), utilizando uma liga Mg65Zn30Ca5, porém fundida (FIG. 5.10). As fases α-Mg,
MgZn, Ca2Mg5Zn13, Ca2Mg6Zn3 e Mg2Ca também foram encontradas por Zhang et al
(2011) ao trabalhar com ligas ternárias de Mg-4.0Zn-XCa com X variando de 0.2 até
2.0 wt.%.
TAB. 5.1 Possíveis reações eutéticas, composição e temperatura do sistema Mg-Zn-Ca (Rahman et al., 2009).
Pontos Reação
Composição (WT%) Temperatura
(K) Mg Ca Zn
E1 LMg_hcp+Ca2Mg6Zn3+Mg2Ca
55.6 11.5 32.9 701.5
55.5 16.0 28.5 673.0
E2 L Mg_hcp+Ca2Mg6Zn3+CaZn2
17.6 24.7 57.7 720.0
13.5 24.0 62.5 723.0
E3 LCaZn2+Ca2Mg6Zn3+Ca2Mg6Zn13
17.1 19.2 63.7 720.0
44.5 2.1 53.4 610.0
E4 L Mg_hcp+Ca2Mg6Zn3+Mg12Zn13 44.5 2.1 53.4 610.0
E5 LMg2Ca+Ca_Fcc+Ca3Zn
10.5 59.5 30.0 580.0
8.0 59.0 33.0 592.0
E6 L Ca2Mg5Zn13+ MgZn2+CaZn11 9.1 4.0 86.9 800.0
110
FIG. 5.10 Difratograma obtido da liga ternária Mg65Zn30Ca5 fundida (MATIAS et al, 2012)
Após 90 minutos de tratamento a 2800C as estruturas em forma de agulha ainda
exibem uma distribuição desordenada e aleatória, estando presentes em maior
quantidade (FIG. 5.11). O espectro de Rx respectivo é observado na FIG. 5.12, onde
se constata a manutenção das mesmas fases obtidas anteriormente.
10 20 30 40 50 60 70 80 90
º Mg 6 Zn
3 Ca 2
º
MgZn
Mg Intensidade
2
º
111
FIG. 5.11 Mev fita com tratamento térmico a 2800C por 90 minutos. A – aumento de 100X, B- 1.000X, C – 1.500X e D – 5.000X
FIG. 5.12 Difratograma da fita com tratamento térmico a 2800C por 90 minutos exibindo os picos de difração das fases cristalinas Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13.
A B
C D
112
A análise da seção transversal da fita (FIG. 5.13) revela a disposição aleatória das
estruturas de fase MgZn no formato de agulha, além da estrutura eutética composta
pelas fases MgZn (região clara) e α-Mg (região escura). Assim como para os períodos
de tratamento anteriores, não foi possível a identificação da fase Ca2Mg5Zn13, devido
à resolução instrumental.
FIG. 5.13 Fita com tratamento 90 min (vista da seção transversal)
A FIG. 5.14 mostra a sobreposição dos difratogramas obtidos para os tratamentos
térmicos realizados neste trabalho. Nesta sobreposição observa-se que os picos de
difração coincidem, desde o tempo inicial de tratamento térmico a 280°C por 30
minutos, até o final com 90 minutos, ou seja, as fases originadas mantêm-se durante
todo o período de tempo. Entretanto, as estruturas aciculares somente são
observadas a partir de 45 minutos de tratamento térmico. O padrão de difração para
as amostras tratadas termicamente representam os picos das estruturas cristalinas α-
Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13, os quais aumentam em intensidade, na medida em que o
tempo de tratamento térmico também é prolongado, significando estar havendo um
aumento da cristalinidade da liga.
113
FIG. 5.14 Sobreposição dos difratogramas das fitas com tratamento térmico a 2800C por 30, 45, 60 e 90 minutos exibindo os picos de difração das fases
cristalinas Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13.
As fitas tratadas termicamente foram esterilizadas em radiação gama, visando sua
inserção em tíbia de coelhos, além da análise da citotoxicidade e viabilidade celular in
vitro. Uma nova análise em MEV foi procedida após o processo de esterilização. Pode-
se observar nestas novas imagens uma alteração microestrutural das fitas com
tratamento térmico a 2800C por 30 minutos (FIG. 5.15 A e B), 60 minutos (FIG. 5.15
C e D) e 90 minutos (FIG. 5.15 D, E e F), em comparação com as micrografias obtidas
antes do referido processo de esterilização, mostradas anteriormente. Nas imagens
em A, B, D e E são vistas estruturas de caráter frágil distribuídas em toda a superfície
dos campos selecionados. A composição química obtida por EDS (FIG. 5.16 e TAB.
5.2) sugere que estas estruturas representem óxidos superficiais. Na imagem C
observa-se a prevalência da estrutura eutética em toda extensão dos contornos de
grãos, estruturas dendríticas e ausência das estruturas aciculares. Em alguns campos
da fita com tratamento por 90 minutos manteve-se o padrão microestrutural observado
antes da esterilização por raio gama, onde é possível a visualização da estrutura
eutética e as agulhas de MgZn (FIG. 5.15 F). Os resultados obtidos em testes in vitro
de citotoxicidade e de viabilidade celular mostraram-se aquém do esperado para a
liga Mg65Zn30Ca5 (ítem 5.7), uma vez que relatos de ligas ternárias formadas com os
mesmos elementos químicos mostraram-se mais adequadas para utilização como
biomateriais (ZHANG et al, 2011). Estes resultados foram atribuídos a uma possível
114
falha técnica nos ensaios in vitro de citotoxicidade e proliferação celular, a possíveis
resultados falso-negativos (FISCHER et.al, 2010), ou à alterações estruturais
causadas após o processo de esterilização do material.
FIG. 5.15 Imagens obtidas por MEV após esterilização por radiação gama. Fita
com tratamento térmico por 30 minutos (A e B); 60 minutos (C) e 90 minutos (D, E e F).
A B
C D
E F
115
FIG. 5.16 Pontos selecionados referentes às estruturas de óxidos na superfície da fita Mg65Zn30Ca5 e picos referentes à composição química desses pontos.
TAB. 5.2 Composição química dos pontos selecionados referentes às estruturas de óxidos na superfície da fita Mg65Zn30Ca5
O Mg Ca Zn
Objeto 39 36.44 35.32 4.25 23.98
Objeto 41 39.50 41.75 5.75 13.00
116
5.2.2 LIGAS Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd
A macroestrutura óptica de ligas fundidas de Mg-Ca-Gd (FIG. 5.17) e Mg-Ca-Nd
(FIG. 5.18) mostram-se muito heterogêneas, devido ao processo de solidificação
experimentado durante o resfriamento. Pode-se observar que os grãos assumem uma
configuração mais alongada e com distribuição e tamanhos mais desorganizados e
aleatórios nas bordas das amostras, enquanto que um padrão mais equiaxial é
observado no centro destas. Para a liga Mg-Ca-Gd o tamanho de grão é
pronunciadamente menor na extremidade da amostra, comparado com o centro,
enquanto que os grãos da liga contendo neodímio são predominantemente maiores
em toda a extensão da amostra.
FIG. 5.17 Liga Mg-Ca-Gd: A- Borda e B – Centro
FIG. 5.18 Liga Mg-Ca-Nd: A- Borda e B – Centro
As imagens obtidas em MEV da liga Mg-Ca-Gd (FIG. 5.19) e Mg-Ca-Nd (FIG.
5.20) mostram a presença de uma estrutura lamelar no interior dos grãos e
especialmente localizada em toda a extensão dos contornos dos grãos. Uma matriz
homogênea de magnésio, provavelmente com o elemento terra rara e o cálcio em
solução sólida também pode ser observada. Além destas estruturas, observam-se
pontos claros distribuídos aleatoriamente na matriz, nos contornos de grão e nas
B
A
A
A
B
A
A
A
117
estruturas eutéticas, os quais representam uma terceira fase, representada no DRX
por Mg5Gd e Mg41Nd5 (seta amarela na FIG. 5.19 B e 5.20 D) para os respectivos
sistemas Mg-Ca-Gd e Mg-Ca-Nd. A presença de halos mais claros contornando as
estruturas eutéticas (seta vermelha na FIG. 5.19 C e FIG. 5.20 D) representam
segregações de Mg/Gd ou Mg/Nd, com alta concentração atômica do respectivo
elemento terra rara. Esta condição foi também observada por Yang em 2013 em ligas
de Mg-Dy. Este autor constatou que houve uma completa solubilização desta estrutura
segregada através de um tratamento térmico a 520 °C durante 24 horas, seguido de
têmpera em água.
A estrutura eutética observada na liga Mg-Ca-Nd é formada pelas fases α-Mg e
Mg2Ca, ambas identificadas pelo respectivo difratograma mostrado na FIG. 5.22. Esta
análise de difração mostra também a fase ternária Mg41Nd5 prevista, a qual pode ser
visualizada nas imagens obtidas por MEV da FIG. 5.20.
FIG. 5.19 Liga Mg-Ca-Gd exibindo a distribuição de estrutura lamelar e precipitados de Mg5Gd (pontos claros indicados pela seta amarela) em aumentos de A - 500X, B
– 1.000X, C- 5.000X e D – 12.000X. As setas vermelhas (Figura D) representam segregações de Mg/Gd,
A
A
B
A
C
A
D
A
118
A composição química em diversas regiões das ligas foi analisada utilizando-se
EDS (item 5.4).
FIG. 5.20 Liga Mg-Ca-Nd exibindo a distribuição de estrutura lamelar e precipitados da fase Mg41Nd5 (seta amarela) em aumentos de A - 500X, B – 1.000X, C- 2.000X e D – 5.000X. A seta vermelha (Figura D) indica uma região de segregação de Mg/Nd.
As FIG. 5.21 e 5.22 mostram os padrões de difração das liga Mg-Ca-Gd e Mg-Ca-
Nd. Para a liga Mg2Ca2Gd são identificadas as fases Mg, Mg2Ca e a fase Mg5Gd,
cujas composições químicas são identificadas pelo EDS realizado neste trabalho (Item
5.4). Entretanto, apesar da fase Mg41Gd5 não ter sido identificada pelo DRX para a
liga Mg-Ca-Gd deste trabalho, FEI et al (2013) concluíram que a fase MG41Gd5, na
verdade, envolve um composto ternário 89Mg-4Ca-7Gd, onde átomos de cálcio
substituem os de gadolínio, visando-se a obtenção de um composto em equilíbrio com
as demais fases.
A
A
B
A
C
A
D
A
119
FIG. 5.21 Difratograma da liga Mg-Ca-Gd
FIG. 5.22 Difratograma da liga Mg-Ca-Nd
5.3 CARACTERIZAÇÃO TÉRMICA
Foi feita uma análise de DSC para determinar as temperaturas em que ocorrem
as principais transformações de fases e alteração da cristalinidade da liga
120
Mg65Zn30Ca5 no estado amorfo e com tratamento térmico a 280°C por 90 minutos. O
mesmo procedimento foi utilizado para caracterizar as ligas contendo elementos terras
raras. Os termogramas obtidos estão representados na FIG. 5.23 (liga Mg65Zn30Ca5),
FIG. 5.26 e 5.27 (ligas com TR).
FIG. 5.23 Termogramas de DSC a taxa de aquecimento de 40 K/min
correspondentes às amostras sem tratamento térmico [1] e com tratamento térmico a 280°C por 90 min [2].
Na análise do termograma obtido no ensaio com a fita amorfa (linha verde) é
possível identificar vários deslocamentos da curva de base referentes a transições de
segunda ordem. Estes deslocamentos referem-se à transição vítrea da fita amorfa e
à cristalização das fases mostradas no DRX (α-Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13). A
temperatura de transição vítrea (Tg) e da primeira cristalização (Tx1) é de 110°C e
138°C, respectivamente. Portanto, a região de solidificação rápida corresponde a uma
faixa de temperatura de cerca de 28 °C. Esta faixa é muito estreita em comparação
com outros materiais, que normalmente é acima de 40 °C. De acordo com Kumar et
al (2013), os formadores de vidros metálicos com Tfc fora da faixa Tf ou são sempre
dúcteis (Tf – Tfc > 40 K) ou frágeis (Tf – Tfc < 40 K). Esta segunda condição reflete o
caso em questão. Na temperatura de 3410C ocorre um pico endotérmico referente à
fusão do material. A temperatura solidus deste pico está próxima à do eutético
observada no diagrama de fases Mg-Zn (FIG. 5.24). Para a amostra tratada
121
termicamente a 280°C por 90 minutos não ocorrem transições de segunda ordem,
sendo que o seu ponto de fusão é de 359°C. Os resultados obtidos nas
caracterizações com DRX, o DSC e o EDS estão coerentes e confirmam a presença
das fases cristalinas Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13.
FIG. 5.24 Diagramas de fases Mg-Zn, com transformação eutética Mg71Zn29 a 340°C (613K) - Rahman, 2009
FIG. 5.25 Diagrama de fases Ca-Mg com transformação eutética Mg89,5Ca10,5 a 516,5 oC (789,5K) - Rahman, 2009
122
FIG. 5.26 TG e DSC da liga Mg2Ca2Gd
FIG. 5.27 TG e DSC da liga Mg0,8Ca4Gd
A FIG. 5.26 mostra a curva DSC da liga Mg2Ca2Gd, a qual exibe um pico
endotérmico em uma temperatura próxima a 518°C. Pode-se inferir que este evento
foi provocado pelas reações eutéticas previstas nos diagramas de fases binários Mg-
Ca (FIG. 5.25) e Mg-Gd (FIG. 3.10 A), embora as temperaturas correspondentes à
123
esta transformação em seus respectivos diagramas binários estejam em torno de
540°C. Nos estudos conduzidos por FEI et al (2013), a temperatura correspondente
ao pico endotérmico de ligas recozidas Mg-Ca-Gd foi de, aproximadamente 500°C.
Portanto, para a liga Mg-Ca-Gd, é razoável estabelecer uma correlação congruente
entre os dados da análise térmica obtidas neste trabalho com os relatados por FEI et
al (2013), e, acima de tudo, suportados pelas referências da literatura de base.
O DSC para a liga Mg0,8Ca4Nd (FIG. 5.27) mostra uma sequência de picos
exotérmicos e endotérmicos iniciando em temperatura próxima de 600°C. FEI et al
(2013) relatam que a temperatura correspondente à transformação em uma liga de
composição eutética (pico endotérmico de fusão de liga recozida Mg-Ca-Nd) foi
próxima a 506°C. As fases relatadas por este autor são as mesmas demonstradas
pelo DRX neste trabalho, quais sejam: α-Mg, Mg2Ca e Mg41Nd5. Além disto, a
temperatura de fusão das reações eutéticas previstas pelos diagramas binários de
equilíbrio são próximas a 540°C (FIG. 5.25 e FIG. 3.10 B). Entretanto, para a liga
estudada Mg0,8Ca4Nd neste trabalho, os dados referentes à análise térmica são
conflitantes com a análise obtida por FEI, pelo fato de que a liga Mg0,8Ca4Nd possui
uma proporção de Nd inferior à da liga eutética referida por FEI et al (2013). Em
relação a esta sequência de picos exo e endotérmicos pode-se presumir que, por volta
de 600°C tenha ocorrido uma transformação de fase da liga, onde o Nd foi dissolvido
na matriz de α-Mg (conforme previsto pelo diagrama Mg-Nd, FIG. 3.10 B) e o Ca
tenha-se fundido (FIG. 5.25). Em seguida, próximo à temperatura de 640°C, tenha
ocorrido a fusão do meterial, representada pelo pico endotérmico e suportada pelo
diagrama da FIG. 3.10 B. Outra possibilidade é que esta sequência de picos
alternados representem eventos de transformações de fases e fusão dos diferentes
elementos e fases desta liga.
5.4 CARACTERIZAÇÃO QUÍMICA DAS LIGAS
A caracterização química da fita Mg65Zn30Ca5 feita por Espectroscopia por
Fluorescência de Raios X (FRX) acusou a presença de silício na amostra (0,42% em
peso – TAB. 5.3). Entretanto, este percentual está muito abaixo do nível de tolerância
considerado por Guo (2010). Para este autor, percentuais de até 5%wt de elementos
como Al, Mn, Na, Si, Pb e Sn não prejudicam a resistência à corrosão em ligas com
124
base em Mg. Observa-se também que houve maior formação do óxido de zinco (ZnO),
comparado ao óxido de magnésio (MgO) na superfície da fita, apesar da maior
reatividade do magnésio (TAB. 3.7) em relação ao zinco. Entretanto, a velocidade de
formação do ZnO é de cerca de 10 vezes maior, em relação ao MgO. Este resultado
mostra-se benéfico, no sentido de que a camada de ZnO formada oferece maior
proteção ao material contra o ataque corrosivo do ambiente biológico.
Consequentemente, a resistência mecânica é mantida por mais tempo e o volume de
gás H2 liberado é reduzido.
TAB. 5.3 FRX para a fita Mg65Zn30Ca5
A FIG. 5.28 sinaliza alguns pontos da Espectroscopia de Rx por Dispersão de
Energia (EDS) para a liga Mg65Zn30Ca5. O EDS foi também utilizado para a análise
química das demais ligas estudadas.
125
FIG. 5.238 Micrografia em MEV da fita Mg65Zn30Ca5 indicando alguns pontos de análise pelo EDS.
TAB. 5.4 Resultado do EDS para o objeto 451
Object 451
Element Series unn. C norm. C
wt% Atom. C
at% Error (3 sigma)
wt%
Oxygen K-series 3,45 7,51 11,22 2,08
Magnesium K-series 19,47 23,72 41,68 3,49
Calcium K-series 4,38 5,34 5,68 0,49
Zinc K-series 52,04 63,42 41,4 3,95
A TAB. 5.4 permite a identificar a composição química do ponto selecionado
(objeto 451), de composição Mg41,68Zn41,4Ca5,68O11,22. Desconsiderando-se o oxigênio
e o cálcio, identificamos a fase MgZn, condizendo com o espectro gerado nas DRX
da fita cristalina Mg65Zn30Ca5. O teor de oxigênio encontrado pode estar relacionado
à oxidação da fita, enquanto que o cálcio pode estar presente em solução sólida, ou
como integrante da fase ternária Ca2Mg5Zn13 presente nas proximidades do ponto em
questão.
126
Ao analisar um ponto dentro da fase eutética (objeto 445), observa-se a seguinte
composição química (TAB. 5.5).
TAB. 5.5 Resultado do EDS para o objeto 445.
Object 445
Element Series unn. C norm. C
wt% Atom. C
at% Error (3 sigma)
wt%
Oxygen K-series 1,78 2,45 4,63 1,39
Magnesium K-series 30,23 31,12 51,81 5,36
Calcium K-series 6,11 6,29 6,35 0,65
Zinc K-series 58,41 60,13 37,2 4,43
Desconsiderando-se o oxigênio, a composição em peso do objeto 445 é Mg 6,29Ca
60,13Zn e assemelha-se à do ponto eutético E4 identificado no diagrama ternário Mg-
Zn-Ca (TAB. 5.1). No ponto E4, a composição do eutético é Mg2.1Ca 53.4Zn. A diferença
no resultado pode ser devido à precisão do método utilizado.
O objeto 446 foi selecionado na região mais escura da micrografia, sendo
esperado uma composição que se aproximasse da fase α-Mg, provavelmente com Ca
e Zn em solução sólida. Excluindo-se o oxigênio, a composição é vista na TAB. 5.6.
TAB. 5.6 Resultado do EDS para o objeto 446
Object 446
Element Series unn. C norm. C
wt% Atom. C
at% Error (3 sigma)
wt%
Oxygen K-series 0.35 0.34 0.78 0.56
Magnesium K-series 45.10 43.44 66.07 7.95
Calcium K-series 3.96 3.81 3.51 0.45
Zinc K-series 54.41 52.41 29.63 4.11
127
De acordo com a tabela acima, as proporções em átomo para o magnésio, cálcio
e zinco são 66,07%, 3,51% e 29,63%, respectivamente. Este foi o ponto selecionado
com maior concentração atômica de magnésio. Pelo diagrama binário Mg-Ca (FIG.
53) uma solubilidade sólida de até aproximadamente 5% de cálcio na fase de
magnésio puro pode ser explicado devido a uma alta taxa de velocidade de
resfriamento da liga, impedindo a formação da fase Mg2Ca prevista no diagrama de
equilíbrio de fases. No entanto, a alta concentração de zinco não poderia ser explicada
por tal fenômeno. Uma justificativa para um alto percentual de Zn neste ponto seria
em função da interação da energia incidente com regiões ricas neste elemento, tais
como as fases MgZn ou Ca2Mg5Zn13.
As TAB. 5.7 e 5.8 mostram os resultados obtidos pela Espectroscopia por
Fluorescência de Raios X (FRX) das ligas Mg-Ca-Nd e Mg-Ca-Gd, respectivamente.
TAB. 5.7 Espectroscopia por Fluorescência de Raios X (FRX) para a liga Mg0,8Ca4Nd
Composto Concentração
(%)
Mg 96,769
Ca 0,910
Nd 2,321
TAB. 5.8 Espectroscopia por Fluorescência de Raios X (FRX) para a liga Mg2Ca2Gd
Composto Concentração (%)
Mg 95,817
Ca 2,222
Gd 1,961
128
FIG. 5.9 Micrografia da liga Mg2Ca2Gd
A FIG. 5.9 representa a micrografia da liga Mg2Ca2Gd e sinaliza dois pontos. Um
deles corresponde à estrutura lamelar formada na extensão dos contornos de grãos
(Objeto 10) e o outro na região correspondente ao interior dos grãos (Objeto 11). A
composição química da estrutura eutética visualizada neste ponto é formada pelas
fases Mg2Ca e Mg, tendo como percentuais em peso 7% de Ca e 93% de Mg,
excluindo-se o Gd, o qual, de acordo com FEI et al (2013) possui solubilidade solida
de 3,8% em α-Mg e 3% na fase Mg2Ca. Esta composição em peso (7% de Ca e 93%
de Mg) aproxima-se à da estrutura eutética prevista pelo diagrama de fases Mg-Ca da
FIG. 5.25.
TAB. 5.9 Resultado do EDS para o objeto 10.
Object 10
Element Series unn. C norm. C
wt% Atom. C
at% Error (3 sigma)
wt%
Calcium K-series 6,26 6,7 4,32 0,68
Magnesium K-series 83,38 89,27 95,01 14,52
Gadolinium L-series 3,76 4,03 0,66 0,44
129
De acordo com a TAB. 5.10, o objeto 11 possui uma composição química que
representa a matriz de Mg, com baixos percentuais de Ca e Gd em solução sólida.
TAB. 5.10 Resultado do EDS para o objeto 11
Object 11
Element Series unn. C norm. C
wt% Atom. C
at% Error (3 sigma)
wt%
Magnesium K-series 152,81 98,42 99,47 26,54
Calcium K-series 0,95 0,61 0,37 0,2
Gadolinium L-series 1,51 0,97 0,15 0,26
FIG. 5.10 Micrografia da liga Mg0,8Ca4Nd
A FIG. 5.10 mostra a micrografia da liga Mg0,8Ca4Nd. O EDS dos objetos 1, 2,3
e 4 selecionados nesta imagem mostra uma composição correspondente à estrutura
eutética contendo as fases α-Mg e Mg2Ca, de acordo também com o resultado da
difração obtido na FIG. 50. O objeto 5 representa a matriz de α-Mg, com o Ca em
solução sólida e a precipitados da fase Mg41Nd5. Os resultados destas análises
químicas estão demonstrados na TAB. 5.11, que mostra os percentuais em massa
130
referentes às composições dos respectivos objetos assinalados. As composições
químicas encontradas aproximam-se à composição nominal da liga, embora os
percentuais de Ca e Nd estejam ligeiramente abaixo.
TAB. 5.11 Percentuais em massa das composições químicas dos objetos assinalados na FIG. 58
Mass
Spectrum Mg Ca Nd
Objeto 1 97,44% 0,44% 2,11%
Objeto 2 97,85% 0,41% 1,73%
Objeto 3 98,58% 0,21% 1,22%
Objeto 4 97,71% 0,40% 1,88%
Objeto 5 99,26% 0,17% 0,57%
5.5 CORROSÃO EM NaCl
As curvas de polarização potencio dinâmicas obtidas para as ligas estudadas
estão representadas da seguinte forma: Fita amorfa Mg65Zn30Ca5 (FIG. 5.11); Fita
Mg65Zn30Ca5 com tratamento térmico a 2800C por 90 minutos (FIG. 5.12); Liga
Mg2Ca2Gd (FIG. 5.13) e Liga Mg0,8Ca4Nd (FIG. 5.14).
-1.4 -1.2 -1.0 -0.8 -0.6 -0.4
0.0
5.0x10-3
1.0x10-2
Amorfa_1
Amorfa_2
I (A
/cm
2)
E (V)
FIG. 5.11 Curva de polarização para a fita amorfa Mg65Zn30Ca5
131
-0.6 -0.3 0.0 0.3 0.6 0.9 1.2 1.5
0.0
2.0x10-5
4.0x10-5
6.0x10-5
8.0x10-5
1.0x10-4
1.2x10-4
1.4x10-4
1.6x10-4
1.8x10-4
2.0x10-4
90_1
90_2
I (A
/cm
2)
E (V) FIG. 5.12 Curva de polarização para a fita Mg65Zn30Ca5 com tratamento térmico a
280°C por 90 minutos
-1.6 -1.4 -1.2 -1.0
0.0
5.0x10-3
1.0x10-2 MgCaGd_1
MgCaGd_2
I (A
/cm
2)
E (V) FIG. 5.13 Curva de polarização para a liga Mg2Ca2Gd
132
-1.6 -1.4 -1.2 -1.0
0.0
5.0x10-3
1.0x10-2 MgCaNd_1
MgCaNd_2
I (A
/cm
2)
E (V) FIG. 5.14 Curva de polarização para a liga Mg0,8Ca4Nd
De acordo com estes resultados, verifica-se que as ligas contendo elementos
terras raras (Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd) possuem um comportamento muito
semelhante e mais ativo, com correntes que crescem rapidamente com a polarização
anódica. As amostras da fita amorfa Mg65Zn30Ca5 mostram curvas deslocadas para
potenciais mais nobres se comparadas com as ligas anteriores, embora também
apresentem um comportamento muito ativo, com correntes que crescem
intensamente com a polarização. Entretanto, as amostras da fita Mg65Zn30Ca5 tratada
termicamente apresentam um comportamento aparentemente passivo durante toda a
faixa de polarização anódica, ou seja, as correntes permaneceram sempre muito
baixas, em média abaixo de 3 µA/cm2. Isto pode ser observado na FIG. 5.15, onde as
curvas foram plotadas conjuntamente para análise comparativa.
133
-2.0 -1.5 -1.0 -0.5 0.0 0.5 1.0 1.5
0.0
5.0x10-3
1.0x10-2
1.5x10-2
MgCaGd_1
MgCaGd_2
MgCaNd_1
MgCaNd_2
Amorfa_1
Amorfa_2
90_1
90_2
I (A
/cm
2)
E (V)
FIG. 5.15 Curvas de polarização das ligas estudadas plotadas conjuntamente.
5.6 PROPRIEDADES MECÂNICAS
5.6.1 NANODUREZA DA FITA
Os resultados obtidos para os valores médios da nanodureza e do módulo de
elasticidade são exibidos nas TAB. 5.12 e 5.13.
TAB. 5.12 Nanodureza e Módulo de elasticidade na face rugosa da fita Mg-Zn-Ca
Dureza (GPa) Modulo de Elasticidade (GPa)
Media 3,703 50,985
134
TAB. 5.13 Nanodureza e Módulo de elasticidade na face lisa da fita Mg-Zn-Ca
Dureza (GPa) Modulo de Elasticidade (GPa)
Media 1 2,422 51,074
5.6.2 DUREZA ROCKWELL B DAS LIGAS Mg2Ca2Gd E Mg0,8Ca4Nd.
Após cinco medições em cada liga, uma média de 72,8 HRB foi encontrada para
a liga Mg2Ca2Gd e 68,8 HRB para a liga Mg0,8Ca4Nd (TAB. 5.14).
TAB. 5.14 Dureza Rocwell B para as ligas Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd.
Liga Medidas (HRB) Penetrador e carga Média (HRB)
Mg2Ca2Gd 70; 73; 74; 70; 77 Esfera de aço temperado com carga inicial de 10 Kgf e principal de 100 Kgf
72,8
Mg0,8Ca4Nd 60; 70; 80; 67; 67 Esfera de aço temperado com carga inicial de 10 Kgf e principal de 100 Kgf
68,8
5.7 AVALIAÇÃO DA RESPOSTA CELULAR IN VITRO (CITOTOXICIDADE E
PROLIFERAÇÃO CELULAR)
Citotoxicidade representa a capacidade de ser tóxico às células. Os resultados do
teste de citotoxicidade colorimétrico XTT indicaram uma diferença significativa na
atividade metabólica entre o controle negativo e o positivo (SDS 1%). Conforme era
de se esperar, a atividade celular do controle positivo foi reduzida. Entretanto, as
amostras da liga Mg65Zn30Ca5 em seus diferentes tempos de tratamento térmico (30,
45, 60 e 90 minutos) acompanharam a redução metabólica, similarmente ao controle
positivo, indicando comprometimento da viabilidade celular. Em mesma análise, para
as amostras das ligas Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd, não foi observado o
comprometimento desta viabilidade.
135
O resultado do ensaio de CVDE, que analisa a proliferação celular, acompanhou
a redução do XTT, indicando quantidade de reduzida de células para as amostras da
liga Mg65Zn30Ca5 em seus diferentes tempos de tratamento térmico (30, 45, 60 e 90
minutos). As amostras das ligas Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd não apresentaram
diferenças na proliferação celular, quando comparadas ao controle negativo.
Considerando os ensaios acima se pode concluir que as amostras Mg2Ca2Gd e
Mg0,8Ca4Nd analisadas são cito compatíveis e não alteram os níveis de proliferação
celular. Os resultados dos testes XTT e CVDE obtidos neste trabalho para a liga
Mg65Zn30Ca em seus diferentes tempos de tratamento térmico não condizem com a
expectativa inicial, uma vez que todos os componentes desta liga são elementos
constituintes naturais do organismo humano, sendo essenciais no desempenho de
diversas de suas funções. Além disto, resultados de testes semelhantes relatados na
literatura, como os de Xuenan Gu et al (2010) mostraram-se positivos para a
viabilidade celular em extratos de liga Mg-Zn-Ca. Em uma comparação específica com
o trabalho destes autores, observa-se, inclusive, uma proximidade na composição
nominal entre as ligas estudadas, quais sejam a liga Mg65Zn30Ca5 foco deste estudo e
a liga Mg66Zn30Ca4 referida no trabalho de 2010. Particularidades referentes a essas
ligas certamente poderiam mostrar resultados divergentes, tais como processamento
da liga, linhagem de células utilizadas e métodos de análise quanto à viabilidade e
proliferação celular. A TAB. 5.14 mostra alguns dados referentes às especificidades
das ligas citadas anteriormente, a fim de se estabelecer um melhor padrão
comparativo.
136
TAB. 5.15 Resultados de ensaios de citoxidade disponíveis na literatura para ligas com composições nominais semelhantes a do presente trabalho.
Autor (Ano) Liga
(Composição Nominal)
Obtenção Linhagem
Celular Teste
Citotóxico Viabilidade
Celular Proliferação
Celular
Resende, C.R.S.(2014)
Mg65Zn30Ca5 Melt spinning +
Tratamento Térmico 280°C
MC3T3 XTT 50% em
média, após 24h
Abaixo de 50%
Zhang et al (2011)
Mg4Zn0.2Ca Fundida ou Extrudada
L929 Vermelho
Neutro
Acima de 80% após 7
dias
Sem análise estatística
Xuenan Gu (2010)
Mg66Zn30Ca4 Melt spinning L929 e MG63
MTT Acima de
80%, após 24h
Sem análise estatística
De acordo com Fischer et. al (2010) os kits utilizados para os testes de
citotoxicidade podem exibir resultados tanto falso-positivos quanto falso-negativos.
Isto se deve ao fato do Mg ser um elemento muito reativo. Além disto, os resultados
mostrados na literatura, especialmente em relação ao comportamento celular aos
dispositivos implantados baseados em magnésio são conflitantes, principalmente em
função de variáveis, tais como as mostradas na TAB. 5.15. Entretanto, é razoável
especular que as ligas Mg-Zn-Ca contendo adequados teores de Zn e Ca podem
apresentar uma combinação superior de propriedades mecânicas, resistência à
corrosão e biocompatibilidade. Zhang et al (2011) relata ser concebível que o Mg em
ambiente altamente alcalino pode ser capaz de abrir anéis de sais com formato
tetrazólico e ligar-se eles. Isto poderia conduzir a uma mudança na cor semelhante à
formação de formazan, no caso dos ensaios de MTT e XTT com células. Eles não
utilizaram o teste MTT em seus estudos, exatamente prevenindo a possibilidade de
tal ocorrência. O teste utilizado por Zhang foi o vermelho neutro, cujo princípio baseia-
se na absorção do corante vermelho neutro vital em lisossomas de células viáveis,
não apresentando qualquer interferência com os materiais corrosivos. A citotoxicidade
in vitro de liga de Mg4.0Zn0.2Ca de Zhang foi Grau 0-1, o que indica que a liga é bio-
segura.
137
FIG. 5.16 Ensaio de citotoxicidade (XTT) e de proliferação celular (CVDE) da fita Mg-Zn-Ca em diferentes tempos de síntese e para ligas de terras raras Gd e Nd. Para análise estatística foi utilizado o método (ANOVA) e pos-test de Dunnett. As amostras foram normalizadas em porcentagem e comparadas ao controle negativo (células). Os valores
significativos são indicados na figura. *p <0.01.
5.8 HEMOGRAMA E SOROLOGIA
Com base nos resultados apresentados na TAB. 5.16, os animais do grupo
experimental (coelhos 1 a 6) não apresentaram alterações no eritrograma,
138
descartando-se a hipótese das ligas utilizadas exercerem função tóxica para as
hemácias, o que levaria à constatação de possíveis anemias hemolíticas. Segundo
Meyer (1995), um quadro de anemia hemolítica pode estar acompanhada de icterícia
e hemoglobinúria (eliminação de hemácias pela urina), fato este não detectado
durante todo o período experimental, em nenhum dos animais testados. O coelho
controle 1 (Contr 1) apresentou leve anemia (Hematócrito 29%), o que pode estar
relacionado a uma deficiência alimentar e anemia ferropriva. Entretanto, ele não
recebeu os implantes, fato este que demonstra que os animais controle podem
também mostrar valores com desvio do padrão normal (SPINELLI et. al., 2012).
Em relação ao leucograma, excetuando-se o coelho 3, todos os demais animais
(incluindo os do grupo controle) mostraram valores dentro da normalidade, o que é
mais um indício que não houve reação “de corpo estranho” ao material inoculado. De
acordo com Latime e Meyer (1992), os leucócitos participam na defesa do hospedeiro
contra os patógenos e na vigilância e remoção dos antígenos não próprios (externos).
Como não houve aumento na produção destas células de defesa, conclui-se que a
liga não foi rejeitada pelo sistema imunológico dos animais em teste. Por sua vez, o
coelho 3 (C3) apresentou um quadro de leucopenia (3000µ l), que poderíamos até
relacionar a uma toxicidade na medula óssea, prejudicando a produção de leucócitos.
Porém, segundo, Busch (2004), esta leucopenia estaria acompanhada de anemia
(redução de hemácias) e trombocitopenia (redução de plaquetas), caso houvesse este
tipo de lesão (o que não ocorreu). Além disto, os outros 4 animais experimentados
não apresentaram alterações leucocitárias, sugerindo que esta leucopenia possa
estar relacionada a algum outro quadro patológico. Ressalta-se ainda que este mesmo
animal, assim como todos os demais, possui uma alta taxa de eosinófilos (eosinofilia).
Dentre as possíveis causas da eosinofilia pode estar a reação de hipersensibilidade
(NELSON & COUTO, 2006), relacionada, por exemplo, ao fato do animal estar
reagindo contra implantes. Entretanto, a eosinofilia é observada em todos os animais,
incluindo os do grupo controle. Este fato leva a crer que este quadro de eosinofilia
está relacionado a uma outra causa, como, por exemplo, uma leve parasitose
assintomática.
As plaquetas mantiveram-se dentro do valor de referência, embora constate-se
um ligeiro aumento no coelho controle 1 (Contr.1). A causa pode ser contração
139
esplênica, estresse, ou até mesmo idiopática (REBAR,2003). Além do mais, os
demais animais experimentados mantiveram valores de acordo com o valor de
referência.
Em relação à análise bioquímica observa-se que todos os animais apresentaram
valores acima dos de referência para a úréia (TAB. 5.17). A ureia e a creatinina são
produzidas no fígado, resultantes do metabolismo das proteínas. Quando alteradas,
indicam alterações renais em mamíferos. Entretanto, a dosagem da creatinina é mais
específica e mais confiável como indicativo de possíveis alterações renais (XAVIER
et. al., 2008). Embora todos os coelhos tenham mostrado taxas acima das de
referência para a uréia, as taxas para creatinina mantiveram-se dentro dos padrões
normais. Além disto, desaca-se que os coelhos do grupo controle também mostraram
o mesmo padrão de taxas para estas duas subsâncias. É possível que o grupo de
animais usado neste experimento possua um valor de uréia acima do valor de
referência utilizado, sem que isto indique um inadequado funcionamento renal. É de
se esperar um aumento na taxa de creatinina em doença renal (MEYER,1995).
Apesar de cada espécie de animal possuir mecanismos próprios de controle dos
parâmetros fisiológicos, é sabido que estes podem exibir variações relacionadas com
sexo, linhagem, genótipo, os quais são decorrentes de diversos fatores como idade,
dieta, manuseio e ambiente (CATELO BRANCO et al., 2011). É importante salientar
que todos os animais analisados (do grupo experimental e os do grupo controle) não
apresentaram alterações significativas relacionadas ao comportamento e sinais
clínicos durante todo o período do experimento.
140
TAB. 5.16 Resultados do Hemograma para os coelhos do grupo experimental (C1 a C6) e do grupo controle (Contr. 1 e 2) com seus respectivos valores de referência
(VR).
Eritrograma
C1 C2 C3 C4 C5 C6 Contr.1 Contr.2 VR
Hemácias (106/mm3) - 6,0 5,8 5,4 5,9 4,4 4,3 5,3 3,8 – 7,9
Hematócrito (%) - 37,0 36,0 35,0 37,0 31,0 29,0 35,0 33 – 50
Hemoglobina (g/dl) - 12,3 11,9 11,7 11,8 10,2 8,6 11,5 9,4 – 17,4
VCM (fl) - 61,6 62,0 64,8 62,7 70,4 67,4 66,0 50 – 75
CHCM (%) - 33,2 33,0 33,4 31,8 32,9 29,6 32,8 27 - 34
Leucograma
C1 C2 C3 C4 C5 C6 Contr.1 Contr.2 VR
Leucócitos (μl) - 11500 3000 7700 9500 11600 9400 8000 5000 - 13000
Eosinófilos(%) - 21 11 11 8 10 9 13 0 - 2
Bastonetes (%) - 0 0 0 0 0 0 0 0 - 6
Segmentados (%) - 14 63 24 38 55 16 44 34 - 70
Linfócitos (%) - 55 21 61 51 34 71 41 43 - 80
Monócitos (%) - 10 5 4 3 1 4 2 0 - 4
Plaquetograma
C1 C2 C3 C4 C5 C6 Contr.1 Contr.2 VR
Plaquetas(10³/μL) 580 520 395 440 480 700 320 200 - 650
TAB. 5.17 Resultados da Bioquímica sanguínea para os coelhos do grupo experimental (C1 a C6) e do grupo controle (Contr. 1 e 2) com seus respectivos
valores de referência (VR).
Bioquímica Sanguínea
C1 C2 C3 C4 C5 C6 Contr.1 Contr.2 VR
Ureia (mg/dl) 41,1 31,1 67,0 39,4 42,3 44,0 28,5 30,8 9,1 - 25,5
Creatinina (mg/dl) 1,2 1,0 1,7 1,2 1,2 1,3 1,2 1,0 0,5 – 2,6
ALT (UI/l) 165,6 54,9 87,2 179,5 111,5 98,8 57,2 52,0 55 – 260
AST (UI/L) 17,0 11,7 21,2 21,1 18,8 14,3 19,8 49,0 10 – 98
Fosfatase Alcalina (UI/l)
53,4 33,2 33,8 37,7 40,1 39,0 39,2 42,7 10 – 96
GGT (UI/L) 2,4 2,7 5,5 5,2 2,3 3,7 1,7 5,9 0 - 7
Albumina (g/dL) 2,3 2,3 2,5 2,4 2,6 2,5 2,8 2,7 2,5 – 4,0
141
5.9 HISTOLOGIA E HISTOPATOLOGIA
A FIG. 5.17 (A - C) mostra peças anatômicas colhidas após a eutanásia de um
dos coelhos do grupo experimental. É possível a visualização das perfurações
corticais da tíbia esquerda ainda incompletamente cicatrizadas (FIG. 5.17 A). Ao
exame visual observou-se um aspecto de normalidade anatômica das peças
coletadas de todos os animais eutanasiados.
Verificou-se que as perfurações ósseas realizadas para a inserção das ligas foram
gradativamente obliterando com tecido duro (visão macroscópica), na medida em que
os grupos foram sendo sacrificados em diferentes tempos (3, 6 e 8 semanas). Esta
constatação clínica foi confirmada através de achados histológicos (FIG. 5.18), onde
se pode constatar efetivamente que o processo de cicatrização óssea progrediu de
maneira espontânea e natural ao longo do experimento.
Os animais experimentados não apresentaram sinais e sintomas de inflamação,
infecção, ou qualquer outro indício de patologia ou intercorrência pós-operatória,
desde os momentos iniciais, até o sacrifício dos últimos animais.
A inspeção ectoscópica durante a necropsia dos órgãos de interesse (rins e
fígado) correspondeu com achados de normalidade em todos os casos, não havendo
indícios físicos macroscópicos de lesão, infecção, patologia, ou qualquer outra
condição que indicasse um padrão visual de anormalidade. Estes achados clínicos
foram confirmados pelos exames laboratoriais (hemograma e sorologia), bem como
pelos resultados dos exames histopatológicos. A TAB. 5.18 mostra os resultados
histopatológicos para os rins e fígado dos animais do grupo experimental e do grupo
controle. Os achados destes exames mostram um quadro compatível com animais de
manejo territorial restrito (gaiolas). Portanto, houve a constatação do adequado
funcionamento histofuncional renal e do fígado dos animais. Conforme já ressaltado
anteriormente, os resultados dos exames laboratoriais e histopatológicos mostram
resultados semelhantes tanto para animais experimentados quanto para animais
controle. Acrescenta-se a isto, o fato de que os animais não apresentaram alterações
clínicas durante todo o período do experimento.
142
FIG. 5.17 Peças anatômicas dissecadas de um dos coelhos do grupo experimental A - Tíbia esquerda contendo as ligas Mg65Zn30Ca5; B - Aspecto ectoscópico dos rins e
C - do fígado. Observa-se um aspecto de normalidade das peças anatômicas
TAB. 5.18 Resultado do exame histopatológico dos rins e fígado dos animais do grupo experimental (C1 a C6) e do grupo controle (CONTR 1 e CONTR 2).
Animais Rim Fígado
C1 Nefrite intersticial linfo-histiocitária discreta sub-aguda Hepatite peri-portal linfo-histiocitária
discreta sub-aguda
C2 Nefrite intersticial linfo-histiocitária moderada crônica Hepatite peri-portal linfo-histiocitária
discreta crônica
C3 Nefrite intersticial linfo-histiocitária discreta sub-aguda Hepatite peri-portal linfo-histiocitária
discreta sub-aguda.
C4 Nefrite intersticial linfo-histiocitária discreta sub-aguda Hepatite peri-portal mista moderada
sub-aguda.
C5 Nefrite intersticial linfo-histiocitária moderada sub-aguda Degenração hepática micro-vacuolar
difusa moderada
C6 Nefrite intersticial linfocítica discreta sub-aguda Degeneração hepática micro-
vacuolar difusa moderada
CONTR 1 Nefrite intersticial linfo-histiocitária discreta crônica Hepatite peri-portal linfo-histiocitária
moderada sub-aguda
CONTR 2 Nefrite intersticial linfo-histiocitária discreta sub-aguda Hepatite peri-portal linfo-histiocitária
discreta sub-aguda.
A
A
B
A
C
A
143
A FIG. 5.18 mostra o resultado da interação das ligas à base de Mg inseridas, nas
tíbias esquerdas dos coelhos, 3, 6 e 8 semanas após sua implantação. Em todos os
cenários é possível identificar um padrão de ossificação condizente com a evolução
fisiológica normal de feridas ósseas, vastamente relatadas na literatura. Após 3
semanas de implantação das ligas, uma intensa reação inflamatória pode ser
observada (FIG. 5.18 - seta amarela). Este padrão inflamatório é de caráter
inespecífico, com infiltrado predominantemente neutrofílico e naturalmente esperado
nesta fase de cicatrização. Além disto, observa-se a presença de uma cápsula fibrosa
circundando as regiões antes ocupadas pelos implantes metálicos inseridos nas tíbias
(FIG. 5.18 – seta vermelha). Esta condição também sinaliza quanto à naturalidade do
processo cicatricial, uma vez que o isolamento (enclausuramento) fibroso é esperado,
mediante a presença de um elemento não natural inserido no organismo de
mamíferos. Ressalta-se também que, na medida em que o processo de cicatrização
evolui, as perfurações ósseas por onde foram introduzidas as ligas seguem em
direção de sua total obliteração, atingindo 100% deste fechamento após 6 semanas,
em todas as tíbias (FIG. 5.18 - seta azul). Esta constatação não seria possível caso
houvesse a rejeição do material implantado, ou a algum subproduto originado do seu
processo de degradação. Além do exposto acima, outra condição que sinaliza
favoravelmente diz respeito à neoformação de osso ao redor de todas as ligas
implantadas (FIG. 5.18 - seta preta). Ao final do experimento, verifica-se a presença
de osso haversiano (osso maduro e lamelar) ao redor das ligas implantadas e vedando
os acessos corticais para a inserção dos implantes (seta verde). Além destas
constatações histológicas, vale ressaltar que não foram relatadas intercorrências
clínicas nos animais durante o período de experimentação, além de não haver
qualquer indício de comprometimento da cicatrização local (inflamação, supuração,
fístulas, etc), no momento da coleta das tíbias para análise histológica.
144
Tíbia esquerda - 3 semanas
Tíbia esquerda - 6 semanas
Tíbia esquerda - 8 semanas
FIG. 5.18 Imagens obtidas das tíbias esquerdas nos tempos de 3, 6 e 8 semanas após a implantação das ligas Mg-Zn-Ca
145
5.10 EXAME RADIOGRÁFICO
Radiografias com incidências oclusais e laterais foram obtidas visando-se uma
análise quantitativa da reabsorção das ligas inseridas nas tíbias direita (Mg2Ca2Gd e
Mg0,8Ca4Nd) e esquerda (liga Mg65Zn30Ca5). A FIG. 6.19 mostra tais incidências,
onde A, C, E, G, I, e K representam as oclusais e B, D, F, H, J e L as laterais. A e B
correspondem ao coelho 1, C e D ao número 2, E e F ao número 3, G e H ao de
número 4, I e J o de número 5 e K e L ao coelho de número 6. Os animais 1 e 2 foram
sacrificados com 3 semanas, o 3 e 4 com 6 semanas e o 5 e 6 com 8 semanas. Pode-
se observar que as fitas da liga Mg65Zn35Ca5 sofreram um alto padrão de reabsorção
desde o início dos sacrifícios, independente de sua condição. Ao final das 8 semanas,
já não é mais possível observar a imagem radiolúcida referente a estas ligas,
indicando que houve sua total reabsorção. Para as ligas contendo elementos de terras
raras, a liga com Gd demonstra um padrão predominantemente mais avançado e
generalizado de degradação (posições mais proximais das radiografias), comparadas
às que contém o elemento Nd. Entretanto, ao final do período de experimentação, é
possível observar a existência de um volume residual bastante significativo,
especialmente das ligas contendo o neodímio.
D
A
C
A
B
A
A
A
146
FIG. 5.19 Tomadas radiográficas das tíbias direita e esquerda dos coelhos. Tomadas frontais (A,C,E,G,I,K) e laterais (B,D,F,H,J,L)
J
A
H
A
G
A
F
A
E
A
I
K
A
L
A
147
6 CONCLUSÕES
Antes da apresentação final dos resultados obtidos nesta tese, faz-se necessário
tecer alguns breves comentários em relação ao assunto objeto deste estudo.
Devido às características do magnésio e suas ligas, em especial sua alta
suscetibilidade à corrosão, o desafio está no desenvolvimento de novas ligas, ou no
aperfeiçoamento das ligas já existentes. Visando-se alcançar tais objetivos, o
refinamento da microestrutura, com grãos mais finos e livres de impurezas, a obtenção
de novas fases mais confiáveis, sistemas sustentáveis e técnicas de processamento
de proteções mais baratas indicam o caminho a ser percorrido. Uma padronização de
estudos laboratoriais e clínicos envolvendo animais deve ser estimulada, a fim de
obterem-se resultados mais seguros, os quais favoreçam o avanço nas pesquisas
nesta matéria, cujo objetivo final é a melhoria na qualidade de vida do ser humano.
Além disto, de acordo com os requisitos eco ambientais e de sustentabilidade, maiores
considerações devem ser empreendidas em relação à reciclagem destes materiais
em ambientes industriais e biomédicos.
Após estas considerações, conclui-se que:
1. As amostras da liga Mg-Ca-Zn obtidas por melt spinning possuem estrutura
amorfa e frágil;
2. O tratamento térmico de recozimento melhora a plasticidade e permite a
manipulação das amostras da liga amorfa da liga Mg-Ca-Zn como recebida;
3. As fases cristalinas da liga Mg-Ca-Zn após o tratamento térmico variam com o
tempo de recozimento e foram condizentes com as citadas na literatura;
4. Houve a formação de uma camada de ZnO na superfície do material, o que,
teoricamente favorece sua proteção em meio fisiológico, além de impedir a
liberação de gás H2 para os tecidos circunvizinhos;
5. Os testes de corrosão in vitro mostraram que as amostras da fita amorfa
Mg65Zn30Ca5 exibem um comportamento muito ativo, com correntes que
crescem intensamente com a polarização, enquanto que as amostras da fita
148
tratadas termicamente a 280°C por 90 minutos apresentam um comportamento
aparentemente passivo durante toda a faixa de polarização anódica;
6. Os resultados do teste de citotoxicidade colorimétrico XTT para as amostras da
liga Mg65Zn30Ca5 indicaram uma diferença significativa na atividade metabólica
entre o controle negativo (amostras estudadas) e o positivo (SDS 1%). As
amostras desta liga, em seus diferentes tempos de tratamento térmico,
acompanharam a redução metabólica, indicando comprometimento da
viabilidade celular.
7. O resultado do ensaio CVDE das amostras da liga Mg65Zn30Ca5 acompanhou
a redução do XTT, indicando quantidade reduzida de células para as amostras
destas ligas em seus diferentes tempos de tratamento térmico. Estes
resultados não condizem com a expectativa inicial deste trabalho, uma vez que
não estão de acordo com os resultados obtidos em demais trabalho
semelhantes (XUENAN GU et al (2010) e ZHANG et al (2011)), os quais
mostraram-se positivos para a viabilidade celular em extratos de liga Mg-Zn-
Ca;
8. Os resultados considerados negativos foram atribuídos a possibilidade dos kits
utilizados para os testes de citotoxicidade poderem exibir resultados tanto falso-
negativos, ao fato da alta reatividade do Mg, o que pode ter causado a
deterioração do material durante o tempo da realização da pesquisa, além da
possibilidade de falha ou contaminação durante a instrumentação específica
para os testes de citotoxicidade e de viabilidade celular.
9. A degradação in vitro de ligas Mg65Zn30Ca5, Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd
mostrou que os elementos de liga Zn, Ca, Gd e Nd elevaram o potencial de
corrosão das ligas de magnésio, comparados aos dados do Mg puro existentes
na literatura.
10. As amostras Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd analisadas não induzem toxicidade
em células MC3T3-E1, sendo, portanto biocompatíveis e apropriados para
aplicações biomédicas.
11. As ligas Mg65Zn30Ca5, Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd implantadas em coelhos não
induziram a reações de inflamação que pudessem afetar a formação de novo
149
osso nos sítios de implantação, embora os resultados dos testes in vitro para a
liga Mg65Zn30Ca5 não tenham se mostrado satisfatórios.
12. Os resultados dos exames laboratoriais (hemograma e sorologia) mostraram-
se condizentes com os padrões normais referenciados na literatura, além de
estarem confluentes com os padrões dos animais do grupo controle.
13. Os resultados da investigação histológica e histopatológica não mostraram
haver qualquer padrão de desvio da normalidade.
14. Os animais não apresentaram qualquer tipo de sinais ou sintomas clínicos que
indicassem qualquer efeito indesejável após a inserção das ligas.
15. Portanto, podemos concluir que as ligas estudads possuem adequada
biocompatibilidade in vivo, demonstrando seu potencial de utilização como
dispositivos biomédicos.
150
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