Produção e caracterização de zircônio nanocristalino e suas ligas ...

INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA

MYCHELLE VIANNA PEREIRA COMPANHONI

PRODUÇÃO E CARACTERIZAÇÃO DE ZIRCÔNIO

NANOCRISTALINO E SUAS LIGAS PROCESSADOS POR

DEFORMAÇÃO PLÁSTICA SEVERA E APLICAÇÃO COMO

BIOMATERIAL

Tese de Doutorado apresentada ao Curso de

Doutorado em Ciência dos Materiais do Instituto

Militar de Engenharia, como requisito parcial para a

obtenção do título de Doutor em Ciências em

Ciência dos Materiais.

Orientador: Prof. André Luiz Pinto – D.C. Co-orientador: Maj José Ricardo Matheus – D.C.

Rio de Janeiro 2012

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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).

620.11292 Companhoni, Mychelle Vianna Pereira C737p Produção e caracterização de zircônio nanocristalino e

suas ligas processados por técnicas de deformação plástica severa e aplicação como biomaterial/Mychelle Vianna Pereira Companhoni; orientada por André Luiz Pinto - Rio de Janeiro: Instituto Militar de Engenharia, 2012.

207 p. : il.

Tese (doutorado) - Instituto Militar de Engenharia – Rio

de Janeiro, 2012

1. Ciência dos Materiais 2. Deformação plástica severa (DPS) 3. Zircônio 4. Propriedade Mecânica dos Materiais 5. Nanomateriais. I. Companhoni, Mychelle Vianna III Instituto Militar de Engenharia

CDD 620.11292

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MYCHELLE VIANNA PEREIRA COMPANHONI

PRODUÇÃO E CARACTERIZAÇÃO DE ZIRCÔNIO NANOCRISTALIN O E SUAS LIGAS ATRAVÉS DE TÉCNICAS DE DEFORMAÇÃO PLÁSTICA SEVERA

Tese de Doutorado apresentada ao Curso de Doutorado em Ciência dos Materiais do Instituto Militar de Engenharia. Orientador: Prof. André Luiz Pinto – D.C. Co-orientador: Prof. José Ricardo Gomes Matheus – D.C.

Aprovada em 3 de julho de 2012 pela seguinte Banca Examinadora:

____________________________________________________ Prof. André Luiz Pinto – D.C. do IME - Presidente

____________________________________________________ Maj José Ricardo Gomes Matheus – D.C. do IME

____________________________________________________ Prof. Luiz Paulo Mendonça Brandão – D.C. do IME

____________________________________________________ Prof. Carlos Nelson Elias – D.C do IME

____________________________________________________

Prof. Dilson dos Santos – D.Sc. da COPPE/UFRJ

____________________________________________________ Prof. Maurizio Ferrante – Ph.D. da UFScar

Rio de Janeiro

2012

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Ao Instituto Militar de Engenharia, casa da Engenharia na América do Sul, base de minha formação e aperfeiçoamento.

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AGRADECIMENTOS

A Deus, por me dar resiliência sem a qual teria sido impossível concluir este trabalho. Ao meu amado marido Felipe, por me incentivar a dar o melhor de mim, pela paciência, apoio nas horas de dificuldade, pela dedicação, por compartilhar comigo todos os momentos, bons e difíceis, sendo participativo em muitos deles. Agradeço por compreender todas as circunstâncias em que estive ausente, por todo amor a mim dedicado e retribuído. Muito obrigada. Aos meus pais pela vida e por proporcionarem ser quem eu sou. Agradeço em especial ao meu pai que me ensinou que a maior riqueza que um ser humano pode ter é o conhecimento. Aos queridos D. Sônia e Sr. Paulo, meus sogros e aos meus cunhados Luciane, Fabio, Cristina, Carlinhos, Fabrício e Vanessa, minha segunda família. À querida Silvia Helena pela forma zen de ser e por me ajudar em múltiplos aspectos, principalmente me acalmando e apoiando incondicionalmente. À Julia pela companhia e por ter compartilhado diversos momentos. Queridas irmãs de coração, agradeço muito por tudo e por sua grande amizade. Ao meu orientador Prof. André Pinto, por todo o apoio, incentivo, paciência, ensinamentos e amizade. Agradeço também por ter permitido a continuidade de minha formação. Sua alegria e dedicação à pesquisa científica são sempre inspiradoras. Ao meu orientador Maj José Ricardo Matheus, sua positividade, entusiasmo e força, nos sentidos literal e figurado, durante todos os momentos da tese e pela amizade. Ao professor Carlos Elias por ter me incentivado a iniciar o doutorado, por seu exemplo de dedicação ao trabalho e por todos os seus ensinamentos durante meus anos de pós-graduação. Ao professor Luiz Paulo Brandão pelo incentivo, ensinamentos e sugestões.

Aos professores do Instituto Militar de Engenharia, pelos ensinamentos que me deram uma base sólida para caminhar numa área antes desconhecida. Ao Joel, Heloísa, Sandra, Hector, Anderson, Oscar, Leonardo, Cap. Veltri, Carlos Augusto, Carlos Roberto, Lemos e outros integrantes do IME que de certa forma ajudaram em diversos momentos. Aos companheiros de pós-graduação Tatiana Skaf, Priscila, Rodrigo Ceglias e Rodrigo Fialho, pelo apoio e por dividirem as dificuldades e incertezas dessa jornada. À Tatiana Marcondes por toda disponibilidade para ajudar nos procedimentos experimentais, seus finais de semana e noites adentro de treinamento no microscópio. Agradeço por seu tempo, ensinamentos e amizade. À Cilene Labre e Lis Melo por seus conhecimentos em microscopia e análises de alguns materiais, assim como diversas ajudas. Ao amigo Cap Fabio Alves por todos seus insights, ideias, ouvidos e por sua grande amizade. Às amigas Ten Caroline Goulart e Tamara Indrusiak pela ajuda na preparação de amostras, por trilharem conjuntamente o caminho do conhecimento, apreensões e por toda amizade. Aos professores Dilson dos Santos e Luiz Henrique Almeida da COPPE/UFRJ pela disponibilização do zircônio, Zr-2,5Nb e Zircaloy-4 e pelos conhecimentos transmitidos. Ao professor Walter Botta da UFSCar por ter disponibilizado a matriz de HPT e ao técnico Samuel Tonucci por seu apoio nas deformações.

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Aos professores Vitor Sordi e Maurizio Ferrante da UFSCar, pela disponibilização da matriz de ECA a quente, por todos os conhecimentos compartilhados e aos colegas Aníbal e William do DeMa da UFSCar pela ajuda nas deformações por ECA.

Aos Professores Daniel Leiva e Andreia Kliauga da UFSCar pela troca de conhecimentos. À Carla Gabriel da UFRJ por seu apoio e troca de experiências e ao Renan do Laboratório de Ensaios Mecânicos da COPPE pela ajuda com ensaios de microdureza. Aos profissionais da IMBEL de Itajubá e Juiz de Fora, em especial ao Maj. Áureo. À Roberta Santana por toda sua imprescindível assistência e experiência na preparação metalográfica e ao Josélio Buarque por sua experiência e disponibilidade no CEPEL. Ao professor Antonio Ramirez por ter oferecido a oportunidade de utilizar o equipamento de microdureza do LNNANO e Davi Benatti pela realização das análises. Ao Bráulio Arcanjo pela oportunidade e suporte no INMETRO e à Taeko por todo o apoio na realização nas análises de microtextura por EBSD. Ao Dr. Rodrigo Félix pela ajuda no recozimento e à Bárbara Costa do CBPF na pronta usinagem de inúmeros corpos de prova Ao Prof. Helio Vital do CTEx, pela esterilização com radiação Gama. Aos professores Rubem Sommer, João Sinnecker, Alexandre Mello e Alexandre Rossi por todo o incentivo. Agradeço também à Viviane da EXP e Mariana Giffoni do CBPF pelo apoio. À Elena, Luciana, Suzana e Jéssica, pela assistência na realização dos ensaios de cultura de células no LaBioMat do CBPF, em especial à Moema por todo seu conhecimento, assistência irrestrita e colaboração que, sem a qual, os ensaios de culturas de células não seriam possíveis. Agradeço também por sua amizade. À Valéria Conde do Laboratório de Cristalografia e Difração de Raios-X do CBPF pelas prontas análises de DRX. À pesquisadora Helene Barbosa e Sandra pela utilização do ponto crítico na Fiocruz. Aos professores Eduardo Radovanovick e Celso Nakamura por terem disponibilizado as instalações e equipamentos do COMCAP na UEM. Aos doutores Hélio Schechtman e Carlos Alberto Müller, por terem me apresentado ao incrível mundo da ciência e também ao Dr. José Henrique Cavalcanti por todos os ensinamentos sobre implantodontia. Agradeço à minha tia Elizabeth pela ajuda, torcida e presença. A querida amiga Rafaela, por uma vida inteira de amizade, apoio e simbiose, Juliana, tios Solange e Basílio por toda ajuda, conselhos e exemplo. Agradeço também aos amigos Carol, Elisa, Paulo, primos Patrícia e Fabio, Silvinha, Bruno, Renata, Bruno Traballi e Andréia. À Dra. Fira e ao Dr. Abraham por seu exemplo de vida. Nunca esquecerei de todo carinho e apoio de todos. Aos meus queridos amigos, sem os quais não poderia existir que me apoiam sempre e alegram a vida. Agradeço também aos que possa me esquecer de citar nominalmente; perdoem-me essa imensa falha. Agradeço por fim ao CNPq pelo apoio financeiro, fundamental para a realização deste trabalho.

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“A ignorância gera mais frequentemente confiança do

que o conhecimento: são os que sabem pouco, e não

aqueles que sabem muito, que afirmam de forma tão

categórica que este ou aquele problema nunca será

resolvido pela ciência.”

CHARLES DARWIN (1871)

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SUMÁRIO LISTA DE ILUSTRAÇÕES.........................................................................................11 LISTA DE TABELAS..................................................................................................21 LISTA DE SÍMBOLOS................................................................................................22 LISTA DE SIGLAS......................................................................................................23 1 INTRODUÇÃO...............................................................................................26 2 REVISÃO DA LITERATURA .........................................................................29 2.1 Materiais nanocristalinos................................................................................29 2.2 Predominância de mecanismos de deformação por faixa de tamanho de grão............................................................................................................34 2.3 Métodos de produção de materiais nanocristalinos.......................................35 2.3.1 ECA - Extrusão em Canal Angular ................................................................36 2.3.1.1 Propriedades e microestruturas obtidas por ECA..........................................41 2.3.2 Torção sob Alta Pressão - High-Pressure Torsion (HPT).............................46 2.3.2.1 Propriedades e microestruturas obtidas por HPT..........................................48 2.4. Deformação plástica de materiais hexagonais..............................................51 2.5 Zircônio..........................................................................................................53 2.5.1 Histórico do zircônio .....................................................................................53 2.5.2. Ligas de zircônio............................................................................................56 2.6 Materiais hexagonais deformados por ECA..................................................61 2.7 Materiais hexagonais deformados por HPT..................................................66 2.8 Implantes biomédicos....................................................................................67 2.9 Biocompatibilidade do zircônio......................................................................70

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2.10 Biocompatibilidade de materiais nanoestruturados.........................................74 2.11 Biocompatibilidade de Materiais Quanto à Textura.........................................89 3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS...........................................................92 3.1 Materiais utilizados..........................................................................................93 3.1.1 Zircaloy-4.........................................................................................................93 3.1.2 Zircônio............................................................................................................94 3.1.3 Zr-2,5Nb..........................................................................................................95 3.2 Matrizes..........................................................................................................96 3.2.1 Matriz de ECA a frio .......................................................................................96 3.2.2 Problemas ocorridos durante a deformação severa com ECA a frio............101 3.2.3 Matriz de ECA a quente................................................................................103 3.2.4 Problemas ocorridos durante a deformação severa com ECA a

quente............................................................................................................106 3.2.5 Matriz de HPT...............................................................................................106 3.2.6 Deformações por HPT..................................................................................107 3.2.7 Problemas ocorridos durante a deformação severa com HPT....................108 3.3 Recozimento com forno de atmosfera controlada.........................................108 3.4 Microdureza Vickers......................................................................................109 3.5 Análise microestrutural..................................................................................109 3.6 Identificação automática de orientação cristalina..........................................111 3.7 Difração de Raios-X......................................................................................116 3.8 Cultura de pré-osteoblastos...........................................................................116 3.8.1 Contagem das células na Câmara de Neubauer..........................................119 3.8.2 Avaliação da viabilidade celular....................................................................120 3.8.3 Avaliação da Morfologia Celular Usando MEV.............................................122

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4 RESULTADOS ..............................................................................................123 4.1 Zircaloy-4.......................................................................................................123 4.2 Zircônio..........................................................................................................131 4.3 Zr-2,5Nb........................................................................................................153 4.3.1 Cultura de células.........................................................................................172 4.3.1.1 Contagem na câmara de Neubauer.............................................................172 4.3.1.2 Viabilidade celular........................................................................................172 4.3.1.3 Avaliação da morfologia celular usando MEV..............................................174 5 DISCUSSÃO.................................................................................................181 5.1 Zircaloy-4.......................................................................................................183 5.2 Zircônio.........................................................................................................183 5.3 Zr-2,5Nb........................................................................................................187 5.3.1 Biocompatibilidade em Zr-2,5 Nb e Zr-2,5Nb nanocristalino........................191 6 CONCLUSÕES.............................................................................................194 7 SUGESTÃO DE TRABALHOS FUTUROS ...................................................195 8 BIBLIOGRAFIA .............................................................................................196 9 ANEXOS........................................................................................................206

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LISTA DE ILUSTRAÇÕES FIG. 2.1 Resultados de diversos trabalhos sobre a relação entre limite de

escoamento e tamanho de grão para o cobre (MEYERS et al., 2006)..............31 FIG. 2.2 Empilhamento de discordâncias no contorno de grão (MEYERS et al.,

2006)..................................................................................................................32 FIG. 2.3 Deslizamento de contorno de grão (MEYERS et al., 2006)..................33 FIG. 2.4 Contorno de grão atuando como gerador e sumidouro de discordâncias

(MEYERS et al. 2006).............................................................................33 FIG. 2.5 Modelo manta e núcleo (MEYERS et al., 2006)...................................34 FIG. 2.6 Coalescência de grãos (MEYERS et al., 2006)....................................34 FIG. 2.7 Esquema do método ECA (adaptado de VALIEV, 2004)......................37 FIG. 2.8 Rotas de processamento por ECA (STOLYAROV et al., 2001)...........38 FIG. 2.9 Planos de cisalhamento mostrados nos planos X, Y e Z para passes

consecutivos nas diferentes rotas A, BA, BC e C (VALIEV e LANGDON, 2006)..................................................................................................................38

FIG. 2.10 Distorções introduzidas nos elementos cúbicos vistos nos planos X, Y e Z para rotas de processamento A, BA, BC e C em prensagens de 1 até 8 passes (FURUKAWA et al.,1998)..................................................................................39

FIG. 2.11 Modelo de cisalhamento nos planos X, Y e Z para rotas de processamento A, BA, BC e C quando prensados com 1, 2, 3 ou 4 passes (FURUKAWA et al., 2002).................................................................................39

FIG. 2.12 Princípio da ECA no qual Φ representa o ângulo interno e Ψ o ângulo externo dos canais (VALIEV e LANGDON, 2006).............................................40

FIG. 2.13 Variação da dureza do Al em função do número de passes (REIHANIAN et al., 2008)..................................................................................41

FIG. 2.14 Variação da tensão de escoamento e densidade de discordâncias Al em função do número de passes (REIHANIAN et al., 2008).............................42

FIG. 2.15 Microestruturas vistas por MET de Al comercialmente puro e padrões SAD associados à região apresentada na micrografia após a deformação por ECA após (a) 1 passe (barra – 1 µm), (b) 4 passes (barra – 1 µm) e (c) 8 passes (barra – 05, µm), todos com angulação do canal de 90º e rota Bc. (REIHANIAN et al., 2008)..................................................................................42

FIG. 2.16 Microestruturas de Al nos planos X, Y e Z após deformação por ECA usando a rota Bc após 1 passe (a) e 4 passes e padrões SAD das regiões vistas nas micrografias (IWAHASHI et al., 1998)..............................................43

FIG. 2.17 Mapas de EBSD na região central das amostras de ECAP após 1, 4 e 8 passes. (a)-(c) mapas de cores de orientação, (d)-(f) mapas de contorno de grão. REIHANIAN (2008)...................................................................................44

FIG. 2.18 Modelo de refinamento de grão na região central do corpo de prova (a) microestruturas no plano X depois de 1 e 2 passes usando uma angulação de

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Φ= 90o e processado pela rota Bc. (b) microestrutura no plano Y depois de 1 e 2 passes e (c) microestruturas visíveis nos planos X e Y depois de 4 e 8 passes (modificado de XU et al., 2005).........................................................................45

FIG. 2.19 Ilustração do método HPT (ZHILYAEV et al., 2003)............................46 FIG. 2.20 Parâmetros usados na estimativa da deformação total com HPT (ZHILYAEV et al. 2003)..............................................................................................47 FIG. 2.21 Diferentes esquemas de representação das condições (a) não constrito,

(b) quase-constrito e (c) constrito (ZHILYAEV et al. 2003)................................47 FIG. 2.22 Perfis de microdureza Vickers de níquel submetido ao HPT com

pressões de 1 e 9 GPa. (ZHILYAEV et al. 2001)...............................................48 FIG. 2.23 Distribuição da microdureza através dos diâmetros de discos de

alumínio de pureza comercial submetido à pressão de P = 1 GPa e uma a oito voltas completas a linha pontilhada mostra a condição recozida (ZHILYAEV et al. 2005).............................................................................................................48

FIG 2.24 Gráfico tridimensional de microdureza do níquel processado por HPT com 5 voltas em função da pressão: (a)1 GPa (b) 3 GPa, (c) 6 GPa e (d) 9 GPa (ZHILYAEV et al. 2003).....................................................................................49

FIG. 2.25 Micrografias por TEM e respectivos padrões SAD de níquel processado por HPT após 5 voltas com pressões de 1, 3 e 9 GPa: as micrografias superiores correspondem à borda do disco e as superiores ao centro do disco (ZHILYAEV et al. 2003)............................................................49

FIG 2.26 Microestruturas vistas através de MET com campo claro e campo escuro e seus respectivos padrões SAD de cobre processado por HPT em (a) 1/2, (b) 1 e (c) 5 voltas completas. (JIANG et al., 2000)....................................50

FIG. 2.27 Diagrama de equilíbrio de Zr-Nb (DOUGLAS, 1971)............................58 FIG. 2.28 Diagrama de fases parcial da liga Zr-Nb (TEWARI et al., 2008)..........60 FIG 2.29 Micrografias de MET (a) Zr-2,5Nb deformado a frio e recozido a

400oC/24 h e (b) Zr-2,5Nb deformado a 300oC, indicando a alta densidade de discordâncias e precipitados β-Nb ricos em Nb dentro dos grãos α, mostrando nos detalhes superiores o espectro de EDS dos precipitados β-Nb (KAPOOR et al. 2005).........................................................................................................61

FIG 2.30 Micrografias de Ti processado através do método ECA com rota Bc com 90º a 450º C após 8 passes nas seções (a) transversal e (b) longitudinal (STOLYAROV et al., 2001)................................................................................62

FIG. 2.31 EBSD-OIM de Zr deformado por 1 passe de ECA, mostrando maclas de deformação. As interseções entre quadrados e triângulos têm ângulos de desorientação de 85º (CHOI et al. 2002)...........................................................63

FIG. 2.32 Micrografias da seção transversal das amostras processadas por ECA com vários passes. (a) Zero passe, (b) 1 passe, (c) 2 passes, (d) 3 passes e (e) 4 passes (LEE & KIM 2006)...............................................................................65

FIG. 2.33 Micrografia por MET e respectivo padrão de SAD da seção transversal do zircônio após 4 passes de ECA com identificação de nanomaclas (LEE e KIM, 2006a).......................................................................................................65

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FIG. 2.34 Esquema do contato da célula com a superfície do biomaterial mediado por integrinas (RGD) e integrina α e β (ANSELME, 2000)................................69

FIG. 2.35 Radiografia de placa de aço cirúrgico fraturada e aspecto macroscópico da placa com parafusos (TAVARES et al. 2010)...............................................70

FIG. 2.36 Níveis de expressão de marcadores osteogênicos cultivados nas diferentes superfícies. Níveis de mRNA para sialoproteína óssea (BSP), fator 2 de ligação do núcleo (RUNX2), osteopontina (OP), osteocalcina (OC), colágeno tipo I (Col I) e CD 146 marcador hematopoiético na medula óssea, nas superfícies controle placa (polímero), Ti Grau 2, BIN (binária) Zr-2,5Nb e TER (ternária) Zr-1,5Nb-1Ta (ROSALBINO et al. 2011)............................................73

FIG. 2.37 Implantes comerciais projetados e comercializados pela Timplant® a) dispositivo para fixação e correção de coluna; b) implante dentário e detalhe de sua menor dimensão, que apresenta diâmetro de 2,4 mm, devido às melhores propriedades mecânicas do Timplant®; c) placa para a fixação de ossos longos (VALIEV et al. 2008b)........................................................................................75

FIG. 2.38 Densidade de pré-osteoblastos em substratos com diferentes superfícies, Ti recozido, Ti não tratado, Ti processado por HPT e controle, em função do tempo. (Adaptado de FAGHIHI et al., 2007...................................................................................................................76

FIG. 2.39 Histograma retratando os valores de absorbância da proliferação de osteoblastos depois de 2 e 5 dias, cultivadas nas superfícies de amostras de Ti processado através de ECA com 350ºC e 450ºC e Ti6Al4V (KIM et al., 2007)..................................................................................................................77

FIG 2.40 Ilustração dos contornos de grão dos materiais como recebido e submicrométrico (KIM et al., 2007)....................................................................78

FIG 2.41 Proliferação celular expressa pela absorbância de luz de pré-osteoblastos cultivados em superfícies de Ti, como recebida e deformada por ECA (ESTRIN et al. 2008).................................................................................79

FIG 2.42 Número de macrófagos presentes devido ao implante em subcutâneo das amostras: Ti com grãos ultrafinos, Ti como recebido e controle em subcutâneo dos ratos (BINDU et al. 2009)........................................................81

FIG 2.43(a) Número de células aderidas em diferentes superfícies após 4 h de incubação, (b) Viabilidade celular expressa como porcentagem do resultado de 24 horas após 24 e 48 horas de cultura das diferentes superfícies (PARK et al. 2009)..................................................................................................................82

FIG. 2.44 Atividade ALP dos pré-osteoblastos nas diferentes superfícies Ti ECA, Ti e Ti6Al4V (PARK et al. 2009)........................................................................83

FIG. 2.45 Análise quantitativa em tempo real PCR dos níveis de expressão gênica de fosfatase alcalina (ALP), osteopontina (OP) e osteocalcina (OC) dos pré-osteoblastos em 3 e 7 dias de cultura (PARK et al. 2009)..........................84

FIG. 2.46 Topografias das superfícies de Ti medidas por AFM sob as condições: (a) como recebido, (b) após 4 passes (c) após 8 passes (ESTRIN et al. 2011)..................................................................................................................85

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FIG. 2.47 Imagens de CSLM de hMSC nas superfícies vidro, Ti como recebido, Ti deformado por ECA com 4 passes e Ti deformado por ECA com 8 passes (Adaptado de ESTRIN et al. 2011)....................................................................86

FIG. 2.48(a) Adesão celular em horas; (b) Viabilidade celular em dias de SAOS-2 nas superfícies de Ti, Ti ultrafino e Ti6Al4V (SALDAÑA et al. 2007)..................................................................................................................87

FIG. 2.49 Densidade de pré-osteoblatos MC3T3-E1 aderidos na superfície de Ti-(11-20), Ti-(10-10) e controle (FAGHIHI et al. 2006).........................................88

FIG. 2.50 Média e desvio padrão dos valores de células pré-osteoblastos cultivados das diferentes superfícies de Ti (FAGHIHI et al. 2008)....................89

FIG. 2.51 Densidade de osteoblastos e fibroblastos aderidos às superfícies de Ti através de análise de microscopia de fluorescência (FAGHIHI et al. 2008)......90

FIG. 3.1 Esquema ilustrativo dos métodos experimentais utilizados na tese.....92 FIG. 3.2 Tarugo de Zircaloy-4.............................................................................94 FIG. 3.3 Tarugo de Zircônio como recebido.......................................................94 FIG. 3.4 Forno de fusão a arco (GUEDES, 2011)..............................................95 FIG. 3.5 Tubo de Zr-2,5Nb..................................................................................95 FIG. 3.6 Projeto da Matriz I de ECA com variação do ângulo Φ de 90º ou120º.96 FIG. 3.7 (a) (b) Matriz I de ECA a frio e placa de deslizamento se movendo durante a

conformação......................................................................................................97 FIG. 3.8 Matriz I usada no método de conformação ECA a frio, acoplada na

prensa hidráulica manual...................................................................................98 FIG. 3.9 Corpo de prova de alumínio conformado antes da remoção total da

Matriz I de ECA..................................................................................................98 FIG. 3.10 Matriz III para realização do método de conformação ECA................100 FIG. 3.11 Matriz III de ECA a frio acoplada à prensa uniaxial elétrica com avanço

constante.........................................................................................................101 FIG. 3.12 (a)(b) Amostras de Zircaloy-4 como recebida e após tentativa da

deformação por ECA com a Matriz I................................................................102 FIG. 3.13 Amostra fraturada de Zircaloy-4 fraturada durante a deformação a frio

na Matriz II.......................................................................................................102 FIG. 3.14 Amostras de Zircaloy-4 deformadas incompletamente e Matriz III

fraturada após tentativa de deformação por ECA a frio...................................103 FIG. 3.15 Matriz IV de ECA usada a quente com dois canais de deformação

(FILHO, 2010)..................................................................................................105 FIG. 3.16 Matriz IV de ECA montada com o corpo de prova e forno acoplados à

máquina universal de ensaios Instron.............................................................105 FIG. 3.17 Amostras de Zircaloy-4 deformadas por ECA com temperaturas de

350oC com 2 passes (corpo de prova superior) e 300oC com 1 passe (corpo de prova inferior)...................................................................................................106

FIGs 3.18 3.19 Matriz de HPT adaptada na EMIC e detalhe da mesma.................107 FIG. 3.20 Tubo na forma de placa e peças da matriz de HPT............................107

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FIG. 3..21 Detalhe do desgaste gerado na parte superior após deformação por HPT e antes da deformação............................................................................109

FIG. 3.22 Detalhe da câmera acoplada ao MET.................................................112 FIG. 3.23 Padrão experimental (meio), duas possíveis soluções (Q1 e Q2) e

relação que permite calcular o índice de confiabilidade de cada padrão adquirido..........................................................................................................114

FIG. 3.24 (a) Mapa de orientação para cobre deformado severamente mostrando grãos e maclas, (b) mapa de índice de correlação, (c) mapa de confiabilidade, (d) figura de pólo inversa (RAUCH et al., 2010)..............................................114

FIG. 3.25 Ilustração do trajeto do feixe de elétrons usada na técnica de precessão (WILLIAMS e CARTER, 2009).......................................................115

FIG. 3.26 Ilustração da difração de elétrons sem precessão, com meia precessão e precessão completa e efeitos nos padrões. (Adaptado de VINCENT e MIDGLEY, 1994)..............................................................................................116

FIG. 3.27 Morfologia macroscópica das amostras de Zr-2,5Nb deformadas por HPT e como recebidas....................................................................................117

FIG. 3.28 MEV da superfície da amostra de Zr-2,5Nb como recebida preparada para cultura de células.....................................................................................117

FIG. 3.29 MEV da superfície da amostra de Zr-2,5Nb deformada por HPT preparada para cultura de células...................................................................117

FIG. 3.30 Tripsinização das células na garrafa de células para plaqueamento..................................................................................................118

FIG. 3.31 Amostras e cultura das células semeadas na placa de 24 poços......118 FIG. 3.32 Plaqueamento na câmara de Neubauer.............................................119 FIG. 3.33 Câmara de Neubauer usada para a contagem de células em 24hs...119 FIG. 3.34 Células plaqueadas na placa de 24 poços com cloning cilinders

restringindo a área da cultura..........................................................................120 FIG. 3.35 Detalhe dos cloning cilinders vistos por cima.....................................120 FIG. 4.1 Micrografia ao MO de Zircaloy-4 como recebido (barra = 100 µm)....123 FIG. 4.2 Difratograma do Zircaloy-4 como recebido e identificação da fase α.124 FIG. 4.3 Lista de picos experimentais do Zircaloy-4 (laranja) e picos da ficha 00-

005-0665 ICDD (vermelho)..............................................................................124 FIG. 4.4 Zircaloy-4 deformado por ECA a 350ºC por 2 passes........................125 FIG. 4.5 Micrografia ao MO de Zircaloy-4 após a deformação sem sucesso em

ECA com 1 passe a frio...................................................................................126 FIG. 4.6 Macrografia da amostra de Zircaloy-4 deformado e fraturado com 1

passe por ECA a frio........................................................................................126 FIG. 4.7 Análise por EBSD de Zircaloy-4 deformado por ECA com 1 passe a frio

(a) Mapa de orientação, (b) MEV, (c) mapa de índice de confiança, (d) EDS, (e) código de cores de orientação (barra = 40 µm)...............................................127

FIG. 4.8 Micrografia de MET de Zircaloy-4 como recebido..............................127 FIG. 4.9 Micrografia de MET de Zircaloy-4 como recebido com presença de

discordâncias...................................................................................................128

16

FIG. 4.10 Mapa de orientação com linha tracejada referente ao gráfico de desorientação de Zircaloy-4 CR e imagem de campo claro virtual através de ACOM/MET......................................................................................................128

FIG. 4.11 Gráfico de desorientação do Zircaloy-4 CR........................................129 FIG. 4.12 Micrografia de MET de Zircaloy-4 deformado por 2 passes de ECA a

350ºC no sentido transversal...........................................................................129 FIG. 4.13 Micrografia de MET de Zircaloy-4 deformado por 2 passes de ECA a

350ºC no sentido transversal...........................................................................130 FIG. 4.14 Micrografia de MET de Zircaloy-4 deformado por 2 passes de ECA a

350ºC no sentido transversal...........................................................................130 FIG. 4.15 Micrografia por ACOM/TEM de Zircaloy-4 deformado por 2 passes de

ECA a 350ºC (a) imagem de campo claro virtual (barra = 0,5 µm), (b) referência de cores de figura de polo inversa (barra = 1 µm), (c) mapa de orientação no eixo Z (barra = 0,5 µm).............................................................131

FIG. 4.16 Amostras de zircônio deformados por ECA a 350ºC com (a) 1 passe (cortada para preparação de amostras), (b) 2 e (c) 3 passes, que estão em L e (d) 4 passes.....................................................................................................131

FIG. 4.17 Resultados de microdureza nos sentidos transversal e longitudinal de corpos de prova de Zr recozido e deformado por ECA de 1 a 4 passes a 350ºC...............................................................................................................132

FIG. 4.18 Macrografia de Zr como recebido.......................................................133 FIG. 4.19 Espectro de EDS do Zr como recebido realizado em MET com feixe

aberto...............................................................................................................134 FIG. 4.20 Difratograma do zircônio como recebido e identificação da fase α.....134 FIG. 4.21 Lista de picos experimentais do zircônio como recebido (laranja) e

picos da ficha 00-005-0665 ICDD (vermelho)..................................................134 FIG. 4.22 Micrografia de MO de Zr como recebido no sentido transversal. (a)

região com presença de um ponto triplo entre três grãos (b) detalhe mostrando diferença de orientação entre dois grãos. (c) morfologia de Widmanstätten (d) maior detalhe da morfologia de Widmanstätten do Zr como recebido............135

FIG. 4.23 Micrografia de MO de Zr como recebido, recozido a 750ºC no sentido longitudinal, (a) Aspecto morfológico da microestrutura, (b) Detalhe do aspecto de Widmanstätten, (c) Morfologia mostrando regiões escuras e claras com possível origem na transformação da fase martensítica em fase α.................136

FIG. 4.24 Micrografia de MO de Zircônio deformado por ECA a 350ºC com 1 passe (a) longitudinal, (a) morfologia sem presença de Widmanstätten, (b) detalhe da micrografia anterior, (c) detalhe sugerindo maclas na microestrutura.............137

FIG 4.25 Micrografia de MO de Zr deformado por ECA a 350ºC com 2 passes no sentido longitudinal, (a) aspecto da microestrutura, (b) detalhe da microestrutura, (c) morfologia não definida da microestrutura........................138

FIG 4.26 Micrografia de MO de Zr deformado por ECA a 350ºC com 3 passes no sentido longitudinal (a) o aspecto da morfologia sem padrão definido (b) detalhe da micrografia anterior, (c) maior aumento com ausência de padrão morfológico definido............................................................................................................139

17

FIG. 4.27 Micrografia de MO de Zr deformado a 350ºC por ECA com 4 passes no sentido longitudinal (a) refinamento pronunciado da microestrutura (b) detalhe da micrografia anterior, (c) ausência de padrão morfológico definido.............140

FIG. 4.28 Micrografia de campo claro de MET de Zr deformado por 1 passe com ECA a 350ºC)..................................................................................................140

FIG. 4.29 Micrografia de campo claro de MET de Zr deformado por 1 passe com ECA a 350ºC....................................................................................................141

FIG. 4.30 Micrografia por ACOM/MET de Zr deformado por 1 passe com ECA a 350ºC (a) figura de campo claro virtual, (b) mapa de orientação por por identificação automática em MET, (c) referência de cores de uma figura de polo inversa (barra = 1 µm).....................................................................................141

FIG. 4.31 Micrografia de campo claro de MET de Zr deformado por 3 passes com ECA a 350ºC (barra = 200 nm)........................................................................142

FIG. 4.32 Micrografia de campo claro de MET de Zr deformado por 3 passes com ECA a 350ºC....................................................................................................142

FIG. 4.33 Micrografia de campo claro de MET de Zr deformado por 3 passes com ECA a 350ºC (barra - 0,5 µm)..........................................................................143

FIG. 4.34 Micrografia por ACOM/MET de Zr deformado por 3 passes com ECA a 350ºC (a) Figura de campo claro virtual (barra = 1 µm), referência de cores figura de polo invertida de material, (c) ) mapa de orientação realizado por identificação automática (barra = 1 µm)..........................................................143



FIG. 4.37 Micrografia de campo escuro de MET de Zr deformado por 4 passes com ECA a 350ºC............................................................................................145



FIG. 4.40 Figura de campo escuro virtual formada através de abertura virtual selecionada por nanodifração de elétrons de Zr deformado por ECA com 4 passes a 350ºC................................................................................................146

FIG. 4.41 Micrografia de Zr deformado por ECA com 4 passes a 350ºC por ACOM/TEM (a) mapa de orientação com linha para avialiação da desorientação entre os grãos, (b) referência de cores de figura de polo, (c) imagem de campo claro virtual (d) mapa de índice de correlação (f) mapa de índice de confiabilidade (barras - 1 µm)...........................................................147

FIG. 4.42 Gráfico de desorientação referente à linha traçada no mapa de orientação da FIG. 4.41...................................................................................148

FIG. 4.43 Micrografia de campo claro de MET de Zr deformado por HPT com 5 GPa e 5 voltas completas a frio.......................................................................148

18



FIG. 4.46 Gráfico de desorientação referente à linha traçada no mapa de orientação da FIG.4.47....................................................................................150

FIG. 4.47 Micrografia de Zr deformado por HPT com 5 GPa e 5 voltas completas a frio por ACOM/MET (a) Mapa de orientação do Zr deformado por HPT com linha desenhada para avaliação de desorientação, (b) referência de cores de figura de polo inversa, (c) mapa de fases (Vermelho – Zr α, verde – Zr β e ciano – Zr ω, (d) figura de campo claro virtual, (e) mapa de confiabilidade, (f) mapa de índice de correlação, (barra - 0,5 µm).........................................................151

FIG. 4.48 Micrografia de Zr deformado por HPT com 5 GPa e 5 voltas completas a frio por ACOM/MET (a) Mapa de orientação do Zr deformado por HPT com linha desenhada para avaliação de desorientação, (b) referência de cores de figura de polo inversa, (c) mapa de fases (Vermelho – Zr α, verde – Zr β e ciano – Zr ω, (d) figura de campo claro virtual, (e) mapa de confiabilidade, (f) mapa de índice de correlação, (barra - 1µm).............................................................152

FIG. 4.49 Gráfico de desorientação referente à linha traçada no mapa de orientação da FIG.4.48....................................................................................153

FIG. 4.50 Micrografia de MEV de Zr-2,5Nb como recebido e atacado com feixe de íons..................................................................................................................154

FIG. 4.51 Amostras de Zr-2,5Nb após deformação por HPT a frio com 5 GPa e 5 voltas................................................................................................................155

FIG. 4.52 Perfil de microdureza do Zr-2,5Nb deformado por HPT com 5 GPa e 5 voltas a frio (Escala: largura - 2,36 mm)..........................................................156

FIG. 4.53 Micrografia de MO de Zr-2,5Nb deformado por HPT..........................156 FIG. 4.54 Micrografia de MO de Zr-2,5Nb deformado por HPT..........................156 FIG. 4.55 Micrografia de campo claro de MET de Zr-2,5Nb como recebido......157 FIG. 4.56 Micrografia de campo claro de MET de Zr-2,5Nb como recebido (barra -

200 nm)............................................................................................................158 FIG. 4.57 Micrografia de campo claro de MET de Zr-2,5Nb como recebido......157 FIG. 4.58 Micrografia de campo claro de MET de Zr-2,5Nb como recebido.........158 FIG. 4.59 Micrografia de campo claro de MET de Zr-2,5Nb como recebido no qual

o detalhe do precipitado de βII é mostrado......................................................158 FIG. 4.60 – Micrografia de campo claro de MET de Zr-2,5Nb como recebido (barra - 200 nm)...............................................................................................159

FIG. 4.61 Figura de SAD da matriz do Zr-2,5Nb como recebido........................159 FIG. 4.62 Micrografia de STEM campo claro de Zr-2,5Nb como recebido (barra -

500 nm)............................................................................................................160 FIG. 4.63 Mapa de EDS do Zr-2,5Nb como recebido de Zr, Nb e O, mostrando os

precipitados de Nb...........................................................................................160

19

FIG. 4.64 Mapa de EDS do Zr-2,5Nb como recebida de Zr e Nb mostrando os precipitados e os pontos realizados na análise de EDS..................................161

FIG. 4.65 Espectros de EDS referente aos pontos 1 (a), 2(b) 3 (c) e 4 (d), 5(e), 6(f) da FIG. 4.64...............................................................................................161

FIG. 4.66 Mapa de fases de Zr-2,5Nb como recebido; vermelho - fase α zircônio e ciano - fase βII...............................................................................................162

FIG. 4.67 (a) Mapa de orientação do Zr-2,5Nb como recebido (b) figura de polo inversa do zircônio α e (c) figura de polo inversa do zircônio β.......................163

FIG. 4.68 Imagem de MET de Zr-2,5Nb deformado por HPT com 5 GPa e 5 voltas completas a frio.....................................................................................163



FIG. 4.71 Figura de difração do tubo Zr-2,5Nb deformado por HPT com 5 GPa e 5 voltas completas a frio, L=150 cm................................................................164

FIG. 4.72 Mapa de EDS do Zr-2,5Nb de Zr e Nb presente nos precipitados de Nb deformado por HPT com 5 GPa e 5 voltas a frio.............................................165

FIG. 4.73 Mapa de EDS do Zr-2,5Nb deformado por HPT com 5 GPa e 5 voltas a frio mostrando os precipitados de Nb no mapa em rosa, em imagem mais detalhada.........................................................................................................166

FIG. 4.74 Micrografia de campo claro virtual de MET de Zr-2,5Nb deformado por HPT com 5 GPa e 5 voltas completas (barra - 0,1 µm)...................................167

FIG 4.75 Mapa de fases através de ACOM/MET do Zr-2,5Nb deformado por HPT com 5 GPa e 5 voltas completas. Referência de cores: fase α - vermelho, ω - amarelo, βI - azul, βII - ciano, (barra - 0,1 µm).................................................167

FIG 4.76 (a) Mapa de orientação através de ACOM/MET do Zr-2,5Nb deformado por HPT com 5 GPa e 5 voltas completas a frio (b) referência de cores da figura de polo inversa (cúbico) (c) referência de cores da figura de polo inversa (hexagonal) (barra - 0,1 µm)............................................................................167

FIG. 4.77 Micrografias por ACOM/MET de Zr-2,5Nb deformado por HPT com 5 GPa e 5 voltas completas a frio. Mapas de (a) fases, (b) orientação, (c) campo claro, (d) índice de correlação, (e) índice de confiabilidade. O números correspondem as calibrações de comprimento de câmera realizadas com diferentes parâmetros: (1) e (4) ponto de confiabilidade alta em qualquer fase (2) e (3) ponto de confiabilidade alta sobre fase βII identificada visualmente (5) refinamento sobre ponto de confiabilidade alta sobre fase βII identificada visualmente após ponto de confiabilidade alta sobre fase α (barra = 0,1µm). Referência de cores: fase α - vermelho, ω - amarelo, βI - azul, βII – ciano................................................................................................................168

FIG. 4.78 Difratograma de amostra Zr-2.5Nb como recebido.............................169

20

FIG. 4.79 Lista de picos do Zr-2.5Nb como recebido e teóricos das Fichas ficha 00-005-0665 ICDD do Zr HCP e da ficha 01-089-3715 ICDD do Nb CCC.................................................................................................................170

FIG. 4.80 Difratograma de amostra Zr-2.5Nb deformada por HPT com 5 GPa e 5 voltas a frio.......................................................................................................171

FIG. 4.81 Lista de picos do Zr-2.5Nb processado por HPT com 5 GPa e 5 voltas a frio e picos teóricos das fichas de Zr-α, Zr-β, Nb-β e Zr-ω..............................171

FIG. 4.82 Resultados de contagem de células cultivadas por 24 horas sobre o controle, o Zr-2,5Nb CR e Zr-2,5Nb deformado por HPT com 5 GPa e 5 voltas a frio em câmara de Neubauer...........................................................................173

FIG. 4.83 Células MC3T3-E1 no controle negativo (Thermanox) com vermelho neutro (NR) incorporado..................................................................................173

FIG. 4.84 Células MC3T3-E1 no controle negativo (Thermanox) com vermelho neutro (NR) incorporado em maior aumento...................................................173

FIG. 4.85 Os valores estão expressos com base na taxa de absorbância lida de acordo com o comprimento de onda obtido no ensaio colorimétrico. O XTT (tetrazólio) avaliou a atividade mitocondrial (taxa de respiração celular), e o NR (vermelho neutro) avalia permeabilidade celular nas amostras de Zr-2,5Nb como recebido e Zr-2,5Nb deformado por HPT 5 GPa e 5 voltas a frio, P>0,05..............................................................................................................174

FIG. 4.86 Micrografia de MEV das células MC3T3-E1 aderidas à superfície de Zr-2,5Nb como recebido com 24 horas (barra - 10 µm).......................................175

FIG. 4.87 Micrografia de MEV das células MC3T3-E1 aderidas à superfície de Zr-2,5Nb como recebido com 24 horas................................................................175

FIG. 4.88 Micrografia de MEV das células MC3T3-E1 aderidas à superfície de Zr-2,5Nb HPT com 5 GPa e 5 voltas a frio após 24 horas (barra - 10 µm)..........175

FIG. 4.89 Micrografia de MEV das células MC3T3-E1 aderidas à superfície de Zr-2,5Nb HPT com 5 GPa e 5 voltas a frio após 24 horas (barra - 2 µm)............176

FIG. 4.90 Controle Thermanox apresentando célula espraiada e aderida no material após cultura de 24 horas (barra - 10 µm)...........................................176

FIG. 4.91 Micrografia de MEV das células MC3T3-E1 aderidas à superfície de Zr-2,5Nb como recebido com 7 dias................................................................177

FIG. 4.92 Micrografia de MEV das células MC3T3-E1 aderidas à superfície de Zr-2,5Nb como recebido com 7 dias (barra - 100 µm).....................................177

FIG. 4.93 Micrografia de MEV das células MC3T3-E1 aderidas à superfície de Zr-2,5Nb como recebido com 7 dias (barra - 10 µm).......................................178

FIG. 4.94 Micrografia de MEV das células MC3T3-E1 aderidas às superfícies de Zr-2,5Nb como recebido com 7 dias (barra - 1 µm).........................................179

FIG. 4.95 Micrografia de MEV das células MC3T3-E1 aderidas à superfície de Zr-2,5Nb HPT com 5 GPa e 5 voltas a frio após 7 dias (barra - 100 µm)........179

FIG. 4.96 Micrografia de MEV das células MC3T3-E1 aderidas à superfície de Zr-2,5Nb HPT com 5 GPa e 5 voltas a frio após 7 dias (barra - 100 µm)............179

FIG. 4.97 Micrografia de MEV de célula MC3T3-E1 aderida à superfície de Zr-2,5Nb HPT com 5 GPa e 5 voltas a frio após 7 dias (barra – 10 µm)..............179

FIG. 4.98 Micrografia de MEV da célula MC3T3-E1 aderida à superfície de Zr-2,5Nb HPT com 5 GPa e 5 voltas a frio após 7 dias (barra – 1 µm)................180

FIG. 4.99 Controle Thermanox apresentando pré-osteoblasto espraiada e aderida no material com 7 dias (barra – 20 µm)...........................................................180

21

LISTA DE TABELAS TAB. 2.1 Típicos sistemas de deslizamento de alguns metais HC (WANG E

HUANG, 2003).................................................................................................52 TAB. 2.2 Composição das ligas de zircônio.........................................................57 TAB. 2.3 Propriedades de Zr, Ti e suas ligas (ASM HANDBOOK Vol, 1992).....72 TAB. 2.4 Valores de rugosidade (Ra), tamanho de grão, limite de escoamento e

ângulo de contato de Ti deformado por ECA e 350º C e 450º C e Ti6Al4V (KIM et al. 2007).........................................................................................................77

TAB 2.5 Resultados da avaliação de tamanho de grão, limite de escoamento, dureza e taxa de corrosão de Ti CP grau 2 como recebido e deformado por ECA (BINDU et al. 2009)...................................................................................80

TAB 2.6 Valores de adesão em 16 horas, proliferação em 2 e 5 dias e citotoxicidade de amostras de Ti e Ti deformado por ECA (BINDU et al. 2009)..................................................................................................................81

TAB. 2.7 Biovolume (µm3 µm -2) de células tronco nas superfícies: vidro, Ti como recebido, Ti após 4 passes de ECA e Ti após 8 passes de ECA (ESTRIN et al. 2011).........................................................................................................86

TAB. 2.8 Avaliação do ângulo de contato e rugosidade média de Ti com diferentes orientações cristalográficas (FAGHIHI et al. 2008)...........................89

TAB. 3.1 Relação de amostras realizadas no ensaio piloto.................................99 TAB. 4.1 Resultados de microdureza das amostras deformadas por ECA a

350ºC...............................................................................................................125

ANEXO – Tabela resumindo os trabalhos publicados por diversos autores no estudo da biocompatibilidade de materiais deformados severamente................................206

22

LISTA DE SÍMBOLOS SÍMBOLOS

σe - Limite de escoamento

σo - Tensão de atrito

k e - Constante de escoamento

d - Tamanho de grão

n - expoente do tamanho de grão

H - dureza

G - módulo de cisalhamento

b - Magnitude do vetor de Burgers

v - coeficiente de Poisson

N - Número de passes

Φ - Ângulo interno entre os canais

Ψ - Ângulo externo dos canais

23

LISTA DE SIGLAS IME Instituto Militar de Engenharia NC Materiais Nanocristalinos SI Sistema internacional SPD “Severe Plastic Deformation” (Deformação Plástica Severa) ECA “Equal Channel Angular” (Extrusão em Canal Angular) HPT “High Pressure Torsion” (Torção sob Alta Pressão) MEV Microscópio Eletrônico de Varredura MET Microscópio Eletrônico de Transmissão EBSD “Electron Backscatering Difraction” (Difração de Elétrons

Retroespalhados) EDS “Energy Dispersive Spectroscopy” (análise de energia de raios X) HCP Hexagonal de Corpo Centrado CCC Cúbico de Corpo Centrado CFC Cúbico de Face Centrada UFG “Ultrafine Grain” (grãos ultrafinos) NR Vermelho Neutro (neutral red) ALP Fosfatase alcalina DRX Difração de Raios-X ACOM/MET Mapeamento automático de orientação cristalina XTT e MTT Tetrazólio ALP Fosfatase alcalina AFM Microscopia de Força Atômica OP Osteopontina

24

RESUMO

Os métodos de Deformação Plástica Severa (DPS) permitem o aumento das propriedades mecânicas dos metais e ligas através da quebra dos grãos micrométricos em grãos ultrafinos ou nanométricos. Tais materiais têm sido alvo de interesse das indústrias química, nuclear, aeroespacial e biomédica. As deformações através de Extrusão em Canal Angular (ECA) e Torção sob Alta Pressão (High-Pressure Torsion - HPT) têm sido duas das técnicas de DPS mais investigadas. Os trabalhos com materiais hexagonais, como o titânio e zircônio tiveram um aumento nos últimos anos devido às possibilidades de aplicações de tais materiais. A substituição da liga Ti6Al4V por outros materiais com propriedades mecânicas similares, maior resistência à corrosão e que não sejam potencialmente tóxicas é a justificativa do presente estudo.

Neste trabalho, o zircônio e o Zircaloy-4 foram submetidos a deformações através de ECA e o zircônio e Zr-2,5Nb submetidos às deformações por HPT. As amostras foram avaliadas por meio de microdureza Vickers. Amostras como recebidas e deformadas foram analisadas através de difração de raios-X. As microestruturas foram observadas por meio de microscopia óptica e eletrônica e a microtextura e mapeamentos de fase do material avaliados através ACOM/TEM (Automated Crystal Orientation Mapping – Mapeamento automático de orientação cristalina no MET). Como o zircônio e suas ligas têm se apresentado como bons candidatos para aplicação na área biomédica, a resposta inicial da biocompatibilidade de amostras de Zr-2,5Nb e Zr-2,5Nb deformada por HPT foi avaliada através da cultura de pré-osteoblastos MC3T3-E1. A morfologia destas células nas superfícies das amostras foi avaliada através de microscopia eletrônica de varredura e a viabilidade celular, por marcadores como o NR (atividade lisossomal) e XTT (atividade mitocondrial). As avaliações revelaram o refinamento da microestrutura e aumento da microdureza do zircônio e Zr-2,5Nb deformados por HPT. Não foi possível realizar deformação por ECA a frio nestes materiais. O Zircaloy-4 foi deformado por ECA a quente até o segundo passe. O zircônio foi deformado por ECA a quente até o quarto passe, apresentando refinamento dos grãos para o tamanho submicrométrico com a presença de alguns grãos micrométricos em sua microestrutura e foi observado um aumento nos valores de microdureza quando comparado com o material recozido. A avaliação da biocompatibilidade na superfície do Zr-2,5Nb deformado por HPT ao MEV mostrou melhor morfologia celular quando comparado à morfologia das células cultivadas na superfície do Zr-2,5Nb como recebido com 24 horas, enquanto que com sete dias não houve diferença na morfologia celular entre ambos os grupos de materiais. Diferenças nos ensaios de citotoxicidade não foram encontradas entre o material deformado e não deformado. Devido à microdureza superior do material deformado e os resultados de biocompatibilidade apontam uma potencial aplicação do Zr-2,5Nb nanocristalino como biomaterial.

25

ABSTRACT

Severe Plastic Deformation (SPD) methods lead to enhancements of mechanical properties of metals and alloys, through breaking initially coarse grains into ultrafine or nanometric grains. This group of materials has been the target interest for chemical, nuclear, aerospace and biomedic fields. Equal Channel Angular (ECA) deformations and High-Pressure Torsion (HPT) have been two of the most investigated SPD techniques. Hexagonal materials studies as titanium and zirconium have been of increasing interest in recent years due to their possible applications. The substitution of Ti6Al4V by other materials with similar mechanical properties, higher corrosion resistance and with no risks of toxicity is the goal of this study. In this work, zirconium and Zircaloy-4 were submitted to ECA deformations and zirconium and Zr-2.5Nb to HPT deformations. The mechanical properties of the samples were evaluated through Vickers microhardness. As-received and deformed samples were analyzed through X-Ray diffraction. Optical and electronic microscopy was employed to observe the microstructures. Microtexture and phase mapping were evaluated through ACOM/TEM (Automated Crystal Orientation Mapping in TEM). As zirconium and its alloys have shown good performance in biomedical area, the initial response of MC3T3-E1 pre-osteoblasts in Zr-2,5Nb and HPT Zr-2,5Nb surfaces was evaluated. The morphology of these cells was evaluated through scanning electron microscopy (SEM) after culture for 24 hours and for 7 days and citotoxicity by NR (lysosomal activity) e XTT (mitochondrial activity) markers for 24 hours after the culture. The evaluations showed the microstructure refinement to nanoscale grains and higher values of Vickers microhardness of Zr and HPT Zr-2.5Nb. These materials could not be deformed through cold ECA. Moreover the hot ECA Zircaloy-4 deformations were performed until two passes. Zirconium deformed by hot ECA until four passes showed grain refinement to submicrometric scale as well as some micrometric grains forming the microstructure and the microhardness values were higher than annealed material. Biocompatibility of Zr-2.5Nb deformed by HPT analyzed by MEV showed better cellular morphology than the morphologies of the cells cultured in as-received Zr-2.5Nb surface after 24 hours and after 7 days there was no difference between both groups. In citotoxicity assays there was no statistical difference amongst the testing groups. Due to higher microhardness values of HPT deformed material and especially good initial compatibility the results point to a potential application of nanocrystalline Zr-2.5Nb as well as nanocrystalline Zr-2,5Nb as a biomaterial.

26

1 INTRODUÇÃO

O estudo de materiais na escala nanométrica tem sido amplamente realizado

por diversos grupos de pesquisa no mundo. O Brasil tem acompanhado tal

tendência e incentivos têm sido realizados por parte das agências de fomento,

governo e empresas para acompanhar o desenvolvimento nesta área. A nanociência

pode ser definida como o estudo e manipulação da matéria na escala nanométrica,

que de acordo com o sistema internacional de unidades (SI) está em uma faixa entre

1 e 1000 nm. Porém, propriedades diferenciadas de materiais nanométricos

somente são observadas entre 1 e 200 nm.

Materiais nanocristalinos apresentam alta resistência mecânica, tenacidade,

resistência à fadiga e ao cisalhamento, quando comparados com materiais

convencionais. Materiais com estrutura nanométrica têm potencial aplicação em

diversas áreas tecnológicas como a aeroespacial, aplicações na área energética,

como armazenamento de hidrogênio e aplicação na área biomédica, já que parecem

apresentar maior resposta celular, fazendo desses materiais um foco importante na

aplicação como biomateriais.

Alguns metais como titânio, zircônio, tântalo e aço inoxidável são utilizados como

biomateriais e apresentam resultados clínicos favoráveis. Para um material ser

inserido em um organismo, é necessário que o mesmo seja biocompatível, fator

determinante para seu emprego. A biocompatibilidade se refere à habilidade de um

material de desempenhar uma função desejada a respeito da terapia médica, sem

induzir qualquer efeito local ou sistêmico indesejável, no receptor ou beneficiário da

terapia, gerando, porém, a resposta celular ou tecidual mais apropriada em uma

situação específica, otimizando o desempenho clínico da terapia.

Alguns estudos in vitro demonstram que metais com estruturas nanométricas

podem influenciar positivamente a resposta celular. Em alguns casos, problemas

relacionados às propriedades dos biomateriais podem afetar seu desempenho,

27

como por exemplo, quando a um implante é imposto um carregamento cíclico ao

longo de alguns anos, pode ocorrer a falha do material por fadiga. A produção de um

material mais resistente pode impedir intervenções desnecessárias. A falha é um

dos aspectos mais importantes do comportamento de implantes e influencia

diretamente a escolha de materiais e de sua produção. Foi observado que mais de

40% das falhas de implantes foram atribuídas à fadiga do material. A falha

representa o fracasso da terapia e a necessidade de novas intervenções cirúrgicas

com risco de morbidade para o paciente. A utilização do Ti6Al4V ocorre em casos

que requerem maior resistência mecânica, mas este material tem algumas restrições

no aspecto biológico, uma vez que pode causar riscos de alergias e toxicidade.

Desta forma, a justificativa deste estudo é a investigação de materiais que possam

substituir esta liga, propriedades mecânicas similares, maior resistência à corrosão,

menor potencial de toxicidade e alergia e que tenham ainda grande atividade celular.

Poucos e recentes estudos no âmbito da deformação plástica severa de zircônio

por Extrusão em Canal Angular (ECA) e High-Pressure Torsion (HPT) são

encontrados na literatura. A investigação desta área ainda encontra-se em seus

primórdios e estudos buscando aprofundar estes conhecimentos são relevantes. Por

outro lado, estudos da biocompatibilidade de zircônio e suas ligas têm evoluído nos

últimos anos e a avaliação da biocompatibilidade de zircônio ultrafino é tida como

um tema altamente relevante, por outro lado o módulo de elasticidade do Zr é

inferior ao do Ti, e este aspecto é considerado favorável ao seu emprego como

implante ósseo por reduzir as tensões mecânicas na interface, uma vez que o

módulo de elasticidade do osso é consideravelmente inferior ao destes metais.

O objetivo do presente trabalho é buscar o refino estrutural de ligas de zircônio

através de técnicas de deformação plástica severa, com a intenção de avaliar a

evolução estrutural, assim como os efeitos na microdureza e na resposta celular.

Os materiais investigados e cedidos pela COPPE/UFRJ foram o zircônio,

Zircaloy-4, ambos em forma de tarugo, e a liga Zr-2,5Nb, em forma de tubo. Após a

usinagem dos corpos de prova, as técnicas de deformação severa empregadas

foram: a Extrusão em Canal Angular (ECA), empregada em Zr e Zircaloy-4, e a

28

técnica High-Pressure Torsion (HPT), empregada no Zr e na liga Zr-2,5Nb. Os

materiais, nos estados como recebido e submetidos às técnicas de deformação

plástica severa citadas, foram analisados por microscopia ótica (MO), utilizada com

objetivo de uma caracterização preliminar de sua morfologia. Técnicas de

microdureza Vickers, microscopia eletrônica de varredura (MEV) e microscopia

eletrônica de transmissão (MET), foram realizadas associadas à espectroscopia por

dispersão de energia (EDS). O mapeamento automático de orientação cristalina no

MET (ACOM/MET) foi empregado para mapear as fases presentes, estimar o

tamanho de grão e observar a microtextura dos materiais deformados. A difração de

raios-x (DRX) foi usada para identificação das fases presentes. Para a avaliação da

biocompatibilidade, a cultura de pré-osteoblastos (MC3T3-E1) foi realizada sobre as

superfícies do Zr-2,5Nb como recebido e deformado por HPT e os métodos de

contagem em câmera de Neubauer, avaliação de morfologia celular ao MEV e

viabilidade celular através do emprego de marcadores de atividade mitocondrial e

permeabilidade de membrana. O Zr-2,5Nb como recebido e deformado por HPT teve

sua biocompatibilidade avaliada através de cultura de células e citotoxicidade.

29

2 REVISÃO DA LITERATURA

2.1 MATERIAIS NANOCRISTALINOS

Na área de ciência dos materiais, o estudo de materiais nanocristalinos (NC) tem

recebido papel de destaque. Materiais nanocristalinos em geral apresentam alta

dureza e resistência à tração, melhores propriedades como resistência ao desgaste

e corrosão, entre outras, quando comparadas com os materiais convencionais.

Materiais massivos considerados verdadeiramente nanocristalinos têm menos de

100 nm. Materiais ultrafinos (UFG - ultrafine grain) são materiais que apresentam

componentes microestruturais como células de discordância, estruturas de subgrãos

e nanomaclas com espaçamentos ou tamanhos menores que 100 nm e possuem

tamanho de grão superior a 100 nm e inferior a 1000 nm (ZEHETBAUER & ZHU,

2009).

O prêmio concebido ao pesquisador Terence Langdon pela revista Progress in

Materials Science pode exemplificar o impacto desta área de pesquisa. Langdon foi

considerado o autor mais citado em ciência dos materiais de 2005 a 2008, tendo a

revista um fator de impacto 16.579. A revisão de LANGDON em 2006, intitulada

”Principles of equal-channel angular pressing as a processing tool for grain

refinement”, publicada na mesma revista em 2006 com o pesquisador R. VALIEV,

contabilizando até o momento um número de 783 citações, segundo o banco de

dados Web of Knowledge. O trabalho revisa detalhadamente a técnica de Severe

Plastic Deformation ou Deformação Plástica Severa (SPD) e em especial trata de

técnica de Equal Channel Angular ou Extrusão em Canal Angular (ECA) que permite

a fabricação de materiais massivos com nanoestrutura. A revisão também publicada

por Valiev em 2000, na mesma revista, intitulada “Bulk nanostructured materials from

severe plastic deformation”, tem até o momento no mesmo banco, 2.485 citações.

30

Na década de 80, Herbert Gliter estabeleceu os primeiros conceitos para o

desenvolvimento de materiais nanocristalinos (VALIEV, 2004). Tais materiais podem

apresentar uma ou mais fases. As unidades cristalinas de tais materiais podem ser

estruturadas nas três dimensões: X, Y e Z (MEYERS et al., 2006).

Materiais nanocristalinos podem apresentar propriedades especiais como maior

resistência mecânica, tenacidade, resistência à fadiga e resistência ao desgaste.

Estas propriedades podem ser otimizadas, através do aumento da densidade de

contornos de grão, superfícies que separam os grãos individuais. Tais contornos de

grão atuam como barreiras para o deslizamento de discordâncias. Com a redução

do tamanho de grão, a área referente aos contornos de grão aumenta. Assim, as

discordâncias se moverão por pequenas distâncias antes de encontrarem o contorno

de grão e serem bloqueadas. Com este bloqueio ao deslizamento de discordâncias,

o material tem sua resistência mecânica aumentada.

A equação de Hall-Petch relaciona o limite de escoamento de um material com

seu tamanho de grão. Essa equação pode ser descrita na EQ.2.1 como:

σe = σo + ked

-(n) (EQ. 2.1)

σe - Limite de escoamento

σo - Tensão de atrito

ke - Constante de escoamento

d - Tamanho de grão

n - 1/2

Segundo MEYERS et al. (2006), resultados experimentais em alguns materiais

revelam que a relação de Hall-Petch encontrada para tamanhos de grão

micrométricos não pode ser extrapolada para tamanhos menores que 1 µm.

Observa-se que à medida que o TG diminui, o expoente decresce para valores

inferiores a 1/2, como pode ser visto na FIG. 2.1. Tal figura mostra a relação entre

limite de escoamento e tamanho de grão do cobre, encontrada em diversos

trabalhos, e parece existir uma ambiguidade de inclinações na reta quando o

tamanho de grão diminui para valores menores que 25nm (d-1/2 = 0.2). Enquanto

alguns resultados mostram um platô, outros apresentam uma redução.

31

FIG. 2.1 - Resultados de diversos trabalhos sobre a relação entre limite de

escoamento e tamanho de grão para o cobre (MEYERS et al., 2006).

Justamente por isso, torna-se necessário compreender os mecanismos de

deformação atuantes nos materiais nanocristalinos. MEYERS et al. (2006) aborda

em seu trabalho, que a deformação plástica de materiais nanocristalinos pode ser

explicada através de diferentes mecanismos. O primeiro mecanismo refere-se ao

empilhamento de discordâncias no contorno de grão. À medida que o tamanho de

grão é diminuído, chega-se a um ponto em que este será menor do que o

espaçamento crítico de equilíbrio.

O espaçamento crítico de equilíbrio entre as discordâncias (apud MEYERS et

al., 2006), Ic é dado pela EQ 2.2:

(EQ. 2.2)

H – Dureza G – Módulo de cisalhamento b – Magnitude do vetor de Burgers v – Coeficiente de Poisson

32

Quando o tamanho de grão, d é menor que Ic, não haverá empilhamento de

discordâncias, assim, o tamanho de grão onde a equação de Hall-Petch deixa de ser

válida, é dado pela EQ. 2.3 por:

(EQ 2.3)

Desta forma, através da redução do tamanho de grão, uma menor quantidade

de discordâncias seria encontrada nos grãos e consequentemente o empilhamento

de discordâncias seria menor em grãos menores, como mostrado na FIG. 2.2

FIG. 2.2 - Empilhamento de discordâncias no contorno de grão

(MEYERS et al., 2006).

O segundo mecanismo de deformação em materiais nanocristalinos é o

deslizamento do contorno de grão ou mecanismo de Coble, mostrado na FIG. 2.3,

no qual uma camada de grãos desliza com relação à outra. Em condições de

fluência, com altas temperaturas e longo tempo, os materiais têm sua deformação

governada pelo deslizamento entre grãos. Durante a deformação plástica, os grãos

transladam para um lado em relação aos grãos da camada superior. Acredita-se que

o deslizamento entre grãos se torne importante em materiais com tamanho de grão

inferior a 10nm e pode ser uma explicação para a inclinação negativa mostrada na

FIG. 2.1.

33

FIG. 2.3 - Deslizamento de contorno de grão (MEYERS et al., 2006).

Com a redução do tamanho de grão, as discordâncias podem caminhar

praticamente desimpedidas através do grão. O contorno de grão, por sua vez, pode

atuar como uma fonte de discordâncias, e as mesmas podem ser aniquiladas no

lado oposto. Desta forma, o contorno de grão também pode ser considerado como

fonte e sumidouro de discordâncias, como é visto na FIG. 2.4.

FIG. 2.4 - Contorno de grão pode atuar como gerador e sumidouro de discordâncias

(MEYERS et al., 2006).

Outro possível mecanismo de deformação é denominado modelo de manta-

núcleo, como é visto na FIG. 2.5. Neste mecanismo, o grão é dividido em duas

regiões: a região da manta e do núcleo. Durante a deformação, ocorrem diferentes

respostas mecânicas nas duas regiões. O coeficiente de encruamento é mais

pronunciado na região da manta e a região interior do grão é submetida a um estado

mais homogêneo de tensão. A razão entre os volumes dessas duas regiões é

dependente do tamanho de grão. Quando o tamanho de grão é reduzido, a manta se

torna proporcionalmente maior, como mostrado na FIG. 2.5.

34

FIG. 2.5 - Modelo manta e núcleo (MEYERS et al., 2006).

A coalescência de grãos contribuindo para bandas de cisalhamento pode ser

outro mecanismo de deformação plástica em materiais nanocristalinos. Durante a

deformação ocorre a rotação dos grãos, que se orientam na mesma direção. Desta

forma, os grãos se alinham e as discordâncias se movem por distâncias maiores,

levando ao coalescimento dos grãos, conforme é mostrado na FIG. 2.6.

FIG. 2.6 - Coalescência de grãos (MEYERS et al., 2006).

2.2 PREDOMINÂNCIA DE MECANISMOS POR FAIXA DE TAMANHO DE GRÃO

De acordo com as faixas de tamanho de grão, diferentes mecanismos serão

predominantes na deformação plástica de materiais nanocristalinos.

Para tamanhos de grão entre 1µm>d>100nm, o modelo manta-núcleo descreve

bem a resposta. Quando o tamanho de grão é maior que 1 µm o valor de n é em

torno de 1/2 e menor que 1/2 na região de 1µm>d>100nm. Com tamanhos de grão

entre 100 nm > d > 2 nm a curva da relação de Hall-Petch continua a decrescer. O

35

espaçamento (l<30b) das discordâncias torna-se maior que o tamanho de grão. As

discordâncias têm menos chance de cruzar e se multiplicar nos grãos. Elas são

assim, aniquiladas na região oposta do contorno. Na faixa com 20 nm < d < 1 nm, o

deslizamento de grãos é o mecanismo dominante. Para d < 1 nm ocorre a

coalescência dos grãos.

2.3 MÉTODOS DE PRODUÇÃO DE MATERIAIS NANOCRISTALINOS

Materiais nanocristalinos podem ser fabricados através de duas formas de

processamento denominadas como “bottom-up” e “top-down”.

Nas técnicas “bottom-up”, sólidos “bulk” são fabricados através do agrupamento

de átomos ou sólidos nanoparticulados. Exemplos desta técnica são: condensação

de gás inerte, eletrodeposição, moagem com consolidação subsequente. Tais

métodos permitem a produção de materiais com tamanho de grão bastante

reduzido, porém apresentam desvantagens como a contaminação que pode ser

induzida durante o processamento, além de invariavelmente terem uma pequena

porosidade residual.

Os métodos “top-down” têm como vantagens a produção de um material

massivo nanoestruturado, livre de porosidade e impurezas. Nestes métodos o

material com grãos micrométricos é processado e seus grãos são refinados no

mínimo no nível submicrométrico. As técnicas são caracterizadas pela imposição da

deformação plástica severa, SPD (Severe Plastic Deformation), que leva à

introdução de considerável densidade de discordâncias. A rigor, processamentos

SPD são considerados como qualquer método de conformação de metais sob

extensa pressão hidrostática que pode ser usada para impor alta deformação em um

sólido “bulk”, sem modificar drasticamente as dimensões da amostra, produzindo um

considerável refinamento de grão. Diversos processos “top-down” são utilizados

atualmente e destacam-se, dentre eles, o qual se utiliza o canal angular com mesma

seção por onde o material é pressionado ou extrudado, denominado assim de Equal

36

Channel Angular Pressing ou Equal Channel Angular Extrusion. São outros métodos

de deformação severa “top-down”, a laminação acumulativa ARB (Acumulative Roll-

bonding) e a torção sob alta pressão HPT (High-Pressure Torsion), (ZHILYAEV e

LANGDON, 2008).

2.3.1 ECA – EXTRUSÃO EM CANAL ANGULAR

Devido à falta de padronização das nomenclaturas, citadas em alguns trabalhos

como ECAE (Equal channel Angular Extrusion) e ECAP (Equal channel Angular

Pressing) a técnica será denominada neste trabalho como Extrusão em Canal

Angular (ECA). Os primeiros trabalhos com ECA tinham como objetivo, introduzir a

deformação plástica severa sem modificar as dimensões da peça de trabalho

(SEGAL et al.,1981). Essa seria considerada uma vantagem do emprego do método,

uma vez que processamentos como a trefilação e a extrusão alteram as dimensões

iniciais das peças. Na técnica de ECA, o material é inserido em um canal com

dimensões constantes e a deformação ocorre por cisalhamento produzindo um

material com deformação homogeneamente distribuída. O objetivo desta técnica é

aumentar a resistência do material preservando sua ductilidade através da redução

do tamanho de grão.

O método ECA pode representar um processo com algumas dificuldades para

produção em larga escala industrial, como o descarte do início e final da peça e a

dificuldade de processamento do material. Porém, há patentes como as de

CHAUDHURY et al. (2005) e ZHU (2006) para um processo de deformação plástica

severa contínua para materiais metálicos. Além disso, os materiais nanoestruturados

devem apresentar ausência de trincas, de modo a garantir confiabilidade quando

colocados em uso.

Nesta técnica, o material é pressionado através de uma cânula que contém dois

canais com iguais dimensões com intersecção transversal de angulação variável

(FIG. 2.7), sendo assim, o material é submetido à simples tensão cisalhante no

37

plano de interseção. O método também promove uma alta densidade de

discordâncias no contorno de grão. O material conformado apresenta alta resistência

mecânica, uma vez que o tamanho de grão é reduzido (VALIEV, 2004).

FIG. 2.7 – Esquema do método ECA (adaptado de VALIEV, 2004).

Alguns fatores alteram a microestrutura e comportamento mecânico do material

final. Tais fatores podem incluir a microestrutura inicial, a composição química e o

tipo de rede cristalina. A rota e a quantidade de passagens do material podem

alterar as propriedades mecânicas e estrutura dos materiais. As rotas de re-inserção

do material podem ocorrer de quatro formas distintas (FIG. 2.8). Na rota A, a re-

inserção ocorre no mesmo sentido da primeira inserção. Na rota Bc ocorre a rotação

de 90º entre os passes no sentido anti-horário. Na rota BA faz-se a rotação de 90º

entre a inserção e re-inserção no sentido horário e anti-horário e na rota C a rotação

é de 180º entre os passes.

38

FIG. 2.8 – Rotas de processamento por ECA (STOLYAROV et al., 2001).

A rota de reinserção da matéria prima no canal interfere no plano de

cisalhamento após um passe do tratamento mecânico, como é visto na FIG. 2.9.

FIG. 2.9 - Planos de cisalhamento mostrados nos planos X, Y e Z para passes

consecutivos nas diferentes rotas A, BA, BC e C (VALIEV e LANGDON, 2006)

O tipo de rota provoca distorções na rede de forma diferente nos três eixos

(FIG. 2.10) e pode sugerir modelos de cisalhamento (FIG. 2.11).

39

FIG. 2.10 - Distorções introduzidas nos elementos cúbicos vistos nos planos X, Y e Z

para rotas de processamento A, BA, BC e C em prensagens de 1 até 8 passes

(FURUKAWA et al.,1998).

FIG. 2.11 - Modelo de cisalhamento nos planos X, Y e Z para rotas de

processamento A, BA, BC e C quando prensados com 1, 2, 3 ou 4 passes

(FURUKAWA et al., 2002).

A rota Bc, que consiste na rotação do material de 90º (FIG. 2.8) entre cada

passagem, apresenta maior homogeneidade na morfologia dos grãos (STOLYAROV

et al., 2001 e VALIEV & LANGDON 2006). O produto final apresenta grãos

40

relativamente equiaxiais, quando comparado com outras rotas, e assim, o material

se comporta de forma isotrópica durante os ensaios mecânicos, quando estes são

realizados nos eixos longitudinal e transversal. Em suma, observa-se que tais rotas

de conformação afetam a morfologia dos grãos e a área de contornos de alto ângulo

do material produzido (IWAHASHI et al., 1997; VALIEV et al., 2000; STOLYAROV et

al., 2001).

Outro fator que irá afetar a microestrutura e propriedades dos materiais

deformados é a angulação interna e externa dos canais da matriz, como é mostrado

na FIG. 2.12.

FIG. 2.12 - Princípio da ECA no qual Φ representa o ângulo interno e Ψ o ângulo

externo dos canais (VALIEV e LANGDON, 2006).

Tendo os valores de tais ângulos, é possível estimar a deformação do material,

através da EQ. 2.3 abaixo (IWAHASHI et al., 1996):

(EQ. 2.3)

Onde:

N – Número de passes Φ – Ângulo interno entre os canais Ψ – Ângulo externo dos canais

41

Segundo VALIEV e LANGDON 2006, o ângulo Φ afeta a microestrutura do

material, uma vez que ângulos maiores promovem menor deformação, acarretando

microestruturas com grãos maiores. Já ângulos Φ menores, podem levar a

estruturas com maior refinamento de grão. Com relação ao ângulo ψ, a

homogeneidade da deformação diminui com seu aumento do raio de curvatura,

segundo (MENDES, 2010).

2.3.1.1 PROPRIEDADES E MICROESTRUTURAS OBTIDAS POR ECA

Alguns estudos estão sendo realizados com ligas metálicas e demonstram

melhoria de propriedades mecânicas devido ao processamento por ECA. VALIEV e

LANGDON (2006) relataram aumento na dureza e no limite de escoamento de

metais processados através de ECA. Na FIG. 2.13 é mostrada a dureza do alumínio

e na FIG. 2.14 a variação da tensão de escoamento e densidade de discordâncias

com o aumento do número de passes, resultados do trabalho de REIHANIAN et al.,

2008.

FIG. 2.13 - Variação da dureza do Al em função do número de passes

(REIHANIAN et al., 2008).

42

FIG. 2.14 - Variação da tensão de escoamento e densidade de discordâncias Al em

função do número de passes (REIHANIAN et al., 2008).

Os resultados da utilização do método ECA em materiais CFC, como o

alumínio, podem ser observados nas FIGs. 2.15 e 2.16:

FIG. 2.15 - Microestruturas vistas por MET de Al comercialmente puro e padrões

SAD associados à região apresentada na micrografia após a deformação por ECA

após (a) 1 passe (barra – 1 µm), (b) 4 passes (barra – 1 µm) e (c) 8 passes (barra –

05, µm), todos com angulação do canal de 90º e rota Bc. (REIHANIAN et al., 2008).

43

FIG. 2.16 - Microestruturas de Al nos planos X, Y e Z após deformação por ECA

usando a rota Bc após 1 passe (a) e 4 passes e padrões SAD das regiões vistas nas

micrografias (IWAHASHI et al., 1998).

No mesmo trabalho de REIHANIAN et al. (2008), os padrões SAD

correspondentes às micrografias demonstram que a microestrutura consiste em

conjuntos de contornos com baixo ângulo de desorientação após um passe com

tamanho de grão de aproximadamente 700 nm e após 4 e 8 passes o espalhamento

dos padrões SAD associados confirmam a presença de contornos de alto ângulo na

microestrutura e as médias dos tamanhos de grão estimadas eram de 500 e 350 nm.

Embora a dureza não mude de 4 para 8 passes, a ductilidade é provavelmente

aumentada com a redução do tamanho de grão. Além disso, os autores atribuíram a

diminuição da densidade de discordâncias a mecanismos de recuperação com o

aumento do número de passes. Adicionalmente os autores mostram mapas de

EBSD das mesmas amostras deformadas após 1, 4 e 8 passes que são vistas na

FIG. 2.17.

44

FIG. 2.17 - Mapas de EBSD na região central das amostras de ECAP após 1, 4 e 8

passes. (a)-(c) mapas de cores de orientação, (d)-(f) mapas de contorno de grão.

REIHANIAN (2008).

XU et al., 2005 e REIHANIAN et al., 2008 ressaltam que é observado um

pequeno decréscimo da dureza de quatro a oito passes em alumínio. Isto pode

ocorrer devido ao fato do material ter sido deformado em todos os planos da seção

reta, já que a rota Bc prevê uma rotação de 90º entre os passes, e após quatro

passes o material foi deformado em todos os planos. Assim, espera-se que haja

refinamento de grão e que os mesmos sejam equiaxiais, não mais alongados, além

do aumento na dureza do material.

Um modelo de refinamento de grão relacionando o tamanho de grão com o

número de passes foi proposto por XU et al. (2005). Este modelo é mostrado na FIG.

2.18. Esse refinamento ocorre na região central do corpo de prova para um metal

CFC, como o alumínio, quando processado por ECA. Observa-se na ilustração do

45

modelo que o tamanho dos grãos equiaxiais é ditado pela largura das bandas de

subgrãos introduzidas no material durante a primeira passagem pelo canal.

FIG. 2.18 – Modelo de refinamento de grão na região central do corpo de prova (a)

microestruturas no plano X depois de 1 e 2 passes usando uma angulação de Φ=

90o e processado pela rota Bc. (b) microestrutura no plano Y depois de 1 e 2 passes

e (c) microestruturas visíveis nos planos X e Y depois de 4 e 8 passes

(modificado de XU et al., 2005).

46

2.3.2 TORÇÃO SOB ALTA PRESSÃO - HIGH-PRESSURE TORSION (HPT)

Os princípios gerais do método de produção de materiais nanocristalinos usando

torção sob alta pressão “High-Pressure Torsion” (HPT) foram propostos na década

de 1950, porém a comunidade científica apresentou interesse neste processamento

apenas nos últimos 20 anos.

Os princípios do método HPT são ilustrados esquematicamente na FIG. 2.19.

FIG. 2.19 - Ilustração do método HPT (ZHILYAEV et al., 2003).

O corpo de prova em formato de disco é localizado entre duas bigornas, onde o

mesmo é submetido à pressão aplicada, P, de alguns GPa em temperatura

ambiente ou a quente. Enquanto a pressão é aplicada, uma deformação através de

rotação é realizada no corpo de prova. Forças de atrito na superfície deformam o

disco por cisalhamento, assim o processo ocorre sob pressão quase-hidrostática

(ZHILYAEV et al., 2008).

Para uma pequena rotação, dh e a movimentação, dl, vistos na FIG. 2.20, na

relação dl = rdθ, onde r é o raio do disco, e a deformação por cisalhamento

incremental é, dc, descritos com a EQ. 2.4:

dγ = dl_ = r d θ_ (EQ. 2.4)

h h

47

FIG. 2.20 - Parâmetros usados na estimativa da deformação total com HPT

(ZHILYAEV et al. 2003).

No método HPT, três diferentes tipos de punção podem ser utilizados, a

condição não constrito, como é visto na FIG. 2.21(a), na qual dois punções em

formato plano são prensados, o punção quasi-constrito visto na FIG. 2.21(b) e o

punção constrito composto por duas fêmeas mostradas na FIG. 2.21(c).

FIG. 2.21 – Diferentes esquemas de representação das condições (a) não constrito,

(b) quase-constrito e (c) constrito (ZHILYAEV et al. 2003).

De acordo com o tipo de punção, a espessura final da amostra irá variar

assim como, a homogeneidade na microestrutura final e suas propriedades

mecânicas em relação ao centro e bordas da amostra.

48

2.3.2.1 PROPRIEDADES E MICROESTRUTURAS OBTIDAS POR HPT

De acordo com as diferentes condições utilizadas, as propriedades mecânicas e

microestrutura podem ser alteradas. O número de voltas e a pressão utilizada

afetam consideravelmente a dureza do material deformado por HPT, mostrado nas

FIGs. 2.22, 2.23 e 2.24:

FIG. 2.22 - Perfis de microdureza Vickers de níquel submetido ao HPT com

pressões de 1 e 9 GPa. (ZHILYAEV et al. 2001).

FIG. 2.23 - Distribuição da microdureza através dos diâmetros de discos de alumínio

de pureza comercial submetido à pressão de P = 1 GPa e uma a oito voltas

completas a linha pontilhada mostra a condição recozida (ZHILYAEV et al. 2005).

49

FIG 2.24 - Gráfico tridimensional de microdureza do níquel processado por HPT com

5 voltas em função da pressão: (a)1 GPa (b) 3 GPa, (c) 6 GPa e (d) 9 GPa


FIG. 2.25 - Micrografias por TEM e respectivos padrões SAD de níquel processado

por HPT após 5 voltas com pressões de 1, 3 e 9 GPa: as micrografias superiores

correspondem à borda do disco e as superiores ao centro do disco.


50

FIG 2.26 - Microestruturas vistas através de MET com campo claro e campo escuro

e seus respectivos padrões SAD de cobre processado por HPT em (a) 1/2, (b) 1 e

(c) 5 voltas completas. (JIANG et al., 2000).

Os resultados de microdureza estão relacionados com as microestruturas, assim

sendo, tanto o número de voltas, quanto a pressão empregada nas deformações,

afetam a estrutura dos materiais submetidos à técnica de HPT, vistos nas FIGs.

2.25, 2.26 e 2.27.

Desta forma, a técnica de HPT possibilita a produção de amostras em forma

de disco, oferecendo a capacidade de produzir materiais com excelentes e incomuns

propriedades. O estudo de materiais processados por HPT encontra-se em seus

primórdios e as propriedades associadas ao excepcional refino de grãos produzidos

por HPT ainda estão sendo avaliadas, com grãos de ordem nanométrica e

submicrométrica. Os resultados atuais indicam um grande potencial desta técnica

em aplicações tecnológicas de diversas áreas.

51

2.4 DEFORMAÇÃO PLÁSTICA DE MATERIAIS HEXAGONAIS

Apesar da deformação de materiais hexagonais se iniciar através de sistemas de

deslizamento, a simetria da rede e a disponibilidade destes sistemas diferem de

outros materiais. Assim, a deformabilidade plástica de metais hexagonais é

geralmente inferior a dos cúbicos. Isso ocorre devido à limitação dos sistemas de

deslizamento disponíveis em materiais hexagonais, que ocorrem em somente planos

basais ou prismáticos na direção compacta (LEE & KIM 2006b). A deformação em

materiais hexagonais ocorre de forma diferente dos materiais cúbicos, uma vez que

os materiais CFC e CCC apresentam mais de 12 sistemas de deslizamento, e a

estrutura hexagonal possui somente três destes sistemas. Nestas condições,

durante a deformação plástica, logo o deslizamento é impedido de continuar, assim,

o mecanismo por maclagem se faz importante, além deste mecanismo ser

direcional, ou seja, depende do sentido de aplicação da força cisalhante.

A maclagem ocorre em plano cristalográfico definido e em uma direção

específica que depende da estrutura do cristal. Maclas de deformação ocorrem em

metais hexagonais a baixas temperaturas e elevadas taxas de carregamento, devido

aos poucos sistemas de deslizamento que podem ser operacionalizados. O Ti e Zr

que possuem baixa relação c/a, deslizam principalmente nos planos prismáticos e

piramidais na direção <11-20>. A quantidade de deformação plástica devido à

maclagem é menor que a resultante do escorregamento como visto na TAB.2.1.

Porém, a maclagem pode colocar outros sistemas de deslizamento em orientações

mais favoráveis com relação à direção de aplicação da tensão, para que a

deformação possa ocorrer. Em tração, maclas tipo {10-12}<-1011> costumam operar

e sob compressão {11-22}<-1-123>.

Desta forma, metais hexagonais deformados apresentam uma série larga e

profusa de maclas de deformação lenticulares. Maclas podem ter morfologia fina e

longa em níveis de tensão baixa, mas se ampliam rapidamente. Apesar de sua

profusão na microestrutura, a contribuição da maclagem na deformação completa

em médios e altos níveis de deformação é normalmente pequena. A razão disto

52

reside na magnitude limitada do cisalhamento por maclagem. Quando a maclagem

termina, a deformação por escorregamento ocorre nas novas maclas desenvolvidas.

(HUMPHREYS & HATHERLY, 1995).

TAB. 2.1 – Típicos sistemas de deslizamento de alguns metais HCP (WANG E HUANG, 2003).

Para metais com relação c/a maior que a teórica de 1,63, o plano basal é

favorecido, enquanto que o plano prismático é considerado o preferido por metais

com menor relação c/a como é o caso do Ti e Zr. Em planos basais dos hexagonais

compactos com relação c/a < 1,63, discordâncias estão confinadas neles e não se

movem livremente. No Zr o lugar geométrico de escoamento não é centrossimétrico,

pois em compressão a maclagem ocorre antes do deslizamento.

No titânio laminado, a deformação por maclagem, com maclas amplas e

lenticulares, pode ocorrer em todos os grãos em estágios iniciais. Devido ao

pequeno cisalhamento por maclas, deformações adicionais requerem a formação de

pequenas maclas entre e dentro das formadas anteriormente, até que não possam

mais ser formadas em níveis de deformação moderada (ε ∼ 0,75). Em altos níveis de

deformação, as maclas rodam para o alinhamento do plano de laminação, quando

então produzem uma microestrutura de finas bandas alongadas. Bandas de

cisalhamento começam a se formar nessa estrutura, porém considerável ductilidade

ainda continua existindo em níveis de deformação elevada.

Em algumas situações, discordâncias imobilizadas por barreiras (como a de

Lomer-Cottrell) ou precipitados podem se libertar destes obstáculos mudando de

53

plano de escorregamento. Este fenômeno é denominado deslizamento cruzado (em

inglês, “cross slip”)

2.5 ZIRCÔNIO

O zircônio está localizado no grupo IVA da tabela periódica, seu peso atômico é

de 91,22 e número atômico 40. O mesmo pode ser classificado como um material

reativo, já que se combina com o oxigênio em elevadas temperaturas formando uma

camada de óxido muito estável. Sua densidade é 6,1 g/cm3 e temperatura de fusão

1852º C. O zircônio apresenta uma estrutura hexagonal compacta (fase α) até 865º

C, na qual sofre uma transformação alotrópica e com isso, transforma-se em uma

estrutura cúbica de corpo centrado (fase β). Os parâmetros de rede para o zircônio

puro são a = 0,323 nm e c = 0,515 nm , o que proporciona relação c/a = 1,593. (ASM

HANDBOOK Vol. 2, 1992).

O zircônio encontrado existente na crosta terrestre é superior a porcentagem

total do cobre, chumbo e zinco. Este elemento representa o vigésimo lugar na ordem

de prevalência e é tão prevalente quanto o cromo. O abastecimento mundial pode

ser suficiente para qualquer demanda de produção desse metal. A principal fonte do

zircônio é o minério de zirconita, que também é encontrado em ocorrências de

baddeleyta (óxido de zircônio) e de caldasito ou zirkita (mistura de óxido e silicato de

zircônio). No Brasil, as reservas de minério de zircônio encontradas são a zirconita e

caldasito. A ocorrência de zirconita é associada aos depósitos de areias ilmeno-

monazíticas (ASM HANDBOOK Vol. 2, 1992).

2.5.1 HISTÓRICO DO ZIRCÔNIO

O zircônio foi acidentalmente descoberto por Klaproth, em 1789, quando

detectou uma substância desconhecida durante a análise de pedras preciosas. A

54

descoberta desse químico ocorreu no ano marcado pela revolução francesa, porém

o mesmo não foi isolado como metal até 1824, ano que Belizius preparou um pó de

zircônio metálico não puro, material não explorado por cem anos, pois na análise de

suas propriedades, mostrou não haver nenhuma característica interessante para seu

emprego. Isso pode ser explicado pela presença de impurezas que acarretaram na

não utilização desse metal.

Por mais de oitenta anos não houve muitos avanços na obtenção do zircônio

puro. Em 1910, Lesly e Hamburger produziram finas lâminas do material dúctil e em

1925, os pesquisadores Marden e Rich conseguiram obter o zircônio com 95,5% de

pureza, porém ainda frágil. Ainda nesse ano, VanArkel e DeBoer desenvolveram um

metal purificado utilizando o processo de decomposição iodo, o mesmo que era

utilizado para obter boro, silício e tungstênio. Este processo ainda é utilizado para

purificar os metais zircônio e háfnio, extraídos de seus minérios. Nesse processo

realizado em altas temperaturas, o tetraiodeto de zircônio é decomposto com o

auxílio de um filamento metálico, onde o zircônio se deposita de forma gradual,

produzindo assim um metal com pureza elevada, que apresentava boa ductilidade

em temperatura ambiente, podendo ser deformado a frio.

Na década de 40, Von Zeppelin obteve o zircônio dúctil com a redução do

tetracloreto de zircônio (ZrCl4) com magnésio. Este processo foi desenvolvido por W.

J. Kroll para a produção de titânio, substituindo o iodo pelo cloro, com menor valor

de mercado. Porém, como o tetracloreto de titânio (TiCl4) é muito mais difícil de

decompor que o tetraiodeto de titânio (TiI4,) foi preciso utilizar o magnésio como

agente redutor, pois o mesmo era reativo e apresentava melhor preço. As

propriedades encontradas do zircônio produzido por este método indicaram que o

material era dúctil e possuía propriedades mecânicas similares ao titânio e ao aço

inoxidável austenítico.

O zircônio possui excelente resistência aos meios corrosivos, incluindo água

superaquecida, e é transparente a nêutrons. Devido a essas propriedades, a

Marinha dos Estados Unidos empregou o zircônio no revestimento de reatores

nucleares, isolando a refrigeração à água das pastilhas de urânio.

55

Em 1958, o zircônio se tornou disponível para utilização industrial e começou a

superar o aço inoxidável como revestimento de combustível nas estações de energia

de reatores nucleares. As indústrias de processamento químico começaram a utilizar

o zircônio em ambientes com acentuada corrosão. Utilizações adicionais incluem

lâmpadas de flash, material bélico incendiário, anticontaminantes ou aprisionadores

de contaminantes em dispositivos fechados como tubos de gases a vácuo. (ASM

HANDBOOK Vol. 2, 1992).

Apesar de possuir as propriedades descritas anteriormente, as ligas de

zircônio quando submetidas a altas temperaturas e pressões, podem apresentar

corrosão, com formação de uma camada de ZrO2, na superfície do metal, podendo

afetar a resistência do revestimento e comprometer sua eficiência térmica. Desta

forma, ligas à base de zircônio têm sido modificadas para aumentar a resistência à

corrosão e também proporcionar o aumento da queima de combustível no núcleo de

reatores nucleares.

As ligas grau reator devem ser produzidas com zircônio purificado livre da

contaminação de háfnio, uma vez que o zircônio é encontrado na natureza sempre

acompanhado de uma porcentagem entre 1 e 3,5% de háfnio que, embora tal

quantidade não possa influenciar suas propriedades físicas, esse elemento pode

alterar o valor de sua seção eficaz, pois possui uma alta absorção cruzada de

nêutrons, seiscentas vezes maior que o zircônio.

Esse processo de remoção é difícil, uma vez que o zircônio e o háfnio são dois

elementos difíceis de separar porque apresentam o mesmo número de elétrons na

camada de valência e seus raios iônicos são muito similares devido à contração dos

lantanídeos, sendo encontrados na natureza juntos. Os principais processos de

separação usados são: extração líquido-líquido, que explora a diferença de

solubilidade do metal tiocianato em metil isobutil cetona, usado principalmente nos

Estados Unidos e a destilação extrativa, usada principalmente na Europa. O

zircônio grau reator resultante é aproximadamente dez vezes mais caro que o grau

comercial contaminado com háfnio. O háfnio separado é usado para varetas

controladas. O limite permitido de tório em ligas de Zr grau nuclear é < 400 ppm.

56

2.5.2 LIGAS DE ZIRCÔNIO

Os materiais empregados em reatores nucleares devem apresentar

confiabilidade suficiente para que, durante seu uso, não ocorram falhas, uma vez

que tais problemas implicam em sérios acidentes. Como a segurança dos reatores é

um pré-requisito para o setor nuclear, as especificações para as novas ligas de

zircônio são bastante restritas, já que se faz necessária a comprovação de sua

segurança. Atualmente, pode-se a partir destas especificações buscar a otimização

das propriedades, dentro de intervalos específicos de composição e a

microestrutura, que podem variar significativamente, devido à transformação de fase

do zircônio e à diferença de solubilidade dos elementos de liga nas diferentes fases.

As ligas mais comuns de zircônio, Zircaloy-2 e Zircaloy-4, contêm os fortes

estabilizadores α estanho e oxigênio, além dos β estabilizadores, ferro, cromo e

níquel. Estes são compostos intermetálicos das fases de Laves Zr2(Cr,Fe) e

Zr2(Fe,Ni) e a distribuição destas fases compostas é crítica para a resistência à

corrosão destas ligas ao vapor e água quente. Tais ligas são geralmente forjadas na

região β, quando são tratados a 1065°C (1950ºF) e resfriado em água.

Posteriormente, o trabalho a quente e tratamento térmico são realizados em uma

região α (abaixo de 790°C ou 1450°F) para preservar a fina e uniforme distribuição

dos compostos intermetálicos que resultam do tratamento de solubilização e

têmpera. Exceto por serem mais resistentes e menos dúcteis que os graus não-liga,

os Zircaloys são similares ao zircônio no comportamento metalúrgico (ASM

HANDBOOK, Vol. 2, 1992)

Uma das maiores diferenças entre a tecnologia nuclear do oeste e a soviética

era as composições das ligas de zircônio. Reatores construídos com a assistência

de corporações do oeste usavam ligas zircônio-estanho, enquanto que os reatores

construídos pelos soviéticos, leste europeu ou china usavam ligas zircônio-nióbio.

Algumas ligas têm suas composições vistas na TAB. 2.2.

57

Nos últimos anos o desenvolvimento da liga Zr-1%Nb tem sido significante. Tais

ligas são conhecidas por apresentar taxas de corrosão muito baixas, e que inclui

E110 (Russa), Zirlo (Westinghouse) e M5 (Framatome-ANP). E110 é uma liga russa

que ficou disponível por algumas décadas. Segundo LELIÉVRE, 1998, as ligas

binárias Zr-1Nb são constituídas de uma matriz Zr-α contendo em média 0,5% de Nb

em solução sólida e de precipitados de Zr (com aproximadamente 85% de Nb) com

diâmetro da ordem de 50 nm.

As composições das ligas de zircônio anteriormente descritas são mostradas na

TAB. 2.2.

TAB. 2.2 – Composição das ligas de zircônio.

O diagrama de fases Zr-Nb é mostrado na FIG. 2.27. A solubilidade do Nb de

estrutura ccc em Zr-α é baixa em temperatura ambiente e alcança um valor máximo

em cerca de 0,7% atômico, a 600ºC (DOUGLAS, 1971). As ligas Zr-Nb são

formadas por uma microestrutura bifásica (α+β) e em altas temperaturas há

miscibilidade completa entre Zr e Nb.

Elementos de liga

Zr-2,5Nb Zr-1Nb Zircaloy-2 704

E110 Zirlo M5 Zircaloy-4, 704

Sn - - 1,2-1,7% - 0,90-1,2 - 1,2-1,7% Fe - - 0,07-0,20% 0,006-0,012 0,1 0,015-0,06 0,18-0,24% Cr - - 0,05-0,15% - - - 0,07-0,13% Ni - - 0,03-0,08% - - - 0,007 max. O 0,9-0,13 - 1000-1500 0,10máx. 0,09-0,15 0,09-0,13 0,08-0,015% Fe+ Cr+Ni

- - 0,18-0,38% - - - 0,28-0,37%

N 0,08 max - 0,008 max. - - - 0,008 max. Hf - - 0,01 max. - - - 0,01 max H - - 0,0025 max. - - - 0,0025 max. Nb 2,4 – 2,8 1 ± 0,15 - 0,95-1,05 0,9-1,13 0,80-1,20 -

58

FIG. 2.27 - Diagrama de equilíbrio de Zr-Nb (DOUGLAS, 1971).

Na liga Zr-2,5Nb o nióbio atua como um β estabilizador brando, a reação

eutectóide ocorre quando o conteúdo de nióbio excede a faixa de 1%, sendo que o

ponto eutetóide ocorre em 20% de nióbio. As propriedades mecânicas da liga Zr-

2,5Nb são similares as dos Zircaloys e a resistência à corrosão é ligeiramente

inferior (ASM HANDBOOK, Vol. 2, 1992).

Porém, segundo BERTOLINO em 2001, com o objetivo de aumentar a taxa de

queima do combustível, o prolongamento do tempo de operação das ligas no reator

59

pode ocasionar o envelhecimento do Zircaloy, acarretando a diminuição das

propriedades mecânicas dos elementos, por danos causados pela radiação,

oxidação e absorção de hidrogênio. Desta forma, o interesse no desenvolvimento de

novas ligas com melhor desempenho, levou à elaboração das ligas da nova

geração. Para a tradicional liga Zr-2,5% Nb, usada em reatores do tipo CANDU, por

exemplo, resultados melhores foram obtidos diminuindo-se a concentração do nióbio

para aproximadamente 1%.

De acordo com os tratamentos termomecânicos, a fase β pode ser encontrada

de diversas formas e o conteúdo de Nb pode variar.

De acordo com os tratamentos térmicos realizados posteriormente, a

microestrutura pode apresentar precipitados β cúbica de corpo centrado (LELIÈVRE,

1998; NAM et al.). A fase β da liga Zr-2.5Nb pode ter teores diferentes de Nb, desta

forma, para melhor entendimento durante a redação, será utilizada a nomenclatura

βI para maiores teores de Zr na fase β e maiores teores de Nb será denominada fase

βIi.

O diagrama de fases que mostra as transformações de acordo com a

temperatura destas fases é mostrado na FIG. 2.27 e na FIG. 2.28 o diagrama mais

atual e detalhado é mostrado, em TEWARI et al. (2008). Tal autor relata que a fase

ω ocorre por transformações sob condições de alta pressão ou sob altíssimas taxas

de resfriamento (cerca de 11.000 K/s), desta forma, fora do equilíbrio termodinâmico.

A martensita (α´) encontrada em ligas de Zr-Nb pode possuir uma estrutura cristalina

hexagonal compacta distorcida pelo excesso de soluto na rede, ou a formação da

fase ω, de estrutura hexagonal simples. A característica da martensita formada no

processo de têmpera é relacionada com a quantidade do soluto na matriz de Zr e da

taxa de resfriamento empregada no processo de têmpera, pois ambos influenciam

temperatura de transformação martensítica. As temperaturas de início da

transformação martensítica (Msα e Msω) estão sobrepostas no diagrama de fases e

a região hachurada mostra a faixa na qual a fase ω martensítica ocorre. Tal fase ω

possui um fator de empacotamento de ~ 0,57, enquanto que a fase α possui um

fator ~0,74. Esta ocorrência não usual é atribuída à pressão que induz a

60

transferência de elétrons das bandas sp → d segundo (PEREZ-PRADO 2010,

ZHILYAEV 2011).

FIG. 2.28 - Diagrama de fases parcial da liga Zr-Nb (TEWARI et al., 2008).

NAM et al. 2006, em seu trabalho, avaliaram o efeito do tratamento

termomecânico na microestrutura da liga Zr-2,5Nb. Tal liga foi submetida ao

recozimento em 580o após a têmpera a partir de β, extrusão e estampagem a frio,

propiciando a transformação parcial da fase α e de fases secundárias (ω e β) em

partículas βII. Os autores evidenciaram que os grãos alongados βI do material como

recebido tinha se transformado em partículas em torno de 0,2 µm de diâmetro

precipitados na matriz, bem como nos contornos de grão. Tal morfologia também foi

encontrada no estudo de KAPOOR et al. 2005 e as micrografias são mostradas na

FIG. 2.29.

61

FIG 2.29 - Micrografias de MET (a) Zr-2,5Nb deformado a frio e recozido a 400oC/24

h e (b) Zr-2,5Nb deformado a 300oC, indicando a alta densidade de discordâncias e

precipitados β-Nb ricos em Nb dentro dos grãos α, mostrando nos detalhes

superiores o espectro de EDS dos precipitados β-Nb (KAPOOR et al. 2005).

2.6 MATERIAIS HEXAGONAIS DEFORMADOS POR ECA

A deformação através de ECA em materiais HCP, como o titânio e o zircônio e

suas ligas, é de grande interesse, uma vez que a deformabilidade a frio desses

materiais é normalmente baixa em relação aos metais com estrutura cúbica. Isso

ocorre devido aos sistemas de deslizamento limitados aos planos basais ou

prismáticos. Devido a essa limitação dos sistemas de deslizamento, deformações

por maclagem combinadas com deslizamento de discordâncias são comuns em

metais HCP (KIM et al., 2003).

No trabalho de STOLYAROV et al. (2001), foi realizada a deformação severa de

Ti e a influência do tipo de rota na microestrutura e propriedades mecânicas foi

avaliada. Para obter sucesso na conformação foi necessário utilizar temperatura de

62

450º C. Na FIG. 2.30 são mostradas duas micrografias dos resultados da

deformação de titânio processado por ECA com rota Bc e com 90º de angulação

externa do canal. Nas micrografias apresentadas o tamanho de grão é

aparentemente o mesmo.

FIG. 2.30 - Micrografias de Ti processado através do método ECA com rota Bc com

90º a 450º C após 8 passes nas seções (a) transversal e (b) longitudinal

(STOLYAROV et al., 2001).

Ainda em estudos de Ti e suas ligas, SEMENOVA et al. (2004) concluiu que

após o processamento com ECA, a liga de Ti6Al4V apresentou resistência adicional

preservando a ductilidade. Já KIM et al. (2007) mostraram em seu estudo que os

grãos de titânio ultrafinos produzidos pela ECA tinham limite de escoamento

semelhante à liga Ti6Al4V e maior que o titânio com tamanho de grão convencional.

O trabalho de CHOI et al. em 2002 parece ter, pela primeira vez, reportado o

sucesso ao deformar Zr em temperatura ambiente, com a utilização de uma matriz

com ângulos de Φ – 135º e Ψ - 45º e taxa de 50 mm/min. Os autores observaram

que a deformação por ECA foi governada principalmente pela maclagem e

concluíram que ocorreu refinamento da microestrutura de 200 µm para 0,2 µm.

Porém na FIG. 2.31, que exibe a imagem da análise por EBSD da amostra

deformada após 1 passe, é possível observar a presença de grãos com alto ângulo

de desorientação, entretanto a presença de grãos com tamanhos superiores a 100

µm foi notada, desta forma a microestrutura parece ser heterogênea. Os autores não

apresentaram outras imagens com análises por EBSD com 4 e 8 passes, somente

figuras de MET.

63

FIG. 2.31- EBSD-OIM de Zr deformado por 1 passe de ECA, mostrando maclas de

deformação. As interseções entre quadrados e triângulos têm ângulos de

desorientação de 85º (CHOI et al. 2002).

YU et al. em 2005 compararam a deformação de Zr por ECA a 350º C e

laminação a frio, porém os autores usaram a rota A, na qual não há rotação do corpo

de prova entre os passes e notaram em ambos os métodos, que os grãos estavam

alongados e que o comportamento da deformação e recozimento era semelhante,

desta maneira, atribuíram os resultados à utilização da rota empregada na ECA.

O estudo de CAO et al. em 2005 avaliou a deformação de Zr702 por ECA a 350º

usando matriz com ângulos de Φ - 90º e Ψ - 20º entre os canais e taxa de 2 mm/s.

Comparando o efeito das rotas A e Bc, avaliaram a evolução microestrutural e

propriedades mecânicas dos materiais deformados de 1 a 8 passes. A microdureza

de aproximadamente 155 HV para o Zr de partida foi aumentada para 193 HV e

após 4 passes na rota Bc 209 HV. Com 4 passes na rota Bc, os autores relataram

alta densidade de discordâncias, o tamanho dos subgrãos foi estimado em 0,27 µm

após 4 passes na rota Bc e consideraram o refinamento do material como recebido

de 20 µm para 0,2-0,5 µm. Na evolução da microestrutura, foi visto que após 1

passe, a maioria dos contornos paralelos não eram contornos de alto ângulo

originais, mas novos contornos de discordância desenvolvidos, indicando a

subdivisão dos grãos existentes e resultando no refinamento de grãos durante a

deformação com ECA. Foi relatado que os contornos paralelos na estrutura lamelar

são contornos geometricamente necessários (GNBs – grain necessary boundary).

Dentro de cada lamela existem blocos de células de discordância (CBs – cell

blocks), divididos por contornos de discordâncias incidentais (IDBs). A média de

64

espaçamento dos GNBs é 0,5 µm e CBs é 0,4 µm. A SAD da região da amostra com

1 passe mostrou que a maioria dos contornos era de baixo ângulo com 5º. Os

autores ainda afirmaram que maclas não foram encontradas na microestrutura dos

materiais deformados severamente. Entretanto, foi reportado por eles que com o

aumento dos passes com ECA, o aspecto dos GNBs foi obliterado e subgrãos

equiaxiais apareceram em muitas regiões, aumentando também o ângulo de

desorientação entre os GNBs, porém, com exceção dos subgrãos maiores que a

média em áreas específicas, resultando em uma estrutura não homogênea.

LEE e KIM (2006a) realizaram deformação de zircônio por ECA a frio, com

angulação do canal de 135º. As micrografias da FIG. 2.20 mostram as

microestruturas de zero a 4 passes, vistas em microscopia óptica e a FIG. 2.33 exibe

a microestrutura com presença de maclas nanométricas e padrão SAD após quatro

passes. O padrão SAD da região da FIG. 2.21 (a) foi obtido usando o padrão de

difração [1 0 -1 3], que aparece com relação ao plano (1 1 -2 1), indicando que tal

banda constitui a estrutura de macla {1 1 -2 1}. O mesmo sistema de maclagem foi

visto em mais de 30 regiões diferentes, mesmo em maclas de diferentes direções de

alinhamento, no mesmo grão. Estes resultados sugerem que Zr702 deforma através

de deformação por maclagem {1 1 -2 1} durante ECA a frio, em vez de deslizamento

cruzado de discordâncias como ocorre nos materiais cúbicos.

Nos dois trabalhos subsequentes de LEE & KIM em 2006b e no de 2007, os

autores deformaram o Zr com ECA a frio utilizando matriz com ângulos entre os

canais de Φ - 135º e Ψ - 45º e taxa de 0,83 mm/s. As análises que propiciariam

estimar com maior segurança o refinamento da microestrutura do material, não

foram realizadas. Ainda pode ser visto, que na FIG. 2.32 o tamanho de grão inicial

observado por MO parece não ter sido afetado pela deformação, sendo que das

modificações vistas, somente a presença de maclas no interior dos grãos pode ser

ressaltada.

65

FIG. 2.32 - Micrografias da seção transversal das amostras processadas por ECA

com vários passes. (a) Zero passe, (b) 1 passe, (c) 2 passes, (d) 3 passes e (e) 4

passes (LEE & KIM 2006).

FIG. 2.33 – Micrografia por MET e respectivo padrão de SAD da seção transversal

do zircônio após 4 passes de ECA com identificação de nanomaclas (LEE e KIM,

2006a).

66

YAPICI et al. 2009 e YAPICI & KARAMAN em 2009 avaliaram a deformação de

Zr por ECA, utilizando o corpo de prova envolto em uma máscara de níquel, com

taxa de 0,3 mm/s, em temperatura ambiente e ângulo entre os canais de ECA de

90º. Entretanto, os autores somente realizaram a deformação com 1 passe e

analisaram a anisotropia e orientação preferencial do material, não observando o

material com maior número de passes.

2.7 MATERIAIS HEXAGONAIS DEFORMADOS POR HPT

Artigos recentes afirmam que a investigação envolvendo metais hexagonais

deformados por HPT ainda encontra-se em seus primórdios. Porém, apesar dessa

observação, alguns resultados dos poucos trabalhos publicados permitem uma

comparação entre os dados encontrados.

A evolução efetiva de grãos micrométricos para grãos nanométricos

encorajou o estudo da técnica HPT com materiais hexagonais compactos como

zircônio, magnésio e titânio e suas ligas. Alguns estudos mostraram transformações

de fase induzidas por pressão e cisalhamento. Em condições ambientes, o titânio e

zircônio estabilizam na fase α hexagonal compacta e sob altas pressões se

transformam na fase ω, hexagonal simples, aplicando-se uma pressão de 2 a 6 GPa

e em pressões superiores a 30 GPa ocorre a transformação para a fase cúbica de

corpo centrado (fase β). A transformação α→ω foi inicialmente relatada por

JAMISON in 1963 e foi descrita em trabalhos recentes em estudos com HPT usando

Ti e Zr (TODAKA ET AL. 2008, PÉREZ-PRADO ET AL. 2008). Tais transformações

de fase são induzidas por pressão e o cisalhamento parece ter um importante papel

na redução da pressão requerida para estas transformações ocorrerem. Como

alguns destes autores afirmam, as transformações de fase em materiais hexagonais

ainda estão em sua infância e tais explorações são necessárias.

O estudo de WANG 2012 investigou a hidrogenação em Zircaloy-4 deformado

por HPT com pressões de hidrogênio de 10, 15 e 20 atm. Os autores afirmaram que

com os parâmetros de deformação por HPT de 3,8 GPa, temperatura ambiente e 5

67

voltas, as amostras nanoestruturadas com fase única α-Zr HCP, quando a

hidrogenação ocorreu nas mesmas pressões de hidrogênio, mais hidretos parecem

precipitar nas amostras de HPT do que nas amostras como recebidas de Zircaloy-4.

Desta forma, as amostras deformadas por HPT tinham maior potencial de aumento

de formação de hidretos, sendo essa observação justificada possivelmente pela

grande concentração de defeitos induzidos pelo HPT, que poderiam agir como

armadilhas de hidrogênio e propiciando a nucleação de sítios de hidretos,

promovendo nucleação e crescimento de hidretos nas amostras deformadas.

2.8 IMPLANTES BIOMÉDICOS

Implantes osseointegráveis são usados para fixar fragmentos ósseos fraturados

ou substituir temporariamente ou permanentemente órgãos ou tecidos. Tal fixação

pode ocorrer graças à osseointegração, definida por um processo pelo qual ocorre a

fixação rígida, clínica e assintomática do implante, sendo obtida e mantida no osso

durante a aplicação de uma carga funcional (ALBREKTSSON & ZARB, 1993).

Usualmente, tais implantes são produzidos com titânio comercialmente puro

graus 2 e 4, Ti-6Al-4V e aços grau cirúrgico 316L e 316LVM. Implantes dentários e

ortopédicos são inseridos em ossos e a interação das células é importante para o

processo cicatricial. A biologia óssea conta com o processo de desmineralização e

remineralização funcional que ocorre continuamente e, no caso de defeitos ósseos,

as células como os osteoblastos são os precursores de células maduras, os

osteócitos. Na reparação óssea, quando os fragmentos ósseos estão estáveis, sem

micromovimentação, os osteoblastos regulam a deposição de matriz óssea e a

reparação pode ser realizada. No caso de instabilidade, ocorre em vez da formação

óssea a reparação por fibrose, ou seja, um tecido predominantemente fibroso se

forma no lugar do osso. As células que mediam tal fenômeno biológico são os

fibroblastos, que também são responsáveis pela formação de tecidos como a

gengiva e outros tecidos moles. A eficácia do tratamento com implantes ocorre com

o estabelecimento de interface sólida com completa ou maior interação possível

68

entre a superfície do material e o tecido ósseo, sem a presença de interface de

tecido fibroso.

Logo quando colocado no leito ósseo, as células depositam matriz extracelular

(MEC) e interagem com proteínas como a fibronectina e vitronectina, que são

responsáveis pelo contato inicial com a superfície dos biomateriais implantados.

Segundo ANSELME (2000), a expressão das proteínas é modificada de acordo com

as características dos materiais. O papel da resposta dos osteoblastos à

estimulação mecânica pode ser importante no desenvolvimento de futuros

biomateriais. A adesão celular está presente na embriogênese, manutenção da

estrutura dos tecidos, cicatrização tecidual, resposta imune, metástase, integração

do biomaterial. A biocompatibilidade está relacionada com o comportamento da

célula em contato com o material e sua adesão à superfície. A qualidade dos fatores

que ocorrem na primeira etapa afeta os fenômenos seguintes, desta forma, o

contato e a adesão afetam diretamente a diferenciação. Durante a fase de contato

que se desenvolve rapidamente entre células e a superfície do material, eventos

físico-químicos, como ligações iônicas e forças de Van der Walls, são envolvidos.

A adesão que ocorre posteriormente ao contato, envolve moléculas biológicas

como proteínas da MEC, da membrana celular e do citoesqueleto, sendo que os

sinais de transdução levarão aos fatores de transcrição, acarretando a expressão

gênica. A matriz extracelular do osso é composta por 90% de proteínas colágenas

(97% colágeno do tipo I e 3% colágeno do tipo V) e 10% composta por proteínas

não colágenas (10% proteínas não colágenas (20% osteocalcina, 20% osteonectina,

12% sialoproteínas ósseas, 10% proteoglicanas, 10% osteopontina, fibronectina e

fatores de crescimento). Tais proteínas são sintetizadas pelos osteoblastos e muitas

são envolvidas na primeira etapa. Proteínas como fibronectina e vitronectina estão

envolvidas no processo de adesão. Algumas proteínas de origem plasmática

(glicoproteína α2HS, albumina, imunoglobulina, transferrina, etc.) são associadas,

porém seu papel na adesão ainda não está bem estabelecido. As proteínas ósseas

têm propriedades quimiotáticas e adesivas. O desenvolvimento de contatos focais

ocorre com a interação de receptores intracelulares, através da presença de

sequência específica para a fixação de receptores de membrana da célula como a

69

integrina (fibronectina, osteopontina, sialoproteína óssea, trombospontina, colágeno

tipo I e vitronectina) e o RGD (Arg-Gly-Asp). Estes eventos irão modular a

morfologia, mobilidade crescimento e metabolismo celular. Um esquema ilustrativo

pode ser visto na FIG 2.34.

FIG 2.34 - Esquema do contato da célula com a superfície do biomaterial mediado

por integrinas (RGD) e integrina α e β (ANSELME, 2000).

A biocompatibilidade e resposta celular são afetadas pela química de superfície,

rugosidade, morfologia da superfície, molhabilidade. A energia de superfície pode

influenciar na adsorção das proteínas e no rearranjo estrutural das mesmas no

material. Existe certa relação entre energia de superfície e a rugosidade (FAGHIHI et

al. 2007a e 2007b). Além disso, autores como FAGHIHI et al. 2006 e FAGHIHI et al.

2008 têm mostrado que a orientação cristalográfica também afeta a resposta celular.

Para a utilização de implantes biomédicos a longo prazo, indica-se o emprego

de titânio, uma vez que esse metal apresenta uma camada de óxido estável que

evita a liberação de íons potencialmente alergênicos. O titânio apresenta

biocompatibilidade consagrada, permitindo a osseointegração.

70

Falhas têm sido relatadas na utilização implantes ortopédicos, especialmente em

placas de fixação óssea. Tais falhas acarretam a necessidade de reentrada

cirúrgica, gerando custos para o sistema e risco de morbidade para os pacientes,

como é mostrado na FIG. 2.35. As mesmas ocorrem pela aplicação de carga cíclica,

ou seja, por fadiga do material (AZEVEDO & HIPPERT, 2002 e AZEVEDO, 2003).

Ligas como a Ti6Al4V têm sido empregadas como implantes, por apresentarem

maiores propriedades mecânicas, porém os íons Al e V, liberados no meio corrosivo

dos fluidos corporais podem causar reações como alergia e problemas neurológicos

(MCKAY et al. 1996, CORTIZO et al. 2000, ZHOU et al., 2009). Alternativas como os

aços cirúrgicos, apresentam cromo, níquel e molibdênio em sua composição, que

também podem gerar problemas à saúde (THOMAS et al. 2007).

FIG. 2.35 – Radiografia de placa de aço cirúrgico fraturada e aspecto macroscópico

da placa com parafusos (TAVARES et al. 2010).

2.7 BIOCOMPATIBILIDADE DO ZIRCÔNIO

O zircônio é amplamente utilizado na indústria nuclear e uma das principais

propriedades desse metal, que o torna atrativo para tal emprego, é sua alta

resistência à corrosão. O meio biológico é susceptível a alterações de pH, sendo

assim, metais com grande resistência à corrosão e propriedades mecânicas

compatíveis são desejados.

71

O zircônio e o titânio são metais com propriedades mecânicas bastante

semelhantes e sua estrutura cristalina também apresenta similaridades. Desta

forma, a partir da consagrada utilização do titânio como biomaterial, o emprego do

zircônio pode ser considerado. E, dentro desta perspectiva, alguns autores têm

citado a potencialidade da utilização do zircônio como biomaterial.

Inicialmente, ALBREKTSSON et al. em 1985, em seu estudo de microscopia

eletrônica de varredura e transmissão, demonstraram uma adesão direta do osso ao

zircônio, assim como ao titânio que é usado como referência. A adesão ocorreu sem

nenhuma interposição de tecido mole, sendo que na zona próxima ao óxido da

superfície, a camada de proteoglicanos era de 200-400 Ǻ de espessura no caso do

titânio e de 300-500 Ǻ no grupo de zircônio. Os autores afirmaram que o zircônio foi

bem aceito pelo corpo, indicado pela ausência de reações teciduais adversas aos

implantes e ao alto nível do contato direto entre osso e o metal, e que um estudo

prévio do mesmo grupo no ano anterior, que mostrava uma zona de proteoglicanos

de 5000 Ǻ, foi associado à presença de ferro no implante de zircônio, e tal elemento

foi considerado como contaminante, não refletindo a influência do metal na

biocompatibilidade, mas sim da impureza. Os autores ainda ressaltam a importância

do controle estrito na composição de metais comercialmente puros, não somente por

razões mecânicas, mas também no que tange a tolerância tecidual. Tal diferença na

espessura da camada de proteoglicanos ainda pode ser associada à diferença no

percentual de ferro presente no titânio de 0,05% e no zircônio de 0,10%.

Além desses estudos, THOMSEN et al. em 1997 demonstraram em seu trabalho

in vivo com coelhos, a formação óssea ao redor dos implantes de zircônio, titânio e

ouro, através de morfometria por microscopia de luz (ML) e MET. Os autores

afirmaram que o contato ósseo nos implantes de titânio e zircônio não diferiram,

porém o ouro apresentou um desempenho inferior aos dois materiais.

A resistência à corrosão decorrente da estabilidade da camada de óxido

formada na superfície do zircônio, aliada ao menor módulo de elasticidade deste

material, quando comparado com o titânio, fazem do zircônio um material

interessante para aplicações biomédicas.

72

A utilização de ligas Ti6Al4V deve-se à maior resistência mecânica desta liga

quando comparada com o titânio. Porém, não existe consenso na literatura sobre a

segurança na utilização, como biomaterial, de ligas contendo alumínio e vanádio,

uma vez que alguns trabalhos mostram a possível toxicidade dos íons liberados

após a inserção dos implantes no organismo (CORTIZO et al., 2000).

É relevante observar as propriedades dos materiais empregados em

implantodontia e ortopedia no que tange às propriedades mecânicas. O módulo de

elasticidade do osso abrange uma faixa entre 17 e 20 GPa, nas duas direções,

cortical e medular (RHO et al. 1993; TURNER et al., 1999), enquanto que nos

materiais empregados como o titânio e zircônio, os valores variam de 97,9 a 114

GPa vistos na TAB. 2.3 (ASM HANDBOOK, Vol. 2, 1992).

TAB. 2.3 - Propriedades de Zr, Ti e suas ligas (ASM HANDBOOK Vol. 2, 1992).

Limite de escoamento

Resistência à tração

Alongamento %

Módulo de elasticidade

Zr 702 207 MPa 379 MPa 16 99,3 GPa Zr Reator 138 MPa 290 MPa 20 99,3 GPa Zr-2,5Nb,705(6) 379 MPa 552 MPa 14 97,9 GPa Zircaloy2 -4, 704 241 MPa 413 MPa 18 99,3 GPa Ti grau 2 325 MPa 460 MPa 26,2 102,7 GPa Ti grau 3 395 MPa 545 MPa 25,9 103,4 GPa Ti grau 4 530 MPa 660 MPa 22,3 104,1 GPa Ti-6Al -4V 945 MPa 1000 MPa 11 113,8 GPa

Na avaliação de ligas de Zr, ROSALBINO et al. em 2011 investigaram a

biocompatibilidade das ligas Zr-2,5Nb e Zr-1,5Nb-1Ta, além de Ti CP grau 2 através

de cultura de células com osteosarcoma humano (SAOS-2) e células tronco (BMSC)

durante 1, 3 e 7 dias através de cinética de crescimento e quantificação de mRNA

através de reação em cadeia polimerase (PCR). Os materiais foram, previamente à

cultura, caracterizados através de DRX para a análise das fases presentes, além da

avaliação da corrosão, por caracterização eletroquímica. Antes da semeadura das

células as amostras foram lixadas com papel abrasivo (tamanho de partícula de 320

mesh) tendo, então, as superfícies, a mesma rugosidade. Na avaliação das fases,

ambas as amostras nas condições estudadas mostraram a mesma fase única com

mesma estrutura (α-Zr) hP2 do tipo Mg. Nas análises de corrosão, os menores

valores de resistência foram atribuídos ao titânio, seguido do Zr-2,5Nb e com maior

73

valor encontrado a liga Zr-1,5Nb-1Ta. Na investigação de biocompatibilidade, as

células SAOS-2 cresceram rapidamente, devido à reduzida dependência da

deposição de matriz e reconhecimento do microambiente. Por outro lado, as células

tronco mostraram uma proliferação reduzida, podendo ser explicada pela interação

diminuída com as superfícies. Porém, quando colonizadas, as células tronco

responderam propriamente ao estímulo de osteoindução como visto na FIG. 2.36,

permitindo a equivalência das ligas Zr-2,5Nb e Zr-1,5Nb-1Ta com o titânio grau 2,

permitindo sugerir um promissor uso destas ligas como biomaterial cirúrgico. Os

autores ainda relataram na introdução deste trabalho a possibilidade da utilização de

diversas ligas nucleares como biomaterial. Além disso, apesar destas ligas não

apresentarem háfnio, este elemento parece ter boa biocompatibilidade e

osteocondutividade, assim como o tântalo, nióbio e rênio, segundo MATSUNO

(2001).

FIG. 2.36 - Níveis de expressão de marcadores osteogênicos cultivados nas

diferentes superfícies. Níveis de mRNA para sialoproteína óssea (BSP), fator 2 de

ligação do núcleo (RUNX2), osteopontina (OP), osteocalcina (OC), colágeno tipo I

(Col I) e CD 146 marcador hematopoiético na medula óssea, nas superfícies

controle placa (polímero), Ti Grau 2, BIN (binária) Zr-2,5Nb e TER (ternária) Zr-

1,5Nb-1Ta (ROSALBINO et al. 2011).

74

2.10 BIOCOMPATIBILIDADE DE MATERIAIS NANOESTRUTURADOS

O titânio e zircônio, por terem propriedades mecânicas semelhantes e por

apresentarem biocompatibilidade similar, serão revisados nesta seção, com o

objetivo de observar os mecanismos que estão envolvidos entre as células e

materiais deformados por SPD. Entretanto o maior número de trabalhos encontrados

na busca realizada, explorando titânio processado por SPD é superior ao zircônio, a

explicação pode ser devido à consagrada aplicação deste material como implantes

osseointegráveis, sendo assim, tal material é objeto de maior quantidade de

investigações.

VALIEV et al. 2008a e VALIEV et al. 2008b avaliaram propriedades mecânicas

como limite de escoamento, fadiga e resistência à tração de Ti CP grau 4, Ti6Al4V e

Ti deformado por ECA com angulação de 90º a 450º C pela rota Bc e tratamento

termomecânico (forjamento, estampagem, com deformação acumulada total de 80%

e posterior recozimento a 300-350ºC por 6 horas). Houve aumento nas propriedades

mecânicas do titânio nanoestruturado, sendo que os valores eram pouco maiores

que os do Ti6Al4V recozido e consideravelmente superiores quando comparados

com o titânio como recebido, previamente submetido à laminação a quente. A

microestrutura foi analisada por MET e microscopia de luz. O tamanho de grão foi

reduzido de 25 µm para 150 nm. A biocompatibilidade foi avaliada através de cultura

de células de ratos L929 em 72 horas nas superfícies de Ti com grãos micrométricos

e Ti nanoestruturado. As amostras tiveram suas superfícies polidas e posteriormente

atacadas com ácido fluorídrico. Através de ensaios de ocupação celular, foi

observado aumento de 87,2% na ocupação das amostras de titânio

nanoestruturadas quando comparado com ocupação de 53% das amostras de titânio

como recebido.

Tais materiais nanoestruturados estão sendo atualmente comercializados e já

estão disponíveis para venda em alguns países na Europa. O sistema de implantes

conhecido por Timplant® é fabricado por uma empresa que o projeta e comercializa,

tem mesmo nome. Alguns dos implantes são vistos na FIG. 2.37.

75

FIG. 2.37 - Implantes comerciais projetados e comercializados pela Timplant® a)

dispositivo para fixação e correção de coluna; b) implante dentário e detalhe de sua

menor dimensão, que apresenta diâmetro de 2,4 mm, devido às melhores

propriedades mecânicas do Timplant®; c) placa para a fixação de ossos longos

(VALIEV et al. 2008b).

FAGHIHI et al. 2007a & FAGHIHI et al. 2007b avaliaram a biocompatibilidade,

microestrutura e superfície de amostras de Ti CP grau 2 deformado através de HPT.

A microestrutura foi avaliada através de MET, a análise de microtextura foi realizada

por EBSD. As superfícies das amostras tiveram sua rugosidade medida por

microscopia de força atômica (AFM) e as energias de superfície estimadas através

da molhabilidade. As amostras foram deformadas em temperatura ambiente com 6

GPa e 5 voltas. As superfícies das amostras foram lixadas, polidas, lavadas e

autoclavadas. A biocompatibilidade foi avaliada através de cultura de pré-

osteoblastos MC3T3-E1 e fibroblastos. A adesão foi observada após 60, 120 e 240

minutos e 2, 5 e 9 dias de cultura, para acompanhar a adesão e crescimento das

76

células através de experimentos de contagem de células, DNA, imunofluorescência

e morfologia celular. O tamanho de grão foi reduzido de 9 µm para 10-50 nm e o

material recozido por 12 horas em 800º C em gás inerte tinha 50 µm. As amostras

iniciais usadas possuíam dimensões de 12 mm de diâmetro e espessura de 0,3 mm.

Os resultados do estudo do grupo de FAGHINI em 2007 demonstraram que a

adesão dos pré-osteoblastos e o crescimento das células, reguladas pelas proteínas

e matriz celular, associados com o citoesqueleto e adesão focal, aumentaram

consideravelmente nas amostras deformadas por HPT, o que os autores atribuíram

ao tamanho de grão reduzido de 50 nm, tenham acarretado uma alta energia de

superfície do titânio nanoestruturado.

A FIG. 2.38 mostra uma maior densidade de pré-osteoblastos no titânio

processado por HPT após 120 min. quando comparado com os outros substratos

avaliados por FAGHIHI et al., 2007 .

FIG. 2.38 – Densidade de pré-osteoblastos em substratos com diferentes

superfícies, Ti recozido, Ti não tratado, Ti processado por HPT e controle, em função

do tempo. (Adaptado de FAGHIHI et al., 2007).

KIM et al. 2007 e KIM et al. 2008 estudaram a biocompatibilidade de Ti CP grau

2 deformado severamente por ECA após o recozimento em 705º C através de rota

Bc com 350º C e 450º C após 4 passes. Em seguida à deformação, as amostras

77

foram recozidas em 600º C por 10 minutos. O tamanho de grão, módulo de

elasticidade, rugosidade (Ra), e ângulo de contato são mostrados na TAB 2.4. As

amostras foram lixadas, polidas e limpas com ultrassom.

TAB 2.4 - Valores de rugosidade (Ra), tamanho de grão, limite de escoamento e

ângulo de contato de Ti deformado por ECA e 350º C e 450º C e Ti6Al4V.

(KIM et al. 2007).

Para a avaliação da biocompatibilidade, as amostras foram esterilizadas por 30

min. em etanol e incubadas a 37º C. Foram utilizados fibroblastos de rato 3T3 com

três amostras em cada grupo. A viabilidade celular foi estimada pela atividade

mitocondrial com adesão por 16 horas e proliferação em 2 e 5 dias. A mitocôndria é

organela da célula responsável pela respiração celular, e tal experimento é usado o

composto MTT (3-(4,5-Dimethylthiazol-2-yl)-2,5-diphenyltetrazolium bromide), um

tetrazol. A FIG 2.39 mostra uma melhor resposta da absorbância de células no dia 5

no titânio processado por ECA a 350ºC.

FIG. 2.39 - Histograma retratando os valores de absorbância da proliferação de

osteoblastos depois de 2 e 5 dias, cultivadas nas superfícies de amostras de Ti

processado através de ECA com 350ºC e 450ºC e Ti6Al4V (KIM et al., 2007).

78

Os resultados demonstraram maior molhabilidade, maior adesão e pronunciada

proliferação das células na superfície do material com grãos submicrométricos. A

profundidade e largura das depressões decorrentes dos diferentes tamanhos de

grão, vistos na FIG 2.40 são importantes para a orientação e expressão de proteínas

fundamentais nos processos de adesão e proliferação celulares. Os autores

concluíram que o titânio processado pelo método ECA parece possuir um grande

potencial para aplicações biomédicas.

FIG 2.40 - Ilustração dos contornos de grão dos materiais como recebido e

submicrométrico (KIM et al., 2007).

ESTRIN et al. 2008, avaliaram a biocompatibilidade in vitro de Ti CP grau 2

deformado por ECA a 350º C através da rota Bc, com ângulo de 90º entre os canais.

O tamanho de grão inicial era de 4,5 µm e após a deformação tinha 200 nm,

observados através de MET com campo claro. As amostras usadas na cultura de

células, deformadas e como recebidas, tinham 6 mm de diâmetro e 1,5 mm de

espessura e foram preparadas através de lixamento e polimento. Após a preparação

as amostras foram lavadas em etanol e sua rugosidade avaliada através de AFM,

esterilizadas em isopropanol 70% por duas horas, enxaguadas em PBS (phosphate-

buffered saline) e a rugosidade média (Ra) avaliada foi menor que 10 nm para

ambos os materiais. As células utilizadas eram pré-osteoblastos MC3T3-E1 e foram

cultivadas por períodos de 7 e 12 dias. No ensaio de viabilidade celular realizado o

ensaio de citotoxicidade por MTT. Os resultados deste trabalho mostram um

aumento notável na proliferação das células cultivadas nas superfícies do material

deformado, como pode ser visto na FIG 2.41. É relevante observar neste trabalho

que o tempo de cultura é correspondente à proliferação das células em tempos

79

superiores aos trabalhos supracitados, indicando potencial desempenho dos

materiais com grãos submicrométricos nos períodos iniciais de osseointegração.

FIG 2.41 - Proliferação celular expressa pela absorbância de luz de pré-osteoblastos

cultivados em superfícies de Ti, como recebida e deformada por ECA (ESTRIN et al.

2008).

ELIAS et al. 2008, avaliaram o torque de remoção in vivo de mini-implantes de Ti

ultrafino, com aplicação em ancoragem ortodôntica e não observaram diferença

estatística entre os Ti CP grau 2 e implantes ultrafinos por torque de remoção, após

8 semanas de implantação em coelhos. Porém, os autores indicam a utilização de Ti

ultrafino, devido às suas melhores propriedades mecânicas, em especial na

aplicação ortodôntica, uma vez que, os mini-implantes estão sujeitos à fratura

durante seu torque de remoção e não apresentam elementos potencialmente tóxicos

em sua composição.

BINDU et al. 2009 avaliaram a biocompatibilidade através de estudos de

cultura de células e in vivo de Ti CP grau 2 deformado por ECA a 350º C, angulo de

90º com 4 passes (UFG-Ti). As amostras tiveram as propriedades mecânicas

avaliadas através de limites de escoamento e dureza, o tamanho de grão foi

investigado através de MET. Os resultados destas avaliações podem ser vistos na

TAB. 2.5 e os resultados das avaliações de cultura de células podem ser vistas na

TAB 2.6.

80

TAB 2.5 - Resultados da avaliação de tamanho de grão, limite de escoamento,

dureza e taxa de corrosão de Ti CP grau 2 como recebido e deformado por ECA

(BINDU et al. 2009).

No mesmo estudo, um ensaio em subcutâneo de ratos Wistar foi realizado por

30 dias para quantificar o número de macrófagos, células que participam do

processo inflamatório, com o objetivo de avaliar a resposta imunológica dos animais

após a implantação dos materiais em questão. Os resultados podem ser vistos na

FIG 2.42 e indicaram uma menor resposta imunogênica das amostras UFG-Ti

quando comparado com o polímero da placa e o titânio como recebido.

FIG 2.42 - Número de macrófagos presentes devido ao implante em subcutâneo

das amostras: Ti com grãos ultrafinos, Ti como recebido e controle em subcutâneo

dos ratos (BINDU et al. 2009).

Nos ensaios de cultura de células, fibroblastos 3T3 de ratos foram utilizados

sendo que cada grupo tinha três amostras. Os discos de 5 mm de diâmetro e 3 mm

de espessura foram lixados e polidos, as amostras esterilizadas por etanol. Ensaios

de 16 horas, dois e cinco dias foram realizados para avaliar a viabilidade celular,

através de citotoxicidade e fluorescência.

81

TAB 2.6 – Valores de adesão em 16 horas, proliferação em 2 e 5 dias e

citotoxicidade de amostras de Ti e Ti deformado por ECA (BINDU et al. 2009).

Ensaios de molhabilidade foram realizados e os valores de ângulo de contato

foram de 64,2±1,5º nas amostras de Ti com grãos ultrafinos e 72,6±1,1º nas

amostras de Ti como recebido. Os resultados de BINDU et al. 2009 indicam maior

adesão e proliferação celular nas amostras deformadas por ECA e que a intensidade

do sinal de fibronectina, uma proteína importante na adesão celular, era dobrada nas

amostras UFG-Ti quando comparado com o controle.

PARK et al. 2009 avaliaram a biocompatibilidade de Ti CP grau 2 após

recozimento por 800ºC por 1 hora e deformado por ECA a 350ºC, com 4 passes,

usando a rota C. As amostras tiveram sua microestrutura investigada através de

EBSD e microscopia eletrônica de transmissão. O tamanho de grão do material

como recebido era de 25 µm, após recozimento tinha tamanho de grão de 50 µm,

após deformação por ECA as amostras estavam com 200-300 nm. O Ti6Al4V

também avaliado tinha 13 µm. Todas as amostras tiveram suas superfícies tratadas

com jateamento de partículas de hidroxiapatita. A superfície das amostras foi

avaliada por MEV, perfilometria e molhabilidade. A análise da biocompatibilidade

ocorreu através da cultura de células. Os ensaios realizados foram morfologia por

MEV, viabilidade celular através de MTT por 24 e 48 horas, além de marcadores

como atividade de fosfatase alcalina (ALP), que é um marcador de diferenciação

óssea inicial, em 7 dias e reação em tempo real de cadeia polimerase (PCR) de

ALP. Também foram avaliados pelo PCR, a osteopontina (proteínas usadas como

marcadores de diferenciação inicial de osteoblastos) e osteocalcina (proteína usada

como marcador de diferenciação terminal dos osteoblastos) por 3 e 7 dias e

formação óssea em 20 dias. Os resultados da pesquisa mostraram que a

molhabilidade das amostras deformadas por ECA foi maior que o Ti CP grau 2 e

Ti6Al4V. Os valores de rugosidade foram similares em todas as amostras avaliadas,

assim como a morfologia avaliada por MEV. Os resultados de morfologia mostraram

82

que as células na superfície deformada por ECA estavam mais espraiadas, assim

como a ocupação celular em 20 min. e 1 hora de incubação, quando comparado

com as outras superfícies testadas. Os resultados de número de células nas

diferentes superfícies em 4 horas e a viabilidade celular avaliada por MTT em 24 e

48 horas podem ser vistos nas FIGs. 2.43(a) e (b).

FIG 2.43(a) Número de células aderidas em diferentes superfícies após 4 h de

incubação, (b) Viabilidade celular expressa como porcentagem do resultado de 24

horas após 24 e 48 horas de cultura das diferentes superfícies (PARK et al. 2009).

É possível observar na FIG. 4.44, que não houve diferença estatística entre

as amostras de Ti e Ti deformado por ECA após 24 ou 48 horas. Porém, na FIG.

2.43 é vista a atividade de fosfatase alcalina após 7 dias. Os resultados mostram

diferença considerável entre os três grupos estudados, tendo a superfície do

material deformado por ECA o melhor desempenho.

83

FIG. 2.44 – Atividade ALP dos pré-osteoblastos nas diferentes superfícies Ti ECA, Ti

e Ti6Al4V (PARK et al. 2009).

Já na FIG 2.45 são mostrados os resultados da expressão gênica de fosfatase

alcalina (ALP), osteopontina (OP) e osteocalcina (OC), nos quais a diferença entre

as superfícies, principalmente com 7 dias de cultura nas amostras deformadas por

ECA. A osteopontina é um marcador expresso durante dois estágios, a diferenciação

e mineralização, sendo que o gene da osteocalcina é considerado um marcador de

osteoblastos mais específico. Os resultados dos autores indicam que a estrutura

ultrafina aumenta as propriedades osteocondutivas da superfície microrrugosa, por

acelerar a resposta inicial dos osteoblastos. Desta forma, os resultados em 7 dias de

amostras deformadas por ECA de PARK et al. 2009 estão em concordância com o

trabalho de ESTRIN et al. (2008), exibindo assim um desempenho dos materiais

com grãos submicrométricos mais pronunciado que no Ti como recebido, quanto à

resposta celular. Os resultados de mineralização da matriz após 20 dias não

apresentaram diferenças entre as superfícies das amostras de Ti CP grau 2 como

recebido e deformado por ECA, sendo somente superiores às amostras de Ti6Al4V.

84

FIG. 2.45 - Análise quantitativa em tempo real PCR dos níveis de expressão gênica

de fosfatase alcalina (ALP), osteopontina (OP) e osteocalcina (OC) dos pré-

osteoblastos em 3 e 7 dias de cultura (PARK et al. 2009).

ESTRIN et al. 2011 avaliaram a microestrutura e o Ti CP grau 2 recozido por

704º C em uma hora e deformados por ECA a 350º C por 4 e 8 passes com

amostras de 10 mm de diâmetro e 35 mm de comprimento. As amostras tiveram sua

microestrutura investigada através de MET e os tamanhos de grão do material como

recebido eram da ordem de 4,5 µm e o material deformado após 8 passes tinha 170-

200 nm. A topografia, composição atômica e parâmetros físico-químicos dos corpos

de prova com 10 mm de diâmetro e 2,5 mm de espessura, foram caracterizados. As

análises incluíam AFM, espectroscopia fotoeletrônica por raios-X (XPS) e medida de

ângulo de contato. A superfície foi preparada de acordo com trabalho anterior de

TROUNG et al. 2010, no qual a biocompatibilidade de amostras com grãos

submicrométricos produzidos por ECA foi investigada através da cultura de bactérias

em sua superfície. Durante a preparação da superfície das amostras, os autores

usaram uma preparação mecanoquímica com o objetivo de produzir uma superfície

com rugosidade nanométrica. Os resultados de AFM são vistos na FIG. 2.46, sendo

os que revelaram a molhabilidade e composição química das superfícies de titânio

85

como recebidas e deformadas não apresentaram diferença significativa entre os

grupos.

FIG. 2.46 - Topografias das superfícies de Ti medidas por AFM sob as condições:

(a) como recebido, (b) após 4 passes (c) após 8 passes (ESTRIN et al. 2011).

Nas avaliações de cultura as células utilizadas foram células tronco

mesenquimais (hMSC) e as amostras foram Ti CP como recebido, Ti deformado por

ECA por quatro passes, Ti deformado por ECA por 8 passes e vidro. As amostras

foram limpas e esterilizadas por etanol 70% durante duas horas e posteriormente

expostas em UV por 12 horas. Os tempos de cultura foram de 40 minutos, duas e 24

horas. As amostras foram avaliadas por microscopia confocal de varredura a laser

(CSLM) e foi usado marcador de ácido nucleico para realizar a contagem das células

e avaliação da espessura do biofilme.

86

FIG. 2.47 - Imagens de CSLM de hMSC nas superfícies vidro, Ti como recebido, Ti

deformado por ECA com 4 passes e Ti deformado por ECA com 8 passes (Adaptado

de ESTRIN et al. 2011).

TAB. 2.7 - Biovolume (µm3 µm -2) de células tronco nas superfícies: vidro, Ti como

recebido, Ti após 4 passes de ECA e Ti após 8 passes de ECA

(ESTRIN et al. 2011).

Os resultados de ESTRIN 2011, vistos nas FIG. 2.47 e TAB. 2.7 demonstram

que o emprego de titânio com grãos submicrométricos conseguidos através do

método ECA, melhorou a resposta das células tronco (hMSC) quanto à adesão e

espraiamento das mesmas. Os autores inferiram que os estágios iniciais do

87

crescimento celular sugerem um melhor desempenho de materiais com grãos

nanométricos e submicrométricos quando comparado com grãos micrométricos.

A biocompatibilidade de zircônio ultrafino foi avaliada por SALDAÑA et al. 2007

através da cultura de células tronco (hMSC) e osteosarcoma (SAOS-2) em zircônio

deformado por laminação severa com 75% de redução a 330ºC após um passe. O

tamanho de grão das amostras como recebida tinha 42 µm e após a deformação,

passaram a ter 240 nm. Também foi utilizada com o objetivo de comparação, a liga

Ti6Al4V com tamanho de grão de 5 µm. A dureza Vickers foi de aproximadamente

98 HV para o Zr, 172 HV para o Zr ultrafino e 293 HV na liga Ti6Al4V. As amostras

submetidas à cultura tinham 20 mm de diâmetro, 1 a 2 mm de espessura e a

superfície foi lixada e polida com sílica 0,05 µm. As amostras foram lavadas e

enxaguadas com etanol e esterilizadas com radiação UV. As células tumorais,

osteosarcomas (SAOS-2) foram cultivadas por 30 e 180 min. e 24 horas para avaliar

a adesão. Em 24 horas ocorreu a avaliação por imunofluorescência da fibronectina e

viabilidade através do corante azul Alamar para avaliar a atividade metabólica, além

das 24 horas, os tempos de 4 e 7 dias foram utilizados no experimento. As células

tronco foram cultivadas por 18 dias sobre as superfícies investigadas, para

quantificar a atividade de fosfatase alcalina e o grau de mineralização das células.

Os resultados indicaram que não houve diferença estatística em todas as superfícies

avaliadas, como pode ser visto na FIG. 2.48(a) e (b) abaixo. Porém, devido ao

aumento nas propriedades mecânicas juntamente à boa biocompatibilidade, tais

autores consideraram o Zr ultrafino um material promissor para implantes cirúrgicos.

FIG. 2.48(a) - Adesão celular em horas; (b) Viabilidade celular em dias de SAOS-2

nas superfícies de Ti, Ti ultrafino e Ti6Al4V (SALDAÑA et al. 2007).

88

2.11 BIOCOMPATIBILIDADE DE MATERIAIS QUANTO À TEXTURA

FAGHIHI et al. 2006 avaliaram a influência da orientação preferencial da liga

Ti-6Al-4V de chapas com orientação preferencial (11-20) representando 36% da liga

e varas com orientação, 29% de (11-10). As amostras foram lixadas e polidas como

espelho e avaliadas quanto à molhabilidade e textura cristalográfica através de DRX.

As células utilizadas foram os pré-osteoblastos MC3T3-E1 e realizados ensaios para

avaliar a adesão em 30, 60, 120 e 240 min. e proliferação em 3, 7 e 10 dias, além da

quantificação de fosfatase alcalina em 5, 12 e 16 dias. As avaliações de

molhabilidade mostraram que o Ti-(11-20) tinha um ângulo de contato maior que o

Ti-(10-10), com valores de 85,43º e 74,52º respectivamente. Além disso, topografia

das duas amostras investigadas por AFM foi semelhante. As avaliações da

morfologia através de MEV indicaram que ocorreu diferença significativa entre as

superfícies estudadas, como pode ser visto na FIG. 2.49.

FIG 2.49 - Densidade de pré-osteoblatos MC3T3-E1 aderidos na superfície de Ti-

(11-20), Ti-(10-10) e controle (FAGHIHI et al. 2006).

Porém, o material do trabalho anterior era uma liga, desta forma, dois anos

após, FAGHIHI et al. 2008 publicaram um estudo sobre a influência da textura

cristalográfica na atividade celular usando monocristais de titânio com orientações

(10-10), (11-20) e (0001). As amostras foram polidas como espelho e as superfícies

avaliadas através de AFM e molhabilidade. Os resultados indicaram que a textura

cristalográfica afeta o ângulo de contato como visto na TAB. 2.8 e os ensaios de

89

cultura de células mostrados na FIG. 2.50 e FIG. 2.51, indicaram uma maior

afinidade dos pré-osteoblastos às amostras com orientação preferencial (11-20).

Outrossim, tal afinidade foi maior para este tipo celular quando comparado com os

fibroblastos, como é mostrado na FIG. 2.51. Desta forma, tais autores demonstraram

que a textura cristalográfica influencia a resposta de pré-osteoblastos.

TAB. 2.8 - Avaliação do ângulo de contato e rugosidade média de Ti com diferentes

orientações cristalográficas (FAGHIHI et al. 2008).

FIG. 2.50 - Média e desvio padrão dos valores de células pré-osteoblastos cultivados

das diferentes superfícies de Ti (FAGHIHI et al. 2008).

Desta forma, uma vez que a orientação cristalina influencia a

biocompatibilidade, é possível que a microestrutura efetivamente altere a resposta

das células, abrindo um novo campo de investigação nesta área.

90

FIG. 2.51 - Densidade de osteoblastos e fibroblastos aderidos às superfícies de Ti

através de análise de microscopia de fluorescência (FAGHIHI et al. 2008).

Os trabalhos citados anteriormente, no que tange a biocompatibilidade,

investigaram a influência da microestrutura de materiais deformados por ECA e

HPT, além do papel da composição química do material no comportamento celular,

apresentando diferenças no processamento dos materiais e realização dos

experimentos, indicando que os materiais com tamanho de grão ultrafino ou

nanométrico podem melhorar a atividade celular, aumentando a biocompatibilidade

através da maior quantidade de contornos de grão e presença de discordâncias, que

supõem que aumentam a molhabilidade, além de mudar a textura dos materiais,

fazendo com que orientações diferentes possam afetar o metabolismo celular.

Entretanto tais questões ainda encontram-se desenvolvimento, e por conta disso,

trabalhos nesta linha de pesquisa com o objetivo de elucidar melhor tais

mecanismos em materiais deformados por SPD, são oportunos.

Além disso, tais processamentos incluem tratamentos termomecânicos antes e

após as deformações severas, preparação superficial (polimento, lixamento, ataque

químico), esterilização, tipos celulares (pré-osteoblastos, fibroblastos, células

tumorais e células tronco) e tempos de cultura de células, bem como os métodos

empregados para a avaliação de biocompatibilidade (MTT, microscopia de

fluorescência, entre outros). Sendo assim, para ter uma melhor visualização na

diferença na metodologia dos estudos, uma tabela com os trabalhos publicados

nessa abordagem foi confeccionada e é vista na TAB A, na seção ANEXOS.

91

Cabe assim, inferir que o zircônio submetido à deformação severa pode ser

interessante para aplicação biomédica, principalmente em casos que altas cargas

são impostas aos implantes e conjuntamente com a exposição ao meio corrosivo

durante seu emprego. Diante de tais constatações, o estudo e desenvolvimento de

zircônio nanocristalino são bastante oportunos e serão realizados no presente

trabalho.

92

3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS

Os procedimentos experimentais são resumidos no fluxograma da FIG 3.1.

FIG. 3.1 - Esquema ilustrativo dos métodos experimentais utilizados na tese.

* - Somente no Zircaloy-4 deformado a frio por ECA

Microdureza DRX Microscopia óptica Microscopia de varredura Microscopia de transmissão EDS Microtextura com MET Textura com EBSD*

SPD

ECA a frio Φ - 130º; Ψ ~ xº

ECA 350º C Φ – 120º; Ψ ~ 32º

HPT a frio restrito; 5 GPa; 5 voltas

Zr recozido 750º C; 2 h

1 a 4 passes

Zr como recebido 5 GPa, 5 voltas

Tubo Zr-2,5Nb como recebido 5 GPa, 5 voltas

Zircaloy-4 como recebido

1 passe

Zircalloy-4 como recebido

2 passes

12 x 12 x 80 mm Ø - 9,9 x 100 mm Ø - 9,9 x 100 mm Ø - 7 x 3 mm Ø - 7 x 1,1 mm

Cultura de células: Contagem em câmera de Neubauer XTT NR

93

3.1 MATERIAIS UTILIZADOS

Para a realização dos ensaios pilotos, com o intuito de avaliar a

funcionalidade da matriz de deformação desenvolvida no IME com auxílio do Prof.

Blas da COPPE, foi utilizado o alumínio, material com estrutura cristalina CFC

(cúbico de face centrada) e boa deformabilidade.

O objetivo inicial do trabalho era a deformação de Zr a frio por ECA,

entretanto, uma vez que o Zr não havia sido obtido, nos foram oferecidos o Zr-2,5Nb

e Zircaloy-4 para iniciar os procedimentos experimentais.

Posteriormente, tentativas de deformação do Zircaloy-4 com algumas matrizes a

frio foram realizadas e apresentaram diversos problemas, ainda que tivessem sido

usados diferentes lubrificantes como PTFE, grafite, bissulfeto de molibdênio, além

do emprego dos dois últimos, em conjunto.

Devido às dificuldades encontradas, visto que o zircônio por ter uma estrutura

cristalina hexagonal compacta e apresenta poucos sistemas de deslizamento de

planos, optou-se pela tentativa da utilização da matriz de ECA a quente. Através da

colaboração com a Universidade Federal de São Carlos, foi usada uma matriz que

apresentava canais com seção redonda, sem a presença de cantos vivos nos corpos

de prova e matriz, que existiam nas matrizes I, II e II, e assim, a concentração de

tensões poderia ser evitada.

3.1.1 ZIRCALOY-4

O tarugo de Zircaloy-4, cedido pela COPPE/UFRJ, tinha dimensões de 4 cm

de diâmetro e 20 cm de altura, visto na FIG. 3.2.

94

FIG. 3.2 - Tarugo de Zircaloy-4.

3.1.2 ZIRCÔNIO

Um tarugo com dimensões de 10,5 cm de diâmetro e 4,5 cm de altura de

zircônio mostrados na FIG 3.3, fundido no forno de fusão a arco, visto na FIG 3.4,

localizado na COPPE-UFRJ, foi usinado para a confecção dos corpos de prova. As

usinagens dos corpos de prova foram realizadas no LITMec - Laboratório de

Instrumentação e Tecnologia Mecânica pertencente ao CBPF.

FIG. 3.3 - Tarugo de Zircônio como recebido.

95

FIG. 3.4 - Forno de fusão a arco (GUEDES, 2011).

3.1.3 Zr-2,5Nb

O material de partida da liga comercial Zr-2,5Nb consistiu em tubos com

espessura 1,15 mm, diâmetro interno de 11,7 mm e externo de 13,8 mm. O tubo

visto na FIG. 3.5 foi cortado e planificado mecanicamente na forma de chapa.

FIG. 3.5 - Tubo de Zr-2,5Nb.

96

3.2 MATRIZES

3.2.1 MATRIZ DE ECA A FRIO

As matrizes de ECA (I, II e III) foram confeccionadas na fábrica da Imbel em

Itajubá-MG e Juiz de Fora-MG, tendo sido projetadas e desenvolvidas pelo Maj.

Ricardo, professor do IME. Um dos projetos pode ser visto na FIG. 3.6. O teste das

matrizes foi realizado em um projeto de iniciação científica da aluna Caroline Goulart

e os resultados não estão no escopo deste trabalho. As Matrizes I e II foram

confeccionadas com aço VMO.

FIG. 3.6 - Projeto da Matriz I de ECA com variação do ângulo Φ de 90º ou 120º

97

A matriz utilizada possuía uma placa deslizante para diminuir o atrito durante a

conformação. Essa placa deslizante pode ser vista nas FIGs. 3.7, 3.8 e a matriz

acoplada na prensa hidráulica, vista na FIG. 3.9.

(a) (b)

FIG. 3.7 (a) e (b) Matriz I de ECA a frio e placa de deslizamento se movendo durante

a conformação.

Na FIG. 3.7 (a) e (b) podem ser vistas as imagens referentes à Matriz I de

ECA e a placa de deslizamento. Foi utilizada uma fita de PTFE para diminuir o atrito

da placa com a matriz e o material, revestindo os corpos de prova. A matriz foi

acoplada a uma prensa hidráulica com pressão máxima de 20000 kgf vistas na FIG.

3.8.

98

FIG. 3.8 - Matriz I usada no método de conformação ECA a frio, acoplada na prensa

hidráulica manual.

Inicialmente foi realizada a angulação de 90º na Matriz I para ensaios piloto. As

conformações seguintes com a Matriz I foram realizadas com ângulo Φ de 120º, e a

deformação completamente realizada por ser vista na FIG. 3.9.

FIG. 3.9 - Corpo de prova de alumínio conformado antes da remoção total da

Matriz I de ECA.

Durante a conformação, ocorreram problemas como a fratura da placa de

deslizamento devido à continuação da pressão após o material ter sido totalmente

99

conformado. Foi encontrada grande dificuldade de desmontagem da matriz para

remoção da peça. A matriz I é articulada para funcionar com angulação de 90º ou

120º e é fixada com pinos, tal remoção dos pinos, durante o desmonte da matriz, se

tornou bastante difícil com o aumento do número de passes, no processo de

conformação. Foram realizadas deformações de 1 a 4 passes na matriz I.

TAB. 3.1 - Relação de amostras realizadas no ensaio piloto.

Amostras No de passes Angulação Matriz Amostra 1 1 passe 90º I Amostra 2 1 passe 120º I Amostra 3 2 passes 120º I Amostra 4 3 passes 120º I Amostra 5 4 passes 120º I Amostra 6 1 passes 120º II Amostra 7 2 passes 120º II Amostra 8 Sem deformação - -

Como ocorreram os problemas descritos, depois do quarto passe realizado com

a Matriz I foi decidido trocar para a Matriz II que tem projeto semelhante à Matriz I,

mas não possui a placa de deslizamento e articulação para utilização de dois

ângulos. Tal decisão também foi tomada, devido à dificuldade de remoção das

amostras e também pelo fato da matriz não suportar o esforço mecânico imposto,

produzindo a abertura da mesma e formação de rebarbas nos corpos de prova.

Além disto, na última deformação o corpo de prova arrancou parte da matriz. O

objetivo era realizar quatro passes para a comparação entre matrizes, porém, um

parafuso de fixação estava recebendo uma carga excessiva e suas roscas estavam

se desgastando, além de haver uma grande dificuldade de remoção e inserção do

parafuso na matriz. Na matriz II, o canal tem ângulo Φ fixo de 120º. A segunda

matriz permite a inserção de uma amostra após o final da conformação da anterior,

sem a necessidade de abrir a matriz para removê-la, o que ocorria com a matriz I

para o ajuste da placa de deslizamento.

A conformação de 90º foi realizada na Matriz I com carga de 10000 kgf. As

conformações com a Matriz I (120º) foram realizadas com 4500 kgf em média e a

Matriz II (120º) com 2500 kgf em média.

100

A Matriz II foi projetada para realizar as deformações a frio de Zircaloy-4 com

canal Φ – 130o. Tal matriz foi acoplada a uma prensa uniaxial elétrica localizada no

Laboratório de Mecânica dos Solos do IME. Porém, problemas durante as

deformações do Zircaloy-4, descritos no próximo capítulo, impediram a continuação

da utilização desta matriz para este material.

Uma terceira matriz foi projetada com encaixes, para evitar os problemas de

abertura e fechamento. A matriz III foi acoplada a uma prensa uniaxial Nowak, que

possui taxa constante de avanço de 6 mm/s. Aliado a isto, é importante ressaltar que

detalhes como a dureza na região dos canais, distanciamento entre partes

componentes devido à deformação elástica, utilização de seção circular e polimento

cuidadoso desta área são relevantes para o sucesso de deformações com materiais

hexagonais.

FIG. 3.10 - Matriz III para realização do método de conformação ECA.

101

FIG. 3.11 - Matriz III de ECA a frio acoplada à prensa uniaxial elétrica com avanço

constante.

3.2.2 PROBLEMAS OCORRIDOS DURANTE A DEFORMAÇÃO SEVERA COM

ECA A FRIO

Durante a deformação por ECA das amostras de Zircaloy-4, com as Matrizes I, II

e III alguns problemas ocorreram, como o surgimento de trincas no material, além da

fratura de alguns corpos de prova, como pode ser visto nas FIGs 3.12 (a) e (b). Nas

imagens pode-se observar certa periodicidade na fratura do material. Sendo o

Zircaloy-4 formado por matriz com fase Zr α, pode-se inferir que tal padrão de fratura

durante a deformação a frio se deveu pela formação de maclas e deslizamento dos

planos. Isso provavelmente pode ser explicado pelo deslizamento de planos

preferenciais que os materiais hexagonais como o zircônio possuem, vistos na FIG.

3.12. O aquecimento ativa outros planos de deslizamento que não estão operantes

em temperatura ambiente durante a deformação. Sendo assim, a estratégia utilizada

para obter sucesso na deformação do zircônio e Zircaloy-4 foi a utilização de uma

matriz com aquecimento.

102

(a) (b)

FIG. 3.12 (a) e (b) - Amostras de Zircaloy-4 como recebida e após tentativa da

deformação por ECA com a Matriz I.

Durante a deformação, um corpo de prova teve seu processamento interrompido

devido à grande carga durante a deformação visto na FIG. 3.13.

FIG 3.13 - Amostra fraturada de Zircaloy-4 fraturada durante a deformação a frio na

Matriz II.

A utilização da terceira matriz, projetada para operar através de encaixes

descrita na seção anterior foi empregada e durante a deformação piloto do zircônio

com placa de latão, a matriz sofreu fratura de uma de suas paredes, impossibilitando

a continuidade de sua utilização com materiais hexagonais, como é visto na FIG.

3.14.

103

FIG. 3.14 - Amostras de Zircaloy-4 deformadas incompletamente e Matriz III

fraturada após tentativa de deformação por ECA a frio.

3.2.3 MATRIZ DE ECA A QUENTE

Devido aos problemas ocorridos em tentativas de deformação anteriores,

outra matriz de deformação por ECA (Matriz IV) foi utilizada a quente para conformar

as amostras de materiais hexagonais, sendo o zircônio e Zircaloy-4. Tal matriz

pertence ao Laboratório do Departamento de Materiais da UFSCar (Universidade

Federal de São Carlos) e possui um forno tipo cinta, que envolve a matriz durante a

extrusão. A matriz foi acoplada a um equipamento dedicado aos ensaios de ECA e é

vista nas FIGs. 3.15 e 3.16. A lubrificação empregada foi bissulfeto de molibdênio

com grafite.

A matriz de ECA construída com aço H13 operada a quente, vista na FIG. 3.15,

tinha as angulações Φ – 120º; Ψ ~ 32º entre os canais e as temperaturas de

deformação das amostras de zircônio e Zircaloy-4 de 300 e 350º C e a seção do

canal por onde os corpos de prova foram extrudados com seção circular tinha 10

104

mm de diâmetro. A rota BC foi empregada (rotação de 90° no sentido horário e ntre

cada passe) realizando-se até quatro passes.

As amostras foram deformadas em uma máquina de ensaios universal Instron

5500R com capacidade máxima de carga de 25000 kgf, através de um punção fixo

na travessa do equipamento.

Na tentativa de tornar o processo quase-contínuo, à medida que a amostra é

inserida completamente na matriz, forçando-a até atinja a segunda parte do canal

um segundo tarugo é introduzido e prensado, acarretando na extrusão completa do

primeiro corpo de prova, até que o número de passes desejado seja alcançado.

As deformações do Zircaloy-4 ocorreram em 350ºC com taxa de avanço de 3

mm/min e a 300ºC com taxa de avanço de 4,3 mm/min. A carga imposta durante a

deformação foi de 2600 kgf no primeiro passe e 3000 kgf no segundo passe da

amostra deformada a 350ºC.

A taxa usada na deformação do zircônio foi de 4 mm/min e a carga máxima

durante a deformação foi de 5500 kgf no primeiro passe.

A carga máxima utilizada na deformação ECA é um importante fator a ser

relevado durante a deformação, uma vez que cargas acima de 8000 kgf têm sido

relacionadas a danos na matriz.

105

FIG. 3.15 - Matriz IV de ECA usada a quente com dois canais de deformação

(FILHO, 2010).

FIG 3.16 - Matriz IV de ECA montada com o corpo de prova e forno acoplados à

máquina universal de ensaios Instron.

106

3.2.4 PROBLEMAS OCORRIDOS DURANTE A DEFORMAÇÃO SEVERA COM ECA A QUENTE

Na FIG. 3.17 pode ser visto o mesmo caráter periódico da fratura no Zircaloy-4

deformado com temperatura de 300ºC (CP inferior) na amostra deformada a frio. O

corpo de prova deformado por 2 passes (CP superior) não tinha fraturas

longitudinais, porém pequenas trincas iniciais na superfície do corpo de prova

deformado a 350º em matriz com seção circular localizada na UFSCar.

FIG 3.17 - Amostras de Zircaloy-4 deformadas por ECA com temperaturas de

350oC com 2 passes (corpo de prova superior) e 300oC com 1 passe (corpo de

prova inferior).

3.2.5 MATRIZ DE HPT

As amostras deformadas através pelo método High-Pressure Torsion (HPT)

foram realizadas no Laboratório de Materiais Nanocristalinos do Departamento de

Materiais na UFSCar. O punção foi acoplado em um dispositivo montado em uma

máquina universal de testes EMIC, e é visto na FIG. 3.18. Os detalhes do punção e

corpos de prova são vistos nas FIGs. 3.19 e 3.20.

107

FIGs 3.18 e 3.19 - Matriz de HPT adaptada na EMIC e detalhe da mesma.

FIG. 3.20 - Tubo na forma de placa e peças da matriz de HPT.

3.2.6 DEFORMAÇÕES POR HPT

Os corpos de prova, com dimensões de 7 x 7 x 1,15 mm foram usinados e

processados pelos punções da matriz de HPT em temperatura ambiente usando a

pressão de 5 GPa e 5 voltas completas do punção, utilizando aproximadamente 1,5

minutos por rotação. Após as deformações por HPT, as amostras tinham 6,8 mm de

diâmetro e 0,6 mm de espessura.

108

3.2.6 PROBLEMAS OCORRIDOS DURANTE A DEFORMAÇÃO SEVERA COM

HPT

Um novo punção com maior dureza que o primeiro usado nas deformações foi

desenvolvido devido ao desgaste de suas partes ativas. Este novo punção gerou

amostras mais finas que as produzidas anteriormente, impossibilitando a realização

de ensaios de cultura de células nas amostras de zircônio, uma vez que, sua

espessura final era da ordem de 300 µm. Os detalhes dos punções podem ser vistos

nas FIGs. 3.21.

FIG. 3.21 - Detalhe do desgaste gerado na parte superior após deformação por HPT

e antes da deformação.

3.3 RECOZIMENTO COM FORNO DE ATMOSFERA CONTROLADA Previamente às deformações do zircônio através de ECA, foi realizado um

recozimento em um forno resistivo ligado a uma bomba de vácuo, localizado no

Centro Brasileiro de Pesquisas Físicas - CBPF. Previamente ao recozimento, as

amostras foram encapsuladas em um tubo de quartzo, vedado e feito o vácuo de

aproximadamente 4 x 10-6 mbar. A temperatura de tratamento foi de 750°C, co m

taxa de aquecimento de 10°C/min, mantida no patamar por duas horas. Ao serem

colocadas no forno, preservaram-se sempre as amostras na zona quente do mesmo.

O resfriamento ocorreu fora do forno, no interior do tubo de quartzo.

109

3.4 MICRODUREZA VICKERS

Os valores de microdureza foram realizados com microdurômetro Buehler

Micromet T5103 localizado no laboratório de metalografia do CEPEL,

microdurômetro Zwick/Roell, microdurômetro modelo Indentec ZHµ-MkII-M

localizado no laboratório de Ensaios Mecânicos da COPPE-UFRJ, microdurômetro

Low Load Digital Display Vickers Hardness Tester Model HVS-5, localizado no

laboratório de Química da UEM e microdurômetro Micromet 2003 Buehler do

Laboratório de Ensaios Mecânicos do IME, com cargas de 300 e 500 g e tempo de

aplicação da carga de 15 s.

3.5 ANÁLISE MICROESTRUTURAL

O preparo dos corpos de prova para a macrografia foi realizado cortando-se

amostras do tarugo e preparando-as com a sequência de lixas abrasivas com água

440, 600, 1200 e 2000 Mesh. Os corpos de prova foram atacados com a solução de

45 ml de peróxido de hidrogênio, 45 ml de ácido nítrico e 10 ml de ácido fluorídrico,

por imersão e o tempo de ataque foi de 3 a 40 segundos, com inspeção visual. As

amostras foram analisadas através do estereoscópio Olympus, modelo SZ40 com

câmera EvolutionLC Color acoplada.

As amostras analisadas por microscopia ótica e EBSD foram cortadas com

disco de diamante (AROTEC) acoplado em cortadeira Minitom (Struers), localizada

no Laboratório de Cerâmicas do IME. Na preparação do zircônio, Zircaloy-4 e Zr-

2,5Nb, após corte no sentido transversal e longitudinal, (exceto no caso da amostra

de Zr-2,5Nb), foi realizado o embutimento das amostras com resina epóxi de cura a

frio (Buehler) que teve polimerização completa após 12 horas. Para o lixamento,

foram utilizados discos abrasivos I-Max com diamantes incrustados de granulometria

de 120 µm, tempo de 15 minutos ou até ficar plano, sendo que a rotação do prato foi

de 170 rpm, usando água como lubrificante. Após o aplainamento, a preparação foi

realizada com a sequência usando discos abrasivos I-Max compostos de diamantes

110

incrustados com granulometria de 75 µm, 54 µm e 18 µm. Os três discos foram

utilizados com tempo de 10 minutos para cada condição, sendo as rotações,

sentidos e cargas iguais, às do primeiro lixamento. Os panos Trident (Buehler) foram

utilizados durante 10 a 15 minutos em cada condição, com soluções de suspensão

de diamante com granulometrias de 9, 6 e 3 µm (Buehler). Posteriormente, o pano

Microcloth (Buehler) e suspensão de diamante com granulometria de 1 µm foram

utilizados. A seguir, o pano Chemomet (Buehler) foi empregado usando a solução de

½ de sílica com ½ de H2O2 a 30%. Em todas as condições de polimento, a rotação

do disco foi de 100 rpm, em sentidos contrários, a força individual foi de 4,45 N e o

tempo de 10 a 15 minutos, exceto no último polimento com sílica, no qual o tempo

utilizado foi suficiente para a amostra ficar espelhada. O equipamento de polimento

eletrolítico Electromet 4 (Buehler) fica localizado no Laboratório de Metalografia do

CEPEL, onde todo o preparo metalográfico para análise microestrutural ocorreu.

Para o polimento eletrolítico foi empregado com uma solução de 90,5% de ácido

acético e 9,5% de ácido perclórico em temperatura ambiente, durante 10 segundos e

densidade de corrente de aproximadamente 0,6 A/cm2.

Na preparação das superfícies para MEV as amostras de Zr-2,5Nb como

recebido e deformado por HPT foi feita através de lixamento em sequência de lixas

de granulação 440 e 600 mesh para cultura de células. Como ocorreram problemas

para visualizar a microestrutura de partida de Zr-2.5Nb, foi utilizado para a

preparação de amostras o equipamento de ataque por feixe de íons da EM RES101

(Leica - Alemanha), localizado no laboratório de metalografia do CEPEL. As

superfícies foram observadas no Microscópio Eletrônico de Varredura JEOL JSM

6490-LV do LABNANO, localizado no CBPF.

As análises do Zircaloy-4 em EBSD foram realizadas pelo microscópio Nova

Nanolab 600 (FEI Company), localizado no Laboratório de Microscopia Eletrônica do

INMETRO.

Amostras em folha fina foram preparadas para MET a partir de cortes realizados

com discos de diamante montados na Acutom Struers situada no Laboratório de

Cerâmicas do IME. Os cortes foram retirados, nos eixos transversal e longitudinal,

111

no sentido de fechamento da matriz. Após a obtenção dos cortes, foram retirados

com auxilio de um punção, discos com aproximadamente 200 µm e 3 mm de

diâmetro. Tais discos foram mecanicamente preparados com lixas d água de

granulações: 400, 600, 1200, 2000 mesh, com o objetivo de alcançar uma espessura

de amostra entre 100 e 120 µm. Polimento eletrolítico foi empregado para alcançar o

afinamento final. Um equipamento com jato duplo, Tenupol 5 (Struers) localizado no

LABNAO no CBPF, foi utilizado com uma voltagem de 22 V com um eletrólito de

10% de ácido perclórico e 90% de ácido acético em temperatura de 298 K. As

amostras preparadas para microscopia de transmissão foram analisadas pelo

Microscópio Eletrônico de Transmissão Jeol JEM-2100F localizado no CBPF, Jeol

2010 localizado no Laboratório de Microscopia do IME e pelo Microscópio Eletrônico

de Transmissão Jeol JEM-1400 localizado no COMCAP da UEM.

3.6 IDENTIFICAÇÃO AUTOMÁTICA DE ORIENTAÇÃO CRISTALINA

A microscopia de orientação no MET é uma técnica utilizada para identificação

de fases e orientações cristalográfica. A técnica mais empregada para obter tais

informações é a orientação obtida por EBSD (electron backscatter diffraction), porém

com o estudo de nanomateriais outras técnicas estão sendo desenvolvidas, face à

limitação de resolução do MEV (microscópio eletrônico de varredura), onde o EBSD

é acoplado. Assim, a técnica de identificação automática de orientação cristalina por

nanodifração de elétrons torna-se uma interessante ferramenta a ser empregada na

análise de materiais ultrafinos e nanocristalinos.

O equipamento que realiza a ACOM/MET (Automated Crystal Orientation

Mapping no MET) é operado na função difração com “Nano beam”, ou seja, nano

feixe. O hardware utilizado para coletar os padrões é denominado de DIGISTAR

(Nanomegas – Bélgica), assumindo o controle de diversas defletoras do microscópio

sincronizadas com a captura dos padrões projetados sobre a tela fosforescente por

uma câmera CCD de grande velocidade acoplada no lugar da binocular, que pode

ser vista na FIG. 3.22.

112

FIG. 3.22 - Detalhe da câmera acoplada ao MET.

O conjunto de programas utilizado para coleta e análise do arquivo de padrões

de difração é denominado ASTAR (Nanomegas – Bélgica). Uma vez obtido este

arquivo de padrões, é possível (RAUCH et al. 2010) construir um mapa de campo

claro virtual através da construção de um mapa da intensidade dos feixes

transmitido e difratados que passam por uma abertura da objetiva virtual aplicada

aos padrões de difração. Pode-se ainda posicionar esta abertura virtual de modo a

não utilizar o feixe transmitido, construindo-se uma imagem de campo escuro virtual.

Em ambos os casos, tem-se a liberdade para escolher o tamanho desta abertura

virtual. Podem-se gerar então mapas de orientação cristalográfica e identificação de

fases do material, através deste conjunto de programas. Inicialmente, é preciso

ajustar a pré-processamento a ser aplicado aos padrões durante a identificação e a

forma de ajuste individual da centralização. Devem então ser carregados os arquivos

com os padrões teóricos a serem utilizados na identificação, devendo-se ter em

conta o desvio da excitação, que é relacionado com a espessura da amostra, e o

ângulo do espaço recíproco a ser utilizado, que depende da relação entre

comprimento de câmera e parâmetro de rede. O passo seguinte é calibração do

comprimento de câmera e das distorções dos padrões. Feitos estes ajustes, o

software automaticamente identifica cada figura de difração realizada na área

varrida.

A base para esta identificação é o índice de correlação entre o padrão

experimental de um determinado ponto e cada um dos padrões teóricos calculados

113

para cada possível posição da rede cristalina. Este índice de correlação é calculado

através da expressão:

(EQ 3.1)

O padrão de difração experimental é representado pela função discreta de

intensidade P(x,y), enquanto a distribuição de intensidades do padrão de difração

calculado para cada possível orientação i é dada pela função discreta Ti(x,y). A fase

e orientação escolhida pelo programa para cada padrão de difração coletado

corresponderá ao padrão teórico de maior índice de correlação Q. Calcula-se

também para cada coordenada da varredura o índice de confiabilidade da

identificação, uma razão percentual entre as duas soluções de maior índice de

correlação.

Com o arquivo de identificação gerado, é possível obter um mapa de índice de

confiabilidade, um mapa de índice de correlação, mapa de orientação e no caso do

material possuir mais de uma fase, o mapeamento de fases. Tais mapas, além de

ser o objetivo final da análise, são fundamentais para avaliar a identificação

realizada na área varrida.

O mapa de índice de correlação é principalmente usado para enfatizar os

detalhes estruturais como cristais com diferentes orientações. O índice de

confiabilidade (que é semelhante ao índice de “confiança do EBSD”) apresenta um

mínimo, quando mais de uma solução possuir alto índice de correlação com um

padrão experimental. Isto pode, por exemplo, ocorrer no caso de dois cristais que se

superpõem na amostra. O valor mais elevado do índice de confiabilidade é obtido

quando o índice de uma solução atribuída é muito maior que para outra solução

proposta, cuja equação é vista na FIG 3.23.

FIG. 3.23 – Padrão experimental (meio),

relação que permite calcular o índice de confiabilidade de cada padrão adquirido

Os mapas de confiabilidade revelam claramente contornos de grão ou de maclas

como é visto na FIG. 3.24 (RAUCH et al.

FIG. 3.24 (a) Mapa de orientação para cobre deformado severamente

grãos e maclas, (b) mapa de índice de correlação, (c) mapa de confiabilidade,

figura de

Pode-se ainda utilizar o sistema

precessão do feixe de elétrons sobre a amostra e posteriormente realizar a

precessão inversa nas projetoras

a obtenção de um padrão livre de efeitos

esperada a partir do fator de estrutura e exibindo uma maior parcela do espaço

114

experimental (meio), duas possíveis soluções

relação que permite calcular o índice de confiabilidade de cada padrão adquirido


(RAUCH et al., 2010).

(a) Mapa de orientação para cobre deformado severamente

mapa de índice de correlação, (c) mapa de confiabilidade,

figura de pólo inversa (RAUCH et al., 2010).

se ainda utilizar o sistema DigiStar para inclinar e girar, ou seja,

o feixe de elétrons sobre a amostra e posteriormente realizar a

nas projetoras para reconstituir o padrão de difraçã

um padrão livre de efeitos dinâmicos, reconstituindo a intensidade


duas possíveis soluções (Q1 e Q2) e

relação que permite calcular o índice de confiabilidade de cada padrão adquirido.


(a) Mapa de orientação para cobre deformado severamente mostrando

mapa de índice de correlação, (c) mapa de confiabilidade, (d)

para inclinar e girar, ou seja, proceder a

o feixe de elétrons sobre a amostra e posteriormente realizar a

para reconstituir o padrão de difração. Isto permite

, reconstituindo a intensidade


recíproco inclusive com spots da 1ª e 2ª zonas de Laue.

do feixe é ilustrado na FIG. 3.

precessão e precessão completa e efeitos nos padrões são vistos na FIG 3.

FIG. 3.25 - Ilustração do trajeto do feixe de

FIG. 3.26 - Ilustração da difração d

precessão completa e efeitos nos padrões.

(Adaptado de VINCENT

115

recíproco inclusive com spots da 1ª e 2ª zonas de Laue. O esquema da precessão

do feixe é ilustrado na FIG. 3.25. A difração de elétrons sem precessão, com meia

precessão e precessão completa e efeitos nos padrões são vistos na FIG 3.

Ilustração do trajeto do feixe de elétrons usada na técnica

(WILLIAMS e CARTER, 2009).

Ilustração da difração de elétrons sem precessão, com meia precessão e

precessão completa e efeitos nos padrões.

(Adaptado de VINCENT e MIDGLEY, 1994).

O esquema da precessão

sem precessão, com meia

precessão e precessão completa e efeitos nos padrões são vistos na FIG 3.26.

técnica de precessão

e elétrons sem precessão, com meia precessão e

116

Após a identificação das varreduras, os dados foram exportados para o formato

“.ang” de modo a poderem ser analisados no programa OIM Analysis da empresa

TSL EDAX, que permite análises mais sofisticadas dos dados. Este programa foi

originalmente criado para análises de dados de EBSD, o que demandou a

conversão da escala das coordenadas X,Y de posição dos pontos analisados de

nanômetros, usados no sistema ASTAR, para micrômetros utilizados no programa

OIM.

3.7 DIFRAÇÃO DE RAIOS-X

As difrações de Raios foram realizadas nos laboratórios de Difração de Raios-

X do IME e do CBPF, utilizando os difratômetros Sistema Gerador/Difratômetro

X´Pert PRO (Philips, Panalytical). As condições empregadas foram de passo 0,017

mm e 100 segundos por passo.

3.8 CULTURA DE PRÉ-OSTEOBLASTOS

Os ensaios de biocompatibilidade foram realizados no Laboratório de Cultura de

Células localizado no CBPF. Para tais ensaios, discos foram obtidos com

aproximadamente 6,5 mm de diâmetro amostras Zr-2,5Nb como recebido e

deformado por HPT. As superfícies foram mecanicamente lixadas com papel

abrasivo de granulação 600 mesh com o objetivo de produzir uma superfície

homogênea. A espessura final das Zr-2,5Nb era de aproximadamente 0,8mm e Zr-

2,5Nb deformado por HPT de 0,6 mm. A decisão de lixar a superfície ocorreu pela

dificuldade de se obter uma superfície polida, principalmente na amostra de HPT

devido à espessura após a deformação. Adicionalmente, é sabido que ocorre

desempenho superior em superfícies com razoável rugosidade, quando comparado

com superfícies lisas. A utilização de superfícies lixadas é encontrada na literatura

(ROSALBINO et al. 2011). As amostras foram lavadas em ultrassom com etanol e

água ultra pura, podendo ser vistas na FIG. 3.27. A morfologia da superfície das

117

amostras analisadas por MEV com elétrons secundários, são vistas nas FIGs. 3.28 e

3.29.

FIG. 3.27 - Morfologia macroscópica das amostras de Zr-2,5Nb deformadas por HPT

e como recebidas.

FIG 3.28 - MEV da superfície da amostra de Zr-2,5Nb como recebida preparada

para cultura de células.

FIG 3.29 - MEV da superfície da amostra de Zr-2,5Nb deformada por HPT

preparada para cultura de células.

118

Os ensaios de cultura de células foram realizados usando células MC3T3-E1.

Cinco discos de cada condição, como recebido, Zr-2.5Nb HPT e Thermanox

(controle negativo), que é considerado “padrão ouro” para o crescimento celular,

foram utilizados. O meio de cultura empregado foi o α-MEM (alpha minimum

essential medium) suplementado com soro bovino fetal (SBF). As amostras

metálicas foram esterilizadas com radiação gama utilizando uma dose de 22 kGy na

UFRJ e no CTEx. Os discos metálicos e de Thermanox foram colocados nos poços,

as células MC3T3-E1 tripsinizadas, ou seja, soltas da placa de cultura com a

tripsina, enzima utilizada com esta finalidade, como visto na FIG 3.30. Uma

densidade de 1 x 104 células por poço foram semeadas em uma placa de 24 poços,

presente na FIG. 3.31 as mesmas foram mantidas em temperatura de 37oC com

atmosfera de 5%C02. Após duas horas foi adicionado meio de cultura.

FIG 3.30 - Tripsinização das células na garrafa de células para plaqueamento.

FIG 3.31 - Amostras e cultura das células semeadas na placa de 24 poços.

119

3.8.1 CONTAGEM DAS CÉLULAS NA CÂMARA DE NEUBAUER

Após 24 horas de cultura, o meio foi dispensado e após a tripsinização, as

células foram pipetadas e plaqueadas na placa da câmera de Neubauer como visto

na FIG. 3.32 e a contagem no microscópio óptico foram realizadas como é visto na

FIG 3.33.

FIG 3.32 - Plaqueamento na câmara de Neubauer.

FIG. 3.33 - Câmara de Neubauer usada para a contagem de células em 24hs.

120

3.8.2 AVALIAÇÃO DA VIABILIDADE CELULAR

Devido à espessura reduzida das amostras e alguns problemas de desvio

padrão altos no ensaio de contagem de células na câmara de Neubauer, foram

utilizados cloning cilinders C7983 (Sigma-Aldrich-EUA) para restringir a área de

cultura das amostras, que são vistos nas FIGs. 3.34 e 3.35.

FIG. 3.34 - Células plaqueadas na placa de 24 poços com cloning cilinders restringindo a área da cultura.

FIG 3.35 - Detalhe dos cloning cilinders vistos por cima.

A avaliação da viabilidade celular foi realizada através do teste colorimétrico de

citotoxicidade. O método é baseado na conversão do XTT (2,3-bis-(2-methoxy-4-

nitro-5-sulfofenyl)-2H-tetrazolium-5-carboxanilida) tetrazólium em formazan, na

mitocôndria das células, organela responsável pela respiração celular. Este produto

somente cora células vivas, desta forma a viabilidade das células pode ser medida

121

pela absorbância da luz determinada pelo comprimento de onda medido entre 500 e

600 nm. Após a remoção do meio de cultura. Uma quantidade de 20% do volume do

meio de cultura de solução de XTT “Stock” foi adicionada e a placa foi novamente

retornada para a incubadora durante duas horas e meia, sendo previamente deixada

no agitador giratório. O “nulo” sem as células foi realizado e a absorção da luz com

comprimento de onde de 450 nm foi medido e diminuído do comprimento de onda de

690 nm. As leituras foram realizadas pelo espectrofotômetro Powerwave Xs (Biotek

Tecnologies) localizado no Laboratório de Cultura de Células do CBPF.

O ensaio de citotoxicidade com vermelho neutro (neutral red - NR) permite uma

estimativa quantitativa das células viáveis através da capacidade de células viáveis

incorporarem e ligarem o corante nos lisossomos, organela que é responsável entre

outras funções, pela degradação de partículas do meio extracelular. Com este

ensaio, a permeabilidade de membrana é avaliada.

Após 24 horas, as culturas foram removidas da incubadora e colocadas no fluxo

laminar. Uma solução de vermelho neutro 0,33% (Sigma-Aldrich, Inc) em um volume

igual a 10% do volume de cultura do meio foi utilizado. As placas de cultura foram

incubadas por duas horas com um meio contendo o vermelho neutro. No final do

período de incubação, o meio foi cuidadosamente removido e as células

rapidamente enxaguadas com o fixador de vermelho neutro. Após o tempo de

fixação, as células foram enxaguadas com PBS e posteriormente removidas, o meio

de solubilização de vermelho neutro com o mesmo volume do meio de cultura foi

adicionado aos poços. As culturas ficaram em dez minutos em temperatura

ambiente e foram colocadas no agitador giratório para misturar o corante

solubilizado. A medida da absorbância da espectrofotometria foi realizada com

comprimento de 540 nm. A medida do background de absorbância da placa de

multipoços em 690 nm e subtraído da medida de 540 nm.

A análise estatística dos ensaios de viabilidade celular foi realizada através do

teste de Tukey.

122

3.8.3 AVALIAÇÃO DA MORFOLOGIA CELULAR USANDO MEV Posteriormente as células foram cultivadas por 24 horas e 7 dias, processadas

com PBS (phosphate-buffered saline), fixadas em glutaraldeído e tetróxido de ósmio

e desidratadas em série gradual de etanol (50%, 70%, 90% e 100%. Após o ponto

critico e recobrimento com ouro, as morfologias das células cultivadas foram

avaliadas usando através de MEV.

123

4 RESULTADOS

4.1 ZIRCALOY-4

A microestrutura de partida do Zircaloy-4 é mostrada na micrografia FIG 4.1. O

tarugo recebido era comercial e seu histórico de tratamentos termomecânicos,

desconhecido; entretanto, é possível perceber tratar-se de um material com

microestrutura refinada.

FIG 4.1 - Micrografia ao MO de Zircaloy-4 como recebido (barra = 100 µm)

A identificação dos picos de planos resultantes da difração de Raios-X da

amostra de Zircaloy-4 identifica o zircônio HCP α como principal fase presente na

liga e o difratograma é mostrado na FIG. 4.2. A lista de picos do Zircaloy-4 e a lista

de picos do zircônio α da ficha 00-005-0665 ICDD são mostradas na FIG. 4.3. Os

picos com menor intensidade que não foram identificados com a ficha do Zr α,

tiveram sua identificação realizada com as fichas dos óxidos de zircônio, ICDD 01-

083-0810 referente ao ZrO2 de estrutura ortorrômbica e 01-073-0958 referente ao

Zr3O de sistema cristalino romboedral.

124

É mostrado na FIG. 4.4 o aspecto macroscópico do corpo de prova de

Zircaloy-4 deformado por 2 passes a 350ºC.

FIG. 4.2 - Difratograma do Zircaloy-4 como recebido e identificação da fase α.

FIG. 4.3 - Lista de picos experimentais do Zircaloy-4 (laranja) e picos da ficha 00-

005-0665 ICDD (vermelho).

125

FIG. 4.4 - Zircaloy-4 deformado por ECA a 350ºC por 2 passes.

Os resultados de microdureza das amostras deformadas de Zircaloy-4

deformadas por ECA a quente são mostrados na TAB. 4.1. É observado que com 2

passes ocorreu um incremento significativo na dureza no sentido transversal e ainda

maior no sentido longitudinal.

TAB. 4.1 – Resultados de microdureza das amostras deformadas por ECA a 350º C.

Amostra Microdureza Vickers

Zircaloy-4 Trans como recebido 172±22 HV

Zircaloy-4 Transversal com 2 passes 238±11 HV

Zircaloy-4 Longitudinal com 2 passes 252±21 HV

Após a tentativa frustrada de deformação a frio que resultou na fratura do

material, a amostra após a deformação foi preparada para microscopia óptica (FIG.

4.5).

126

FIG. 4.5 – Micrografia ao MO de Zircaloy-4 após a deformação sem sucesso em

ECA com 1 passe a frio.

Com a finalidade de observar a microestrutura da amostra deformada por ECA

com 1 passe e tentar estabelecer os mecanismos de deformação que possam ter

levado à fratura do material, foi realizada a análise das amostras por EBSD com WD

de 10 mm e a média do índice de confiança foi de 0,25.

O corpo de prova em L teve sua seção longitudinal preparada para EBSD e o

aspecto macroscópico desta deformação interrompida é mostrado na FIG. 4.6.

FIG. 4.6 - Macrografia da amostra de Zircaloy-4 deformado e fraturado com 1 passe

por ECA a frio.

127

Mostra-se na FIG 4.7 o mapa de orientação, a imagem de MEV, o mapa de

confiabilidade e mapa de EDS de Zircaloy-4 deformado. É possível observar a

presença de maclas.

(a) (b) (c) (d) (e)

FIG. 4.7 – Análise por EBSD de Zircaloy-4 deformado por ECA com 1 passe a frio

(a) Mapa de orientação, (b) MEV, (c) mapa de índice de confiança, (d) EDS, (e)

código de cores de orientação (barra = 40 µm).

A FIG 4.8 mostra a microestrutura do Zircaloy-4 como recebido, vista por campo

claro de MET. É possível observar a morfologia de subgrãos alongados provenientes

dos tratamentos termomecânicos realizados no material. A quantidade de

discordâncias observadas na FIG. 4.9 denota um material em estado deformado.

FIG 4.8 – Micrografia de MET de Zircaloy-4 como recebido.

128

FIG 4.9 - Micrografia de MET de Zircaloy-4 como recebido com presença de

discordâncias.

A varredura automática de uma pequena região com microestrutura equivalente

à mostrada na FIG. 4.8 permitiu a construção do mapa de orientação do Zircaloy-4

como recebido e da imagem de campo claro virtual como é visto na FIG. 4.10. A

desorientação entre as duas regiões no mapa vista na FIG. 4.11, mostra que a

presença de uma macla.

FIG. 4.10 - Mapa de orientação com linha tracejada referente ao gráfico de

desorientação de Zircaloy-4 CR e imagem de campo claro virtual através de

ACOM/MET.

129

FIG. 4.11 - Gráfico de desorientação do Zircaloy-4 CR.

Nas FIGs. 4.12, 4.13 e 4.14 é possivel observar o aumento considerável de

discordâncias na microestrutura do Zircaloy-4 após 2 passes de ECA.

FIG. 4.12 - Micrografia de MET de Zircaloy-4 deformado por 2 passes de ECA a

350ºC no sentido transversal.

130





Na FIG. 4.15 é possivel observar o mapa de orientação do Zircaloy-4 deformado

por 2 passes a 350º C no sentido transversal e a imagem de campo claro virtual.

Nota-se que somente contornos de baixo ângulo são formados.

131

FIG. 4.15 – Micrografia por ACOM/TEM de Zircaloy-4 deformado por 2 passes de

ECA a 350ºC (a) imagem de campo claro virtual (barra = 0,5 µm), (b) referência de

cores de figura de polo inversa (barra = 1 µm), (c) mapa de orientação no eixo Z

(barra = 0,5 µm).

4.2 ZIRCÔNIO

As amostras de zircônio foram deformadas com a matriz ECA a temperatura de

350oC e o aspecto macroscópico das mesmas pode ser visto na FIG. 4.16.

FIG. 4.16 - Amostras de zircônio deformados por ECA a 350ºC com (a) 1 passe

(cortada para preparação de amostras), (b) 2 e (c) 3 passes, que estão em L e (d) 4

passes.

132

A microdureza do zircônio como recebido foi 248±16 HV. Os resultados de

microdureza do Zr recozido, Zr deformado por ECA com 1, 2, 3 e 4 passes são

vistos na FIG. 4.17. Os ensaios foram realizados utilizando-se uma carga de 300 g,

aplicada por 15 s.

FIG. 4.17 - Resultados de microdureza nos sentidos transversal e longitudinal de

corpos de prova de Zr recozido e deformado por ECA de 1 a 4 passes a 350ºC.

Com o objetivo de avaliar o tamanho de grão da amostra como recebida de

zircônio, processado no forno VAR da UFRJ, a macrografia da seção longitudinal é

vista através de microscopia de luz, na FIG. 4.18 e pode-se concluir que o tamanho

de grão aproximado é da ordem de 1 mm. Tal tamanho de grão pode ser justificado

devido ao fato do tarugo recebido estar no estado bruto de fusão.

200

210

220

230

240

250

260

270

280

Recoz

Transv

Recoz

Long

1 passe

Trans

1 passe

Long

2

passes

Trans

2

passes

Long

3

passes

Trans

3

passes

Long

4

passes

Trans

4

passes

Long

Microdureza Vickers (HV)

133

FIG. 4.18 - Macrografia de Zr como recebido.

Na FIG. 4.19 é possível observar o espectro de EDS realizado com feixe de

elétrons aberto. Nota-se a presença, além dos picos referentes ao zircônio, do pico

de oxigênio, porém com baixa intensidade.

FIG. 4.19 - Espectro de EDS do Zr como recebido realizado em MET com feixe

aberto.

O difratograma do zircônio com a identificação dos picos pode ser visto na FIG.

4.20 e a lista de picos do zircônio analisado por DRX e picos da ficha 00-005-0665

134

ICDD, zircônio HCP α são mostrados na FIG. 4.21. Os picos de baixa intensidade

foram identificados com a ficha ICDD 01-083-0810, referente ao óxido de zircônio,

ZrO2 (com sistema cristalino ortorrômbico).

FIG. 4.20 - Difratograma do zircônio como recebido e identificação da fase α.

FIG. 4.21 – Lista de picos experimentais do zircônio como recebido (laranja) e picos

da ficha 00-005-0665 ICDD (vermelho).

O aspecto microscópico das amostras de

tarugo, pode ser visto na FIG. 4.

identificar um ponto triplo entre três grãos

a interseção de dois grãos com aparentes orientações cri

mostrada na FIG. 4.22 (c) a microestrutura com morfologia Widmanstätten

4.22 (d) um maior detalhamento desta morfologia

microestrutura distinta no interior deste reticulado de fase

de transformação martensítica

FIG 4.22 - Micrografia de MO de

com presença de um ponto triplo entre três grãos

orientação entre dois grãos

morfologia de Widmanstätten

São vistas nas FIGs. 4.

vácuo e 750º C, e de (a)-(c) é

ainda é presente. No interior do reticulado parece ter havido nucleação de fase

135

O aspecto microscópico das amostras de Zr, retiradas na seção transversal do

pode ser visto na FIG. 4.22 em quatro aumentos distintos. É

identificar um ponto triplo entre três grãos na FIG 4.22(a). Mostra-se na

a interseção de dois grãos com aparentes orientações cristalográficas distintas.

a microestrutura com morfologia Widmanstätten

um maior detalhamento desta morfologia. As setas indicam uma

microestrutura distinta no interior deste reticulado de fase α, provavelmente

de transformação martensítica, devido ao elevado teor de oxigênio.

Micrografia de MO de Zr como recebido no sentido transversal. (a)

com presença de um ponto triplo entre três grãos (b) detalhe mostrando

orientação entre dois grãos. (c) morfologia de Widmanstätten (d) maior detalhe da

morfologia de Widmanstätten do Zr como recebido.

São vistas nas FIGs. 4.23 as microestruturas do Zr CR após o recozimento a

(c) é possível observar que a morfologia de Widmanstätten

No interior do reticulado parece ter havido nucleação de fase

na seção transversal do

atro aumentos distintos. É possível

se na FIG. 4.22 (b)

stalográficas distintas. É

a microestrutura com morfologia Widmanstätten e na FIG.

As setas indicam uma

provavelmente α´, fruto

transversal. (a) região

etalhe mostrando diferença de

maior detalhe da

como recebido.

CR após o recozimento a

observar que a morfologia de Widmanstätten

No interior do reticulado parece ter havido nucleação de fase α,

136

podendo-se especular que esta transformação (α´→ α) esteja associada a uma

precipitação de óxidos durante o recozimento.

FIG. 4.23 - Micrografia de MO de Zr como recebido, recozido a 750ºC no sentido

longitudinal, (a) Aspecto morfológico da microestrutura, (b) Detalhe do aspecto de

Widmanstätten, (c) Morfologia mostrando regiões escuras e claras com possível

origem na transformação da fase martensítica em fase α.

As micrografias do Zr deformado no sentido longitudinal por ECA após 1

passe são vistas na FIG. 4.24. A morfologia Widmanstätten não parece estar mais

presente, como constatado nas micrografias do material como recebido e recozido.

Após o recozimento, pode-se sugerir que ocorreu transformação α´→α, mudando a

morfologia da região mais escura da micrografia, porém com relação de orientação

diferente da fase α prévia, de morfologia lenticular.

137

FIG. 4.24 - Micrografia de MO de Zircônio deformado por ECA a 350ºC com 1 passe

(a) longitudinal, (a) morfologia sem presença de Widmanstätten, (b) detalhe da

micrografia anterior, (c) detalhe sugerindo maclas na microestrutura.

É possível observar a modificação na microestrutura, comparado com a de

partida do Zr CR recozido a 750º visto na FIG. 4.23. A FIG 4.24 (c) mostra maclas

provenientes da deformação por ECA com 1 passe.

A FIG. 4.25 exibe as microestruturas das amostras deformadas após 2

passes e é possível observar uma mudança pronunciada em comparação à amostra

com 1 passe de ECA.

138

FIG. 4.25 - Micrografia de MO de Zr deformado por ECA a 350ºC com 2 passes no

sentido longitudinal, (a) aspecto da microestrutura, (b) detalhe da microestrutura, (c)

morfologia não definida da microestrutura.

A FIG. 4.26 mostra a evolução microestrutural que ocorreu no material

deformado após 3 passes de ECA, com menor ampliação. Comparando-se tal figura

com a FIG. 4.22, pode-se notar a diferença das microestruturas de partida e após o

recozimento e deformação por ECA com 3 passes.

139

FIG. 4.26 - Micrografia de MO de Zr deformado por ECA a 350ºC com 3 passes no

sentido longitudinal (a) o aspecto da morfologia sem padrão definido (b) detalhe da

micrografia anterior, (c) maior aumento com ausência de padrão morfológico

definido.

A FIG. 4.27 mostra microestrutura da amostra de Zr deformada por ECA a 350ºC

com 4 passes. Na região (a) o refinamento da microestrutura detalhado na região (b)

detalhe da região a, e em (c) não é possível identificar padrão morfológico na

imagem.

140

FIG. 4.27 - Micrografia de MO de Zr deformado a 350ºC por ECA com 4 passes no

sentido longitudinal (a) refinamento pronunciado da microestrutura (b) detalhe da

micrografia anterior, (c) ausência de padrão morfológico definido.

As análises realizadas com microscopia eletrônica de transmissão (MET) podem ser

vistas a seguir. Após a deformação com 1 passe de ECA, a microestrutura analisada

apresentou grande quantidade de discordâncias, vistos nas FIGs. 4.28 e FIG. 4.29.

FIG. 4.28 - Micrografia de campo claro de MET de Zr deformado por 1 passe com

ECA a 350ºC.

141

FIG. 4.29 - Micrografia de campo claro de MET de Zr deformado por 1 passe com

ECA a 350ºC.

A FIG. 4.30 mostra a imagem virtual de campo claro e o mapa de orientação

formada a partir de varredura por nanodifração de elétrons da amostra de Zr

deformado por ECA com 1 passe.

(a) (b)

(c)

FIG. 4.30 – Micrografia por ACOM/MET de Zr deformado por 1 passe com ECA a

350ºC (a) figura de campo claro virtual, (b) mapa de orientação por por identificação

automática em MET, (c) referência de cores de uma figura de polo inversa

(barra = 1 µm).

142

Nas FIGs. 4.31 e 4.32 é possivel observar um aumento da densidade de

discordâncias no Zr deformado por 3 passes com ECA em comparação com a

amostra deformada com 1 passe em ECA.

FIG. 4.31 - Micrografia de campo claro de MET de Zr deformado por 3 passes com

ECA a 350ºC (barra = 200 nm).


ECA a 350ºC.

A FIG. 4.33 apresenta os possíveis contornos entre três grãos e a FIG. 4.34

representa a imagem de campo claro virtual obtida por nanodifração de elétrons. É

possível observar a semelhança entre as imagens virtual e no modo imagem do

143

TEM, sendo que a virtual representa o inverso no sentido longitudinal da imagem

observada na FIG 4.33 e com menor resolução.


ECA a 350ºC (barra - 0,5 µm).

Na FIG. 4.34 é possível notar com o mapa de orientação que os defeitos

apresentados na FIG 4.33 não representavam contornos de grão, uma vez que a

orientação entre os grãos era menor que 15º, sem diferença significativa de

orientação entre os mesmos. Na região inferior da mesma figura, é possível

observar a presença de grãos submicrométricos.

(a) (b)

FIG. 4.34 - Micrografia por ACOM/MET de Zr deformado por 3 passes com ECA

a 350ºC (a) Figura de campo claro virtual (barra = 1 µm), referência de cores figura

de polo invertida de material, (c) ) mapa de orientação realizado por identificação

automática (barra = 1 µm).

144

A FIGs. 4.35 apresenta a microestrutura da amostra deformada por 4 passes em

ECA a 350ºC e morfologia semelhante à amostra com 3 passes de ECA vistas nas

FIGs 4.32 e 4.33 de MET no modo imagem.


ECA a 350ºC.

Na FIG. 4.36 é mostrada a imagem de campo claro da amostra de Zr deformado

por ECA com 4 passes a 350ºC e nas FIGs. 4.37, 4.38 e 4.39 observam-se as

imagens de campo escuro da mesma região vista na FIG. 4.36. Nota-se que de

acordo com a região da figura de difração selecionada pela abertura da objetiva para

realizar o campo escuro, diferentes domínios cristalinos estarão na condição de

Bragg e serão “iluminados”. Esta tem constituído uma forma tradicional de avaliar o

tamanho de grão por MET.


ECA a 350ºC.

145

FIG. 4.37 - Micrografia de campo escuro de MET de Zr deformado por 4 passes com

ECA a 350ºC.


ECA a 350ºC.


ECA a 350ºC.

Na FIG. 4.40 são observadas

varreduras de nanodifração de elétrons

variado. Os resultados das imagens mostram notável diferença no aparente

tamanho de grão da imagem formada.

FIG. 4.40 – Figura de camp

selecionada por nanodifração de elétrons de

As imagens da FIG. 4.

deformado por ECA com 4 passes no sentido transversal e

mesma região realizados através

de correlação e de confiabilidade

4.42 é possível observar a desorientação maior que 15º

incluídos na linha traçada na

micrométricos na estrutura, porém,

submicrométricos com desorientação maior que 15º, ficando claro que o refinamento

146

observadas imagens de campo escuro virtuais a partir de

nanodifração de elétrons, onde o tamanho da abertura virtual foi

Os resultados das imagens mostram notável diferença no aparente

tamanho de grão da imagem formada.

Figura de campo escuro virtual formada através de abertura virtual

selecionada por nanodifração de elétrons de Zr deformado por ECA com

350ºC.

As imagens da FIG. 4.41 representam a imagem virtual de campo claro do

deformado por ECA com 4 passes no sentido transversal e o mapa de orientação da

mesma região realizados através de ACOM/MET, assim como os mapas de índice

confiabilidade da identificação. De acordo com o gráfico da FIG.

observar a desorientação maior que 15º dos grãos que foram

incluídos na linha traçada na FIG. 4.41 (a). Nota-se também a existência de grãos

micrométricos na estrutura, porém, observa-se também a presença de grãos

com desorientação maior que 15º, ficando claro que o refinamento

de campo escuro virtuais a partir de

onde o tamanho da abertura virtual foi

Os resultados das imagens mostram notável diferença no aparente

de abertura virtual

ECA com 4 passes a

representam a imagem virtual de campo claro do Zr

mapa de orientação da

os mapas de índice

cordo com o gráfico da FIG.

dos grãos que foram

a existência de grãos

a presença de grãos

com desorientação maior que 15º, ficando claro que o refinamento

147

de grão foi alcançado. O tamanho de grão médio estimado pelo programa TSL foi de

aproximadamente 300 nm.

FIG. 4.41 – Micrografia de Zr deformado por ECA com 4 passes a 350ºC por

ACOM/TEM (a) mapa de orientação com linha para avialiação da desorientação

entre os grãos, (b) referência de cores de figura de polo, (c) imagem de campo claro

virtual (d) mapa de índice de correlação (f) mapa de índice de confiabilidade

(barras - 1 µm).

(a) (c)

(b)

(d) (e)

148

FIG. 4.42 - Gráfico de desorientação referente à linha traçada no mapa de

orientação da FIG. 4.41.

O zircônio empregado nas deformações por HPT foi o material como

recebido, sem tratamentos térmicos ou demais processamentos. Após a deformação

por HPT com 5 voltas e 5 GPa, as amostras analisadas por MET tinham morfologia

mostrada nas FIGs. 4.43, 4.44 e 4.45. O refinamento dos grãos pode ser claramente

notado, juntamente com a grande quantidade de deformação acumulada. Após a

deformação, os valores de microdureza Vickers foram de 430±38 HV.

FIG. 4.43- Micrografia de campo claro de MET de Zr deformado por HPT com 5

GPa e 5 voltas completas a frio.

149

FIG. 4.44 - Micrografia de campo claro de MET de Zr deformado por HPT com 5


FIG. 4.45 - Micrografia de campo claro de MET de Zr deformado por HPT com 5


O gráfico de desorientação FIG. 4.46 foi gerado pela linha tracejada no mapa de

orientação, construído através de nanodrifração de elétrons que é visto na FIG 4.47.

Em (a) pode-se observar o mapa de orientação, em (c) o mapa de fases, (d) figura

de campo claro virtual, (e) mapa de confiabilidade e (f) mapa de índice de

correlação. A identificação automática de fases de zircônio após HPT por

ACOM/MET destas imagens, permitiu observar a presença das fases α, ω e β,

ausência de orientação preferencial e tamanho de grão médio na ordem de 63 nm. A

quantificação de fases nesta identificação foi 43% de Zr α, 16% de Zr β e 41% de Zr

ω.

150


orientação da FIG.4.47.

151

FIG. 4.47 - Micrografia de Zr deformado por HPT com 5 GPa e 5 voltas completas a

frio por ACOM/MET (a) Mapa de orientação do Zr deformado por HPT com linha

desenhada para avaliação de desorientação, (b) referência de cores de figura de

polo inversa, (c) mapa de fases (Vermelho – Zr α, verde – Zr β e ciano – Zr ω, (d)

figura de campo claro virtual, (e) mapa de confiabilidade, (f) mapa de índice de

correlação, (barra - 0,5 µm).

A FIG. 4.48 mostra os mapas construídos por ACOM/MET de outra região do Zr

deformado por HPT. Em (a) pode-se observar o mapa de orientação, em (c) o mapa

de fases, (d) figura de campo claro virtual (e) mapa de confiabilidade e (f) mapa de

índice de correlação, além do gráfico de desorientação visto na FIG. 4.49. A

identificação automática de fases de zircônio após HPT permitiu observar ausência

de orientação preferencial. Foi também observado,

da fase α remanescente,as fases transformadas

estimado nesta identificação foi de 58 nm

identificação foi de aproximadamente fase Zr

FIG. 4.48 - Micrografia de Zr

frio por ACOM/MET (a) Mapa de

desenhada para avaliação de desorientação,

polo inversa, (c) mapa de

figura de campo claro virtual, (e) mapa de confiabilidade, (f) mapa

152

. Foi também observado, além da presença

as fases transformadas ω e β. O tamanho de grão médio

do nesta identificação foi de 58 nm. A quantificação de fases nesta

identificação foi de aproximadamente fase Zr α 84%, fase β e 10% fase

Zr deformado por HPT com 5 GPa e 5 voltas completas

MET (a) Mapa de orientação do Zr deformado por HPT

desenhada para avaliação de desorientação, (b) referência de cores de

apa de fases (Vermelho – Zr α, verde – Zr β e ciano

figura de campo claro virtual, (e) mapa de confiabilidade, (f) mapa

correlação, (barra - 1µm).

presença pronunciada

O tamanho de grão médio

. A quantificação de fases nesta

e 10% fase ω 6%.

com 5 GPa e 5 voltas completas a

deformado por HPT com linha

referência de cores de figura de

e ciano – Zr ω, (d)

figura de campo claro virtual, (e) mapa de confiabilidade, (f) mapa de índice de

153


orientação da FIG.4.48.

4.3 Zr-2,5Nb

A micrografia feita por MEV com elétrons secondários da amostra de Zr-2,5Nb

como recebido é apresentada na FIG. 4.50. O tamanho de grão aproximado é de 7

µm e é possivel observar um precipitado na região inferior da micrografia.

154

FIG. 4.50 - Micrografia de MEV de Zr-2,5Nb como recebido e atacado com feixe de

íons.

As amostras obtidas após a deformação de HPT são mostradas nas FIG.

4.51.

FIG 4.51 - Amostras de Zr-2,5Nb após deformação por HPT a frio com 5 GPa e 5

voltas.

O perfil de microdureza da liga Zr-2,5Nb HPT foi avaliada com o auxílio do

equipamento de microdureza automático Leco (Michigan - USA) localizado no

LNNano, com carga de 100 g por 15 s e um mapa deste perfil de microdureza foi

construído mostrando a variação de microdureza imposta pelo método de HPT, visto

na FIG. 4.52. O perfil foi realizado em apenas uma região da amostra de HPT, uma

155

vez que, devido à sua espessura e problemas durante a preparação do embutimento

e posterior lixamento e polimento, ocorreu perda de parte do corpo de prova. A

microdureza do Zr-2,5Nb como recebido era de 170±9 HV.

FIG. 4.52 - Perfil de microdureza do Zr-2,5Nb deformado por HPT com 5 GPa e 5

voltas a frio (Escala: largura - 2,36 mm).

A FIG. 4.53 apresenta a morfologia da amostra de Zr-2,5Nb deformada por HPT,

na qual somente é possível observar a presença de precipitados e um aspecto geral

da microestrutura, sem maiores identificações, uma vez que a microscopia de luz

não possui resolução apropriada para a observação do tamanho de grão nas

amostras. Na FIG. 4.54 é possivel identificar com maior detalhe os precipitados

ainda remanescentes na microestrutura após a deformação por HPT.

156

FIG. 4.53 - Micrografia de MO de Zr-2,5Nb deformado por HPT.

FIG. 4.54 - Micrografia de MO de Zr-2,5Nb deformado por HPT.

As micrografias de campo claro analisadas por MET de Zr-2,5Nb como

recebido são mostradas nas FIGs. 4.55 e 4.56. Precipitados são observados com

maior detalhamento na FIG. 4.57, 4.58 e 4.59 e na FIG. 4.60 é visto um ponto triplo

do Zr-2,5Nb como recebido.

157

FIG. 4.55 - Micrografia de campo claro de MET de Zr-2,5Nb como recebido.

FIG. 4.56 - Micrografia de campo claro de MET de Zr-2,5Nb como recebido (barra -

200 nm).


158


Os precipitados observados na FIG. 4.59 parecem ter um revestimento externo.

Isso se verdadeiro, pode ter ocorrido durante algum tratamento térmico, na região do

campo bifásico (α + βII), gerando alguma difusão de Nb da matriz para as

proximidades dos precipitados. É possível também observar a presença de

pequenos precipitados na matriz, que podem ser formados pelo óxido de zircônio.

FIG. 4.59 - Micrografia de campo claro de MET de Zr-2,5Nb como recebido no qual o

detalhe do precipitado de βII é mostrado.

159

FIG. 4.60 - Micrografia de campo claro de MET de Zr-2,5Nb como recebido

(barra - 200 nm).

Na FIG. 4.61 é apresentada a difração de campo selecionado da matriz do Zr-

2,5Nb como recebido, que foi identificado com a ficha ICSD 43700. A análise de

textura por DRX não foi realizada, porém o material como recebido é empregado

como tubo que acondiciona o combustível nuclear, e tal aplicação requer que o

material possua determinada textura cristalográfica, basicamente com a maior parte

dos planos basais paralelos ao eixo do tubo. Na observação realizada ao MET,

qualquer região da matriz tinha fase α e eixo de zona [0001] sempre muito próximo a

condição de Bragg, desta forma, presume-se que o material apresente forte textura.

FIG. 4.61 – Figura de SAD da matriz do Zr-2,5Nb como recebido.

160

Com o objetivo de identificar os precipitados do Nb no Zr-2,5Nb como recebido,

foi realizado o EDS na imagem obtida por STEM vista na FIG. 4.62.

FIG. 4.62 - Micrografia de STEM campo claro de Zr-2,5Nb como recebido (barra - 500 nm).

Na FIG. 4.63 é possível que o Nb represente o principal constituinte dos

precipitados dispersos na matriz da amostra de Zr-2,5Nb como recebido e que o Zr

seja o principal constituinte da matriz.

FIG. 4.63 - Mapa de EDS do Zr-2,5Nb como recebido de Zr, Nb e O, mostrando

os precipitados de Nb.

161

Foi realizada outra varredura com STEM vista na FIG. 4.64 do Zr-2,5Nb e na

FIG. 4.65 os espectros de EDS referentes aos pontos 1 (a), 2(b), 3(c), 4(d), 5(e) e

6(f).

FIG. 4.64 - Mapa de EDS do Zr-2,5Nb como recebida de Zr e Nb mostrando os

precipitados e os pontos realizados na análise de EDS.

FIG. 4.65 - Espectros de EDS referente aos pontos 1 (a), 2(b) 3 (c) e 4 (d), 5(e), 6(f)

da FIG. 4.64.

162

A quantificação dos elementos revelou nos pontos 1 e 3 um percentual de Zr de

22,76 ± 1,09 e 34,38±1,61. Já os de Nb apresentaram valores de 77,24±1.98 e

65,62±2,31 respectivamente. No ponto 2, foi encontrado um percentual de Zr de

100,00±3,01 e no ponto 4, 50,05±1,52% de Zr e 49,95±1,79% de Nb.

No EDS apresentado na FIG. 4.65 foi possivel estimar que o percentual de Nb

no precipitado era de aproximadamente 75%.

Os resultados de identificação automática de fases e mapa de orientação podem

ser vistos na FIG. 4.66 e 4.67 respectivamente, que foi realizado utilizando-se as

fichas ICSD 00-005-0665 ICDD do Zr HCP e para a fase βII, a célula unitária foi

construída através da lei de Vegard (NAM et al. 2006), a partir da ficha 01-089-3715

do Nb CCC considerando-se um teor de Nb de 85%. É possivel notar que os

precipitados são constituídos por fase βII.

FIG. 4.66 - Mapa de fases de Zr-2,5Nb como recebido; vermelho - fase α zircônio e

ciano - fase βII.

163

FIG. 4.67 - (a) Mapa de orientação do Zr-2,5Nb como recebido (b) figura de polo

inversa do zircônio α e (c) figura de polo inversa do zircônio β.

As micrografias de campo claro por MET do Zr-2,5Nb deformado por HPT são

vistas nas FIGs. 4.68, 4.69 e 4.70. O refinamento dos grãos é observado de forma

clara, assim como a grande quantidade de deformação acumulada. A figura de

difração do Zr-2,5Nb deformado por HPT é apresenta na FIG. 4.71.

FIG. 4.68 - Imagem de MET de Zr-2,5Nb deformado por HPT com 5 GPa e 5 voltas

completas a frio.

164

FIG. 4.69 - Imagem de MET de Zr-2,5Nb deformado por HPT com 5 GPa e 5 voltas

completas a frio.

FIG. 4.70 – Imagem de MET de Zr-2,5Nb deformado por HPT com 5 GPa e 5 voltas

completas a frio.

FIG. 4.71 - Figura de difração do tubo Zr-2,5Nb deformado por HPT com 5 GPa e 5

voltas completas a frio, L=150 cm.

165

Na FIG. 4.72 é possivel observar a imagem de STEM e identificação por EDS

dos precipitados de Nb, ainda presentes na matriz de Zr-2,5Nb deformado por HPT.

FIG. 4.72 - Mapa de EDS do Zr-2,5Nb de Zr e Nb presente nos precipitados de Nb

deformado por HPT com 5 GPa e 5 voltas a frio.

A FIG. 4.73 mostra mais detalhadamente os precipitados de Nb presentes na

matriz do Zr-2,5Nb deformados por HPT. Desta forma, nota-se que a deformação

severa não alterou a morfologia ou esturura dos precipitados existentes no material

como recebido. Porém, a morfologia da matriz foi alterada, demostrando que a

deformação severa na microestrutura do Zr-2.5Nb afeta a fase da matriz,

observando-se a notável presença da deformação acumulada.

166

l

FIG. 4.73 - Mapa de EDS do Zr-2,5Nb deformado por HPT com 5 GPa e 5 voltas a

frio mostrando os precipitados de Nb no mapa em rosa, em imagem mais detalhada.

Na FIG. 4.74, a imagem de campo claro virtual é apresentada e na FIG. 4.75 é

mostrado o mapa de fases presentes no Zr-2,5Nb deformado por HPT tendo

presente as seguintes fases: α-Zr HCP, ω-Zr HS, βI (predominantemente Zr) CCC, βII

(predominantemente nióbio) CCC. As fases α Zr e βII, utilizadas na identificação,

foram descritas anteriormente. Para a fase ω a ficha 00-026-1399 ICDD, foi usada

para construir o padrão teórico de difração. Para a fase βI, uma célula unitária foi

construída através da lei de Vegard (NAM et al. 2006), a partir das fichas ICDS de

01-089-4792 do Zr CCC com 20% de Nb. A quantificação de fases nesta

identificação mostrada na FIG. 4.75 forneceu percentuais de 57,8% de βI, 9,9% de

ω, 27,4% de α e 4,9% de βII.

A FIG. 4.76 mostra o mapa de orientação e a referência de cores da mesma

amostra de Zr-2,5Nb deformada por HPT. É possível observar a presença de grãos

da ordem de 50 nm.

FIG. 4.74 - Micrografia de campo claro virtual de MET de

HPT com 5 GPa e 5 voltas completas

FIG 4.75 - Mapa de fases

com 5 GPa e 5 voltas completas

amarelo

(a)

FIG 4.76 – (a) Mapa de orientação

por HPT com 5 GPa e 5 voltas completas

polo inversa (cúbico) (c) referência de cores da

167

Micrografia de campo claro virtual de MET de Zr-2,5Nb

HPT com 5 GPa e 5 voltas completas (barra - 0,1 µm

Mapa de fases através de ACOM/MET do Zr-2,5Nb deformado por

com 5 GPa e 5 voltas completas. Referência de cores: fase α - vermelho,

amarelo, βI - azul, βII - ciano, (barra - 0,1 µm).

orientação através de ACOM/MET do Zr-2,5Nb deformado

com 5 GPa e 5 voltas completas a frio (b) referência de cores da figura de

referência de cores da figura de polo inversa

(barra - 0,1 µm).

2,5Nb deformado por

0,1 µm).

2,5Nb deformado por HPT

vermelho, ω -

2,5Nb deformado

referência de cores da figura de

figura de polo inversa (hexagonal)

A FIG. 4.77 mostra o mapeamento

amostra de Zr-2,5Nb deformado por HPT. É possivel

escolha dos parâmetros usados p

diferenças nos mapeamento

de índice de correlação.

FIG. 4.77 – Micrografias por ACOM/METGPa e 5 voltas completas a frio(d) índice de correlação, (e)

calibrações de comprimento de câmera(4) ponto de confiabilidade alta

alta sobre fase βII identificada visualmenteconfiabilidade alta sobre fase

confiabilidade alta sobre fase vermelho,

168

mostra o mapeamento de outra região realizado por ACOM/TEM na

2,5Nb deformado por HPT. É possivel observar que de acordo com a

dos parâmetros usados para calibrar as imagens, são encontrad

amentos de fases, de orientação, de índice de

por ACOM/MET de Zr-2,5Nb deformado por HPT com 5 a frio. Mapas de (a) fases, (b) orientação, (c) campo claro,

, (e) índice de confiabilidade. O números correspondem as de comprimento de câmera realizadas com diferentes parâmetros

confiabilidade alta em qualquer fase (2) e (3) ponto de confiabilidade identificada visualmente (5) refinamento sobre ponto de

confiabilidade alta sobre fase βII identificada visualmente após ponto de confiabilidade alta sobre fase α (barra = 0,1µm). Referência de cores:

vermelho, ω - amarelo, βI - azul, βII – ciano.

realizado por ACOM/TEM na

observar que de acordo com a

encontradas de 1 a 5,

de índice de confiabilidade e

2,5Nb deformado por HPT com 5 as de (a) fases, (b) orientação, (c) campo claro,

úmeros correspondem as parâmetros: (1) e

ponto de confiabilidade refinamento sobre ponto de

identificada visualmente após ponto de . Referência de cores: fase α -

169

Nota-se que aparentemente na linha 5, que foi realizada com a calibração com

um padrão da fase βII, em uma região da varredura que tinha um precipitado desta

fase. Nesta mesma linha foi gerada uma identificação bastante favorável, porém

com fase α predominante. Mais uma vez, pode-se associar esta diferença de

presença de fases predominantes entre as varreduras devido à heterogeneidade da

microestrutura, já que nesta varredura as transformações de fase não parecem ter

ocorrido tanto quanto foi observado na FIG. 4.75. É possivel que a região da

varredura da FIG. 4.77 seja próxima ao centro e a transformação de fases não tenha

sido tão efetiva quanto a que ocorreu na FIG. 4.75, na qual a fase βI é predominante.

É importante ressaltar que este tipo de material é desafiador, uma vez que possui

fases com parâmetros de rede bastante próximos e com mesma simetria de rede,

esta forma, estamos trabalhando com o limite de identificação da técnica.

O difratograma do tubo de Zr-2.5Nb é apresentado na FIG. 4.78, mostrando a

presença da fase β, além da fase zircônio HCP α. Os picos do Zr-2,5Nb comparados

com os picos teóricos da ficha 00-005-0665 ICDD do zircônio HCP e os picos da

ficha 01-089-3715 ICDD do nióbio CCC são mostrados na FIG. 4.79.

FIG. 4.78 - Difratograma de amostra Zr-2.5Nb como recebido.

170

FIG. 4.79 - Lista de picos do Zr-2.5Nb como recebido e teóricos das Fichas ficha 00-

005-0665 ICDD do Zr HCP e da ficha 01-089-3715 ICDD do Nb CCC.

O difratorgama de Zr-2,5Nb pós o processamento por HPT é mostrado na FIG.

4.80. É possivel atentar na identificação, a transformação das fases α ainda

remanescente, para fases βI e ω. A lista de picos teóricos do Zr-2,5Nb deformado

por HPT, a lista de picos das fichas 00-005-0665 ICDD do zircônio HCP, os picos da

ficha 01-089-3715 ICDD do nióbio CCC, da ficha 01-089-4792 do zircônio CCC e da

ficha 00-026-1399 são vistos na FIG 4.81. Os picos menos intensos não

identificados com as fichas Zr α e Nb β, foram identificados com a ficha ICDD 00-

016-0733 que representa o óxido do Nb com estequiometria Nb12O29 e sistema

cristalino monoclínico.

171

FIG. 4.80 – Difratograma de amostra Zr-2.5Nb deformada por HPT com 5 GPa e 5

voltas a frio.

FIG. 4.81 - Lista de picos do Zr-2.5Nb processado por HPT com 5 GPa e 5 voltas a

frio e picos teóricos das fichas de Zr-α, Zr-β, Nb-β e Zr-ω.

172

4.3.1 BIOCOMPATIBILIDADE DE Zr-2,5Nb e Zr-2,5Nb DEFORMADO POR HPT

4.3.1.1 CONTAGEM NA CÂMARA DE NEUBAUER APÓS 24 HORAS

Os resultados da contagem das células, pré-osteoblastos MC3T3-E1, cultivados

por 24 horas sobre a superfície das amostras controle, Zr como recebido e Zr

deformado por HPT e Thermanox são vistos na FIG. 4.82. Percebe-se que não

existe diferença estatística entre os grupos controle e não deformado (Zr-2,5Nb

como recebido), porém o grupo Zr-2,5Nb deformado por HPT apresentou resultados

inferiores aos outros grupos avaliados com contagem em câmara de Neubauer.

FIG. 4.82 - Resultados de contagem de células cultivadas por 24 horas sobre o

controle, o Zr-2,5Nb CR e Zr-2,5Nb deformado por HPT com 5 GPa e 5 voltas a frio

em câmara de Neubauer.

4.3.1.2 VIABILIDADE CELULAR

As FIGs. 4.83 e 4.84 mostram os pré-osteoblastos observados à microscopia de

luz que foram corados com vermelho neutro.

173

FIG. 4.83 - Células MC3T3-E1 no controle negativo (Thermanox) com vermelho

neutro (NR) incorporado.

FIG. 4.84 - Células MC3T3-E1 no controle negativo (Thermanox) com vermelho

neutro (NR) incorporado em maior aumento.

O gráfico com os resultados de citotoxicidade com os marcadores XTT e NR é

mostrado na FIG. 4.85. É possível observar que não existe diferença significativa

entre os dois grupos testados com os dois marcadores.

174

FIG. 4.85 - Os valores estão expressos com base na taxa de absorbância lida de

acordo com o comprimento de onda obtido no ensaio colorimétrico. O XTT

(tetrazólio) avaliou a atividade mitocondrial (taxa de respiração celular), e o NR

(vermelho neutro) avalia permeabilidade celular nas amostras de Zr-2,5Nb como

recebido e Zr-2,5Nb deformado por HPT 5 GPa e 5 voltas a frio, P>0,05.

4.3.1.3 AVALIAÇÃO DA MORFOLOGIA CELULAR USANDO MEV

Os resultados de MEV das células cultivadas em Zr-2,5Nb como recebido por 24

horas são vistos nas FIG. 4.86 e em maiores detalhes na FIG. 4.87. As células

cultivadas por 24 horas em Zr-2,5Nb deformado por HPT podem ser vistas na FIG.

4.88 e em maior aumento na FIG. 4.89.

.

0,365

0,299

0,204

0,172

Como recebido HPT

XTT

NR

175

FIG. 4.86 - Micrografia de MEV das células MC3T3-E1 aderidas à superfície de Zr-

2,5Nb como recebido com 24 horas (barra - 10 µm).


2,5Nb como recebido com 24 horas.


2,5Nb HPT com 5 GPa e 5 voltas a frio após 24 horas (barra - 10 µm).

176

FIG. 4.89 - Micrografia de MEV das células MC3T3-E1 aderidas à superfície de

Zr-2,5Nb HPT com 5 GPa e 5 voltas a frio após 24 horas (barra - 2 µm).

Foi possível perceber que algumas células cultivadas por 24 horas no Zr-2,5Nb

como recebido estavam encolhidas, apresentando superfície com microvilos,

protuberâncias nas superfícies das células. Por outro lado, as morfologias das

células cultivadas no Zr-2,5Nb deformado por HPT apresentavam superfícies

altamente lisas e espraiadas.

Na FIG. 4.90 pode-se observar uma célula espraiada e aderida no controle

negativo, o Thermanox, mostrando a viabilidade em controle conhecido, das células

cultivadas por 24 horas.

FIG. 4.90 - Controle Thermanox apresentando célula espraiada e aderida no

material após cultura de 24 horas (barra - 10 µm).

177

Os pré-osteoblastos MC3T3-E1 foram ainda cultivados por 7 dias e as

micrografias das células cultivadas sobre Zr-2,5Nb como recebido são mostradas

nas FIGs. 4.91 e 4.92. É possível observar o grande número de células na superfície

de Zr-2,5Nb como recebido. Um pré-osteoblasto espraiado com superfície lisa e

homogênea é visto na FIG. 4.93 e a FIG. 4.94 mostra os detalhes dos filopodos do

pré-osteoblasto acompanhando as marcas do lixamento na superfície do Zr-2,5Nb

como recebido.

FIG. 4.91 - Micrografia de MEV das células MC3T3-E1 aderidas à superfície de

Zr-2,5Nb como recebido com 7 dias.


2,5Nb como recebido com 7 dias (barra - 100 µm).

178



FIG. 4.94 - Micrografia de MEV das células MC3T3-E1 aderidas às superfícies de Zr-


As células MC3T3-E1 cultivadas por 7 dias nas superfícies de Zr-2,5Nb

deformado por HPT, são vistas nas FIGs. 4.95 e 4.96. É notável a grande

quantidade de células aderidas nas imagens e seu alinhamento acompanha as

marcas impressas ao material na preparação da superfície. Na FIG. 4.97 é possível

observar um pré-osteoblasto altamente espraiado, com morfologia lisa, sugerindo

excelente adesão ao Zr-2,5Nb nanoestruturado. Os filopodos acompanham as

ranhuras realizadas na preparação da superfície do Zr-2,5Nb e são nitidamente

observados na FIG. 4.98.

179

.


2,5Nb HPT com 5 GPa e 5 voltas a frio após 7 dias (barra - 100 µm).


2,5Nb HPT com 5 GPa e 5 voltas a frio após 7 dias (barra - 100 µm).

FIG. 4.97- Micrografia de MEV de célula MC3T3-E1 aderida à superfície de Zr-2,5Nb

HPT com 5 GPa e 5 voltas a frio após 7 dias (barra – 10 µm)

180

FIG. 4.98 - Micrografia de MEV da célula MC3T3-E1 aderida à superfície de Zr-

2,5Nb HPT com 5 GPa e 5 voltas a frio após 7 dias (barra – 1 µm).

As células cultivadas no controle negativo estavam espraiadas na superfície

do Thermanox e uma célula com filopodos que ilustra uma boa aderência do

MC3T3-E1 é mostrada na FIG. 4.99.

FIG. 4.99 - Controle Thermanox apresentando pré-osteoblasto espraiada e

aderida no material com 7 dias (barra – 20 µm).

181

5 DISCUSSÃO

No capítulo em questão serão discutidos os resultados apresentados na seção

anterior sendo dividido por material analisado neste trabalho.

5.1 ZIRCALOY-4

Inicialmente o Zircarloy-4 foi usado para testar a matriz de ECA com deformação

a frio pela a utilização das matrizes projetadas no IME e manufaturadas pelas duas

unidades da IMBEL, localizadas em Itajubá e Juiz de Fora. Os ensaios pilotos de

deformação por ECA foram realizados com sucesso com materiais cúbicos, como

alumínio e aço IF. Entretanto, a deformação do Zircaloy-4 por ECA a frio não foi

alcançada sem a fratura do material no primeiro passe de deformação, danificando

as matrizes e o corpo de prova, ainda que tenha sido usada taxa de 5 mm/s. A

fratura do Zircaloy-4 a frio ocorreu devido à geometria da matriz com cantos vivos,

baixa dureza da matriz, somado aos poucos sistemas de deslizamento operantes

em temperatura ambiente. A fratura tinha caráter periódico e paralelo aos planos de

maclagem. Por outro lado, até o presente momento, não foi reportado nenhum

trabalho de deformação por ECA com Zircaloy-4, somente por HPT, em WANG

2012.

A temperatura influencia efetivamente os mecanismos de deformação, uma vez

que, em altas temperaturas, outros sistemas de deslizamento de discordâncias e

maclagem podem ter sido ativados. Esta afirmação pode ser comprovada no

presente trabalho, uma vez que a variação de 50ºC propiciou que a deformação por

ECA ocorresse com sucesso. Durante a deformação de Zircaloy-4, quando foi usada

a temperatura de 350ºC, o sucesso da ECA foi alcançado e, comparativamente,

quando foi empregada a mesma taxa de deformação com temperatura de 300ºC,

ocorreu fratura periódica do material, que pode ser vista na FIG.3.18. Desta forma, a

deformação a quente com uma matriz de ECA de seção circular e aquecimento a

182

350º C, propiciou a realização de 2 passes do Zircaloy-4 através da rota Bc.

Entretanto, a mesma FIG.3.18 mostra pequenas trincas na superfície da amostra

deformada por 2 passes. Foi decidido não continuar com os passes adicionais com o

objetivo de não fraturar as amostras. O material deformado por 1 passe a frio

fraturado, analisado por EBSD evidenciou a presença de maclas. Tal técnica foi

empregada com o objetivo de estabelecer uma relação entre as trincas e a

orientação dos componentes microestruturais após a deformação por 1 passe,

entretanto isto não foi obtido. As deformações por ECA, com as matrizes a frio (I e

II), não tiveram êxito devido a pouca rigidez na região dos canais, abertura das

matrizes durante a deformação, ocorrendo danos nos parafusos e regiões de

encaixe dos mesmos, e atrito causado pela formação de rebarbas decorrentes dos

cantos vivos e abertura da matriz. Além disso, foi realizada uma tentativa de

recobrimento com cobre dos corpos de prova, porém, sem sucesso.

Por outro lado, a baixa taxa de deformação pode ainda ter contribuído para o

insucesso da deformação por ECA a frio. CHOI et al. e LEE & KIM, 2006a, utilizaram

em seus trabalhos uma taxa de 0,83 mm/s nas deformações de Zr a frio. No

presente trabalho, as deformações que resultaram na fratura dos corpos de prova de

Zircaloy-4, tiveram taxas de avanço inconstante e superior aos trabalhos

supracitados, entretanto, com a utilização de taxa alta, houve fratura da matriz III.

Para deformação de materiais como zircônio e titânio, cabe ainda ressaltar a

necessidade de confeccionar uma matriz com uma dureza mais elevada na região

do canal e a utilização de taxa elevada, que afeta a tribologia durante a deformação.

Além disso, LEE & KIM, 2006a relacionam o aumento da presença de maclas à

maior quantidade de passes de ECA, concluindo que a deformação do zircônio é

governada predominantemente por maclagem, do que pelo deslizamento cruzado de

discordâncias como nos materiais cúbicos. Entretanto, apesar da presença de

maclas, pode-se inferir que a grande quantidade de defeitos na microestrutura,

somado à presença de trincas na superfície, poderiam acarretar a fratura periódica

após o segundo passe se houvesse deformações adicionais, como ocorreu em

temperatura ambiente durante o primeiro passe.

183

A microdureza Vickers do material após dois passes de Zircaloy-4 por ECA a

350ºC ocorreu um aumento de mais de 38% no sentido transversal e 46,5% no

sentido longitudinal. O Zircaloy-4 como recebido tinha microdureza de

aproximadamente 172 HV, passando para 238 HV no sentido longitudinal e 252 HV

no sentido transversal. Tais resultados estão de acordo com os dados de ZHAO et

al. 2010, que deformaram titânio a frio e encontraram aumento de 32% de

microdureza Vickers com 2 passes de ECAP na rota Bc usando matriz com canais

de Φ - 120º e Ψ - 20º, diferindo somente do presente trabalho, o ângulo Ψ era 32º.

Nota-se também que, após 2 passes de ECA a quente, houve um aumento na

densidade de discordâncias na microestrutura. Foi possível observar que não

ocorreu um total refinamento da microestrutura. Apesar disso, houve aumento nos

resultados de microdureza.

Outrossim, apesar dos 4 passes não terem sido alcançados, os resultados

encontrados na deformação do Zircaloy-4 por ECA a quente podem ser úteis para

estudos futuros, uma vez que até o presente momento estudos com este tipo de liga

e deformação severa, parecem ainda não terem sido relatados na literatura.

5.2 ZIRCÔNIO

No âmbito da deformação severa, poucos estudos investigaram o zircônio com a

deformação por ECA e segundo seus autores, estes trabalhos ainda são iniciais. A

microdureza do zircônio como recebido, propriedade mecânica avaliada no presente

estudo, foi maior que o esperado para o material sem elementos de liga, no estado

bruto de fusão. A microdureza da amostra como recebida é considerada alta para o

zircônio.

Segundo o ASM HANDBOOK, 2ª Ed, 1992, o oxigênio inicialmente era tido

como uma impureza no zircônio e um considerável esforço foi realizado para sua

eliminação. O oxigênio é um potente endurecedor em temperatura ambiente, uma

vez que é considerado um elemento de liga endurecedor por solução sólida, porém sua

184

efetividade é diminuída em temperaturas elevadas. Assim, o oxigênio mudou para

um agente controlado de solução sólida de liga. O conteúdo de oxigênio na esponja

do processo Kroll varia de 500 a 2000 ppm, de acordo com o número de passos de

purificação e a efetividade de cada passo. A dureza de 130 HV indica uma esponja

macia com uma quantidade de oxigênio em torno de 800 ppm, enquanto que uma

dureza de 173 HV, considerado duro, indica uma quantidade de oxigênio de

aproximadamente 1600 ppm. Uma esponja de zircônio geralmente tem dureza em

torno de 95 HV e contém menos de 100 ppm de oxigênio. Desta forma, os valores

de microdureza encontrados de aproximadamente 240 HV indicam alto teor de

oxigênio, como pode ser constatado pelo mapa de EDS. A presença do pico de

oxigênio com baixa intensidade no espectro, também pode confirmar tal suspeita.

Por outro lado, o oxigênio parece interferir na deformação de materiais hexagonais.

Na microestrutura, átomos intersticiais como o nitrogênio ou oxigênio em Ti e Zr,

aumentam a tensão cisalhante crítica resolvida (TCCR) para o deslizamento nos

principais sistemas (prismático, basal e piramidal) e parecem diminuir a frequência

de maclagem (BRANDÃO, 1993). Ao realizar a deformação a quente, além de

diminuir a microdureza, é possível que a maclagem tenha sido mais pronunciada

com a utilização de maior temperatura, além de ativar outros sistemas de

deslizamento. Ainda com relação à microdureza, pode-se atribuir a maior carga

empregada (5500 kgf) nas deformações por ECA de Zr, do que a utilizada no

Zircaloy-4 (2600 kgf), devido ao alto teor de oxigênio no Zr, produzindo um material

com maior dureza (~215 HV) quando comparado com o Zircaloy-4 (~172 HV).

As macrografias vistas na FIG. 4.8 (a) e (b) do zircônio como recebido

mostraram grãos equiaxiais da ordem de 800 µm, sendo a macroestrutura bastante

heterogênea. Nas micrografias vistas ao microscópio óptico, a microestrutura do

zircônio apresentou morfologia Widmanstätten que pode ter se desenvolvido devido

a variantes de orientação da transformação anterior β→α.

Após o recozimento do zircônio, a microdureza atingiu valores da ordem de

215 HV. Após 1 passe, a microdureza era de aproximadamente 260 HV no sentido

transversal e 240 HV no longitudinal. A microestrutura não apresentava mais a

morfologia de Widmanstätten após 1 passe de ECA. As imagens de MET mostram a

185

grande quantidade de discordâncias na microestrutura, impostas pela deformação

severa por ECA a 350ºC. O mapa de orientação formado através da varredura

automática da nanodifração de elétrons mostra que os grãos têm formato alongado

e a desorientação entre muitos deles, não é superior a 15º. Sendo assim, tais

fronteiras podem ser consideradas bandas de deformação.

Após 2 passes a microdureza não foi drasticamente alterada, ficando em 255

HV no sentido longitudinal e sua média reduzida no sentido transversal, porém o

desvio também foi reduzido. Na microestrutura, a quantidade de defeitos parece

aumentar na observação em microscopia óptica, sendo que a microestrutura não

pode ser definida claramente. Com 3 passes, os valores de microdureza foram

semelhantes a 2 passes e a observação através de microscopia óptica não

demonstrou grandes diferenças na morfologia com 2 e 3 passes.

Depois de 4 passes, as amostras alcançaram média de 250 HV no sentido

transversal e 255 HV no sentido longitudinal, sendo que o espalhamento foi muito

pequeno em cada sentido, indicando maior homogeneidade do material. As imagens

vistas em microscopia óptica não apresentaram morfologia definida e seu aspecto

tem grande semelhança com as imagens de 2 e 3 passes. Através de MET foi

possível observar a presença de muitas discordâncias e o mapa de orientação

mostrou ainda a presença de grãos micrométricos e grãos submicrométricos, com

efetivo refinamento de grão, com o tamanho de grão médio estimado em 300 nm.

O aumento da microdureza encontrado no presente trabalho está de acordo com

a magnitude do aumento avaliado por CAO et al. 2005, uma vez que, a deformação

por ECA com 4 passes na rota Bc parece ter acrescido aproximadamente 50 HV na

microdureza do material.

Desta forma, apesar dos autores supracitados terem usado uma matriz com

angulação diferente, os resultados do presente trabalho também estão de acordo tal

trabalho (CAO, 2005) de Zr deformado por 4 passes por ECA com rota Bc a 350ºC,

relatando a presença de grãos micrométricos e subgrãos submicrométricos,

apresentando heterogeneidade na microestrutura. A heterogeneidade pode também

186

ter sido mantida, uma vez que o material de partida não apresentava microestrutura

homogênea.

Por fim, diante dos resultados apresentados e da literatura consultada, o efetivo

refinamento dos grãos através de ECA e contornos de alto ângulo parece somente

ocorrer após 8 passes, ou com tratamentos termomecânicos adicionais, como

laminação e recozimento. Tais estratégias são observadas em alguns trabalhos

como o de VALIEV et al. 2008b, no qual o emprego tecnológico dos materiais

ultrafinos já é relatado.

No caso do Zr deformado por HPT, a dureza do material foi consideravelmente

aumentada. O material como recebido foi deformado por HPT sem ter sido recozido

e passou de 248 HV para 430±38 HV. É notada a grande heterogeneidade dos

valores de dureza, porém tais resultados foram amplamente abordados por

ZHILYAEV & LANGDON, 2008. A estrutura após a deformação vista por MET

pressupõe o grande refinamento do material, além disso, a identificação de fases

permitiu a visualização de grãos da ordem de 60 nm e ainda propiciar a identificação

da fase ω, que foi transformada da fase α Zr devido à pressão e torção, confirmada

ainda pelos valores maiores que 400 HV, que estão relacionados com a fase ω

como descrito em PÉREZ-PRADO et al. 2008.

A transformação martensítica α→ω ocorrendo em pressões maiores que 2 GPa

foi inicialmente relatada por JAMIESON em 1963, posteriormente foi citada por

OLINGER AND JAMIESON em 1973. A transformação atérmica ω→β foi descrita

por XIA em 1990 para pressões maiores que 30 GPa. Desta forma, a sequência de

transformação para o aumento da pressão era α→ω→β.

Os primeiros trabalhos que sugeriram a transformação do Zr de α→ω,

processado por HPT, foram recentemente conduzidos por PÉREZ-PRADO et. al.

2009 e EDALATI et al. 2009. Posteriormente, uma publicação realizada na Physical

Letters por PEREZ-PRADO & ZHILYAEV no mesmo ano de 2009, identificou a

formação de uma nova fase, formada através de cisalhamento e pressão do Zr por

HPT, examinado por difração de raios X. Os autores relataram a primeira

187

observação direta da fase β relativamente estável em temperatura ambiente,

conseguida através de pressões inferiores aos trabalhos anteriores, em torno de 6

GPa, devido à combinação do cisalhamento com pressão. Os autores ainda

mostraram a total transformação da fase α para as fases ω+β usando o punção não

constrito.

No presente trabalho, nas amostras de Zr deformadas por HPT foi observada a

transformação parcial da fase α para as fases ω+β como pode ser visto na imagem

de identificação de fases na FIG. 4.48, com presença da remanescente fase α.

Porém, na segunda identificação apresentada, apesar da transformação de fases ter

ocorrido, a fase α identificada parece estar em maior quantidade do que na primeira.

Isso pode ser explicado pela heterogeneidade que ocorre na deformação por HPT. É

possível que a região mapeada tenha sido a região próxima ao centro, com menores

transformações de fase, devido ao menor cisalhamento imposto à amostra. Por

outro lado, a utilização de 5 GPa pode ter diminuído as transformações, somado à

ausência de elementos beta estabilizadores, podem ter diminuído a transformação

das fases β e ω no material deformado. Apesar disso, os refinamento observado

pela identificação propiciou estimar um tamanho de grão médio semelhante entre as

duas varreduras, de 58 e 63 nm. Contudo, pode-se observar que o refinamento dos

grãos foi alcançado, com transformação de fase e aumento de dureza considerável.

5.3 Zr-2,5Nb

A microestrutura inicial do Zr-2,5Nb como recebido tinha tamanho de grão de

aproximadamente 7 µm. Na observação por MET o material apresentou precipitados

com morfologia esferoidal e dimensões em torno de 50-200 nm, os quais eram

encontrados dentro dos grãos α. Para maior entendimento da microestrutura, o

mapa de EDS foi obtido por STEM. Os resultados mostraram o Nb como o principal

elemento constituinte dos precipitados.

188

As fases observadas no difratograma de DRX das amostras de Zr-2,5Nb como

recebida, foram α e βII (rico em Nb), entretanto os picos α e βII se sobrepunham e

isso fez com que a identificação de fases fosse dificultada, uma vez que não existia

nenhum pico único de β. Além disso, não foi identificado nenhum pico presente em

55º, como descrito por NAM et al. 2006, pertencente ao plano 200 do βII, porém isso

pode ser devido aos efeitos de textura com eixo de zona orientado na direção

preferencial <0001>. As micrografias de MET obtidas por identificação automática

por nanodifração de elétrons, somado ao mapa de EDS, podem garantir a presença

da fase βII.

A análise por MET realizada após a deformação por HPT do Zr-2,5Nb mostrou

que o tamanho de grão médio estimado foi em torno de 50 nm. Comparando com o

material como recebido, é possível notar claramente o refinamento de grão e a

grande quantidade de deformação acumulada. Tais resultados são comparados com

os de Perez-Prado et al. 2011, nos quais a morfologia da microestrutura vista por

MET apresenta grande semelhança com a observada no presente trabalho.

Os picos das fases α, ω, βI e βII são identificados no difratograma de Raios-X do

Zr-2,5Nb deformado por HPT. Entretanto, apesar da distinção entre as três fases ser

dificultada devido à superposição dos picos, os localizados em 51o e 97o são

exclusivos da fase βI, enquanto que os picos 75o e 107o pertencem à fase ω.

Na identificação automática com padrões de difração, as fases identificadas por

DRX foram usadas para o mapeamento de fases e orientações no MET. Para as

fases α e ω as fichas 00-005-0665 ICDD e 00-026-1399 ICDD, respectivamente,

foram usadas para a construção de padrões de difração teóricos. Para as fases βI e

βII as células de fases foram construídas a partir da lei de Vegard (NAM et al., 2006)

a partir das fichas ICSD de Zr e Nb puros com 20% e 85% de Nb, respectivamente.

A quantificação das fases, a partir destes dados de MET, propiciou a quantificação

das fases na região da identificação de 57,8% de βI, 9,9% de ω, 27,4% de α e 4,9%

de βII.

189

ZHILYAEV et al. 2011 avaliaram a adição de Nb no zircônio sob deformação por

HPT. Os autores processaram o Zr e Zr-2,5Nb através de HPT em temperatura

ambiente usando diferentes pressões e 5 voltas completas, com punção constrito e

não constrito. Seus resultados de DRX mostraram que a transformação de α para

ω+βI foi basicamente completa para as deformações de Zr-2.5Nb por HPT, usando 6

GPa, 5 voltas completas e o punção constrito.

Em nosso trabalho, como o punção constrito foi utilizado sob pressão de 5 GPa,

a transformação completa de α→ω+βI não ocorreu, uma vez que, a impossibilidade

do material de escoar para fora, causa uma força de compressão na direção radial,

assim, mudando o estado de tensão. A fase remanescente α é clara nos picos

únicos do DRX que estão presentes em 32o e 57o. Além disso, através do

mapeamento de EDS a partir das imagens de STEM, foi possível observar que os

precipitados formados pela fase βII não foram alterados com a deformação por HPT.

Por outro lado, é possível notar que a presença do Nb na liga de Zr-2,5Nb atuou

de forma marcante na transformação de fases, observada por ACOM, uma vez que

a presença da fase α na microestrutura do material puro processada por HPT era

mais pronunciada do que na liga deformada, e as deformações foram realizadas sob

as mesmas condições. O mapa de orientação e o gráfico de desorientação

permitiram observar que a microestrutura deformada não apresentava mais

orientação preferencial, após a deformação por HPT.

A heterogeneidade da microdureza na amostra de HPT variou entre 290 HV e

470 HV, porém o valor médio foi em torno de 370 HV. Alguns trabalhos mostraram a

variação da homogeneidade na microdureza das amostras de HPT e esta

observação foi abordada na revisão sobre HPT de ZHILYAEV & LANGDON em

2008. No presente trabalho, essa variabilidade da microdureza pode ser associada

à heterogeneidade na distribuição de Nb, além da ocorrida ao longo do diâmetro da

mesma e tais resultados estão de acordo com ZHILYAEV et al. 2011. Outrossim, os

valores de microdureza maiores que 400 HV podem ser relacionados com a fase ω,

como foi descrito por PÉREZ-PRADO et al. 2009.

190

Desta maneira, o refinamento de grão do Zr-2,5Nb por HPT foi alcançado, com

aumento considerável da microdureza, e a distribuição das fases na microestrutura

pôde ser realizada através da identificação automática de orientação cristalina por

nanodifração de elétrons.

Por outro lado, a técnica de ACOM/MET permite estimar com maior

confiabilidade o tamanho de grão dos materiais nanocristalinos, uma vez que

técnicas com EBSD não permitem alcançar a resolução suficiente com poucos

nanômetros. São observadas na literatura afirmações de tamanho de grão

nanométrico sem análise de orientação preferencial, somente através de imagens de

campo escuro. Foi mostrado que tais dados podem não ser suficientes para estimar

o tamanho de grão como foi mostrado nas imagens de campo escuro por MET. Além

disso, na imagem de campo escuro virtual foi ressaltado que o tamanho da abertura

da abertura virtual afeta o tamanho de grão observado, além de desconsiderar o fato

de que desorientações inferiores a 15 graus, o limite normalmente considerado para

contorno de grão, geram contrastes em campo escuro como se fossem diferentes

grãos. Desta forma, informações como o mapeamento de fases e de orientação

preferencial são alternativas mais precisas para a análise de materiais

nanocristalinos.

Apesar de todas as possibilidades que a técnica ACOM/MET apresenta, tal

método ainda não pode ser comparado com o EBSD, técnica mais robusta, em

termos de confiabilidade. Foi mostrada na sequência de identificações de uma

mesma região, que se alterando os parâmetros de pré-processamento dos padrões,

a forma de calibração do comprimento de câmera e os parâmetros para cálculo dos

padrões teóricos o resultado do mapeamento de fases e de orientação pode ser

significativamente diferente, introduzindo uma certa subjetividade no julgamento da

melhor identificação. Este problema é particularmente grave nos casos em que há

fases com parâmetros de rede próximos, como é o caso das fases βI e βII. Desta

forma, é recomendável a utilização de técnicas adicionais como refinamento por

Rietveld com DRX, para realizar quantificações, que não foi conseguido neste

trabalho devido à falta de coordenadas na ficha CIF da fase ω, e ainda neste caso

191

específico, a superposição de picos e a variação do parâmetro de rede pela

presença de soluto dificultem em muito o uso de tal técnica.

5.3.2 CULTURA DE CÉLULAS EM Zr-2,5 Nb e Zr-2,5Nb NANOCRISTALINO

Os resultados de cultura de pré-osteoblastos avaliados através da contagem em

câmara de Neubauer em 24 horas mostraram resultados inferiores de Zr-2,5Nb

deformado por HPT, quando comparado com o controle e Zr-2,5Nb não deformado.

Pode ser inferido que o menor número de células encontrado, quando comparado

com o controle e material não deformado, se deveu à pequena diferença na

dimensão das amostras deformadas e da superfície inferior das amostras não ser

plana, mas côncava.

Para contornar o problema da falta de padronização e planicidade, a utilização

de Cloning Cilinders (Sigma Aldritch), vistos nas FIGs. 3.35 e 3.36, foi escolhida. A

melhor alternativa seria produzir as amostras deformadas com um punção que

possibilitasse maiores dimensões, em espessura e diâmetro, propiciando uma

quantidade de material que permitisse a preparação das mesmas, com polimento

mecânico e químico, uma vez que ESTRIN et al. em 2011 mostraram a significante

diferença, com superfície de topografia nanométrica, com tal polimento, entre os

grupos deformado e não deformado por ECA. Entretanto, como isso não foi possível,

a área do cultivo celular foi delimitada com os Cloning Cilinders, evitando também

efeitos de inclinação das amostras e uma maior padronização foi empregada

durante os experimentos.

Na avaliação da viabilidade celular com 24 horas, não houve diferença

estatística entre os grupos como recebido Zr-2,5Nb e Zr-2.5Nb deformado por HPT

nos ensaios de XTT e NR. Os menores valores de média das amostras deformadas

por HPT podem ser associados à pequena diferença na homogeneidade da

superfície, impressa pela preparação por lixamento, ocasionado pelas pequenas

dimensões das amostras.

192

Na avaliação da morfologia celular ao MEV, após 24 horas de cultura, o

espraiamento no Zr-2,5Nb deformado por HPT foi evidente, entretanto isso não foi

visível no material como recebido, já que as células tinham morfologia irregular e

circular, indicativos de baixa aderência. Entretanto, nem toda a densidade celular no

grupo como recebido estava circular, porém um número considerável de células

apresentou sinais de baixa aderência. A morfologia mais espraiada das células

cultivadas em Zr-2,5Nb deformado por HPT, quando comparado com o Zr-2,5Nb

como recebido. Assim, a morfologia das células sugere uma melhor compatibilidade

do material deformado por HPT quando comparado com o material como recebido.

Por outro lado, no trabalho de FAGHIHI et al. 2007, a expressão da vinculina foi

considerável, proteína que é responsável pela formação do contato focal, para

adesão das células no ensaio de imunoidentificação de células cultivadas na

superfície de Ti deformado por HPT. O maior espraiamento pode ser associada à

maior expressão de vinculina, sugerindo melhor adesão das células ao material

deformado.

Uma completa mudança foi observada na morfologia das células verificada por

MEV após 7 dias. O notável espraiamento dos dois grupos foi observado, com

aderência homogênea das células e completa morfologia plana, acompanhava as

ranhuras decorrentes da preparação superficial com lixas. As células bem

espraiadas vistas em MEV podem representar resultados indicativos de que

vinculina também deve ter sido amplamente expressa. A diferença inicial identificada

entre os grupos do material não corresponde ao observado em maiores tempos de

cultura (7 dias).

Até o momento, somente um trabalho reportou a avaliação da

biocompatibilidade de Zr ultrafino, realizado por SALDAÑA et al. em 2007, tendo os

autores empregado a laminação severa para análise da interação com células tronco

e osteosarcoma, assim não foi empregado ECA ou HPT. Os autores concluíram que

a resposta osteoblástica para o Zr convencional parece ter sido idêntica ao Ti6Al4V

e não foi afetada pela redução do tamanho de grão, que tinha 42 µm e foi reduzido,

segundo os autores, para 240 nm.

193

Os dois trabalhos de FAGHIHI et al. em 2007 parecem ser os únicos a relatar a

avaliação da biocompatibilidade por HPT do Ti e os autores concluíram que o grau

de adesão dos pré-osteoblastos e a taxa de crescimento, que são regulados através

da atividade e interação de proteínas presentes na matriz extracelular e associadas

com o citoesqueleto e adesão focal, são notadamente aumentados nos substratos

de titânio deformado por HPT. Entretanto, em seu trabalho nos tempos de 2 e 5 dias

não houve diferença significativa no conteúdo de DNA (ácido desoxirribunucleico),

sendo que a diferença significativa entre as amostras deformadas por HPT e os

substratos (não deformado, recozido e controle), somente foi observada em 9 dias

de cultura.

Contudo, o presente trabalho apresenta imagens de MEV com a morfologia das

células sobre o Zr-2,5Nb como recebido e resultados de citotoxicidade que

corroboram e complementam o trabalho de ROSALBINO et al. 2011, o qual

ressaltou a potencialidade da utilização de ligas usadas na indústria nuclear, e o

trabalho recente de ZHOU et al. 2012, que afirmam que as ligas Zr-Nb, como a Zr-

2,5Nb, podem ser considerados promissores biomateriais.

Por fim, o aumento da microdureza conseguido pelas deformações por HPT,

combinado com os bons resultados de citoxicidade e adesão inicial, fazem do Zr-

2,5Nb deformado por HPT um material promissor para aplicações biomédicas. Para

tal, estudos futuros avaliando proteínas envolvidas na adesão inicial e marcadores

de contatos focais são sugeridos para melhor investigar os fenômenos iniciais de

compatibilidade biológica.

194

6 CONCLUSÕES De acordo com os resultados do presente trabalho, algumas conclusões

podem ser desenhadas:

(1) A deformação a frio do Zircaloy-4 resultou na fratura do material e a

deformação por ECA foi governada por maclagem. Os pontos críticos para o

insucesso parecem ter sido baixa rigidez da matriz, baixa dureza superficial dos

canais e baixa taxa de deformação. O Zircaloy-4 foi deformado por 350º C até o 2º

passe, sendo que a redução para a temperatura de 300º C causou a fratura do

material de forma periódica, mostrando que a temperatura determina a ativação de

outros sistemas de deslizamento que são utilizados durante a deformação por ECA.

(2) O Zr teve sua microdureza aumentada a partir do primeiro passe de ECA a

350º C e nos passes seguintes até o quarto passe, o aumento não foi considerável.

A microestrutura após 4 passes era heterogênea com a presença de subgrãos

ultrafinos com altos ângulos de desorientação e presença de grãos maiores,

comprovando o refinamento do material.

(3) A deformação por HPT do Zr resultou em considerável aumento de

microdureza, fruto do grande refino de grão e da transformação de fase parcial de α

para ω e β, sendo tais fases identificadas tanto através da identificação automática

por nanodifração de elétrons.

(4) Na deformação do Zr-2,5Nb por HPT ocorreu além de considerável aumento

de microdureza, fruto do grande refino de grão e da transformação parcial da fase α

para as fases ω mais βI (rica em Zr), enquanto que a fase βII (rica em Nb) parece não

ter sofrido qualquer alteração. As fases foram identificadas tanto através da

identificação automática por nanodifração de elétrons como por difração de Raios-X.

(5) A avaliação da biocompatibilidade, através de citotoxicidade em 24 horas por

NR e XTT, do Zr-2,5Nb como recebido e deformado por HPT, não apresentou

diferença significativa entre ambos os grupos. O estudo da morfologia dos pré-

osteoblastos cultivados no Zr-2,5Nb e Zr-2,5Nb deformado por HPT sugeriu uma

resposta mais pronunciada com 24 horas de cultura, porém com 7 dias não houve

diferença de morfologia entre os grupos analisados.

195

7 SUGESTÃO DE TRABALHOS FUTUROS

1. Variar a temperatura de deformação por ECA de Zr e avaliar as mudanças

nas propriedades mecânicas e microestrutura dos materiais.

2. Avaliar o efeito de tamanho de grão inicial nas deformações por ECA.

3. Engenharia de contorno de grão, visando promover maclagem intensa no

material, através de laminação seguida de recozimento em baixa temperatura.

4. Avaliar Biocompatibilidade de Zr e Zr-2,5Nb deformado por ECA + TTM.

5. Variações nos tempos de cultura de células para realização dos ensaios de

biocompatibilidade.

6. Utilização de marcadores nas culturas de células para microscopia de

fluorescência avaliando contato focal de proteínas e quantificação.

7. Identificação por Western Blotting em cultura de células para expressão de

proteínas chave relacionadas à adesão celular.

196

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8 ANEXOS

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Artigo SPD TG Células Superfície /Ester Tempo Ensaio Outros

Valiev et al. 2008 Nanostructured Ti for biomedical applications Advanced Materials

ECA + TTM Forjamento e estampagem. Laminado lnicial = 40 mm F: 3 m x 0,7 mm

25 µm 150 nm

Fibroblastos de rato L929

Ataque Ác. Fluorídrico Sem detalhes

72 h

MEV Ocupação celular **

Prop. Mecânicas Ti UTS: 700 MPa Ti YS: 530 MPa Ti Fat: 340 nTi UTS:1240 MPa nTi YS: 620 MPa nTi Fat: 620

Valiev et al. 2008 Nanostructured Ti for biomedical applications: New developments and challenges for commercialization Nanotechnologies in Russia

ECA + TTM Forjamento e estampagem 90o

25 µm 150 Nm

Fibroblastos de rato L929

Ataque Ác. Fluorídrico Sem detalhes

72 h MEV Ocupação celular 53% Ti e 87,2% n-Ti ***

Prop. Mecánicas Ti UTS: 700 MPa Ti YS: 530 MPa Ti Fat: 340 nTi UTS:1240 MPa nTi YS: 620 MPa nTi Fat: 620 TEM; OM

Faghini et al. 2007 Cellular and molecular interactions between MC3T3-E1 pre-osteoblasts and structured Ti produced by HPT Biomaterials

Ti - HPT 6 GPa 25º C 5 voltas I – ~ 12 mm Def eq~6 Recoz. 12h em 800ºC Atmosfera de Argônio

~ 9 µm 10-50 nm Recoz: 50 µm

MC3T3-E1 Pre-osblast rat e + fibroblasto Mat 1 Anel Ti Ti x LPTTi Antibiótico

Polimento Mecânico e vibratório + Etanol+acetona +isoprona 20min +autoclave

Cultura: 2,5 e 9 dias Dens. 4h 1h 2h

MEV 2 dias Quantif. DNA Imunofluor 2D Imunoblotting 2D ***

AFM OIM TEM Molhabilidade

Kim et al . 2007 In vitro biocompatibility of equal channel angular processed (ECAP) titanium Ti G-Z Biomed mater.

ECAE Recoz. 750º 30min resfriam.ao ar ECAE 350º 450º Bc 4 passes Recozimento Ar 600ºC 10 min Φ = 5mm

15,2 µm 238nm (350)

Fibroblasto de rato 3T3 N=3 Materiais: Ti CP T350 T450 Ti4Al6V Controle

Polimento mecânico acabamento espelho Etanol 30 min + incub 37ºC

MTT Adesão e prolif. 16µ Adesão Prolif. 2c5d

MTT ***

Molhabilidade MET MO Tensão de Escoam. Ti CP 418 MPa T350 684 MPa T450 630 MPa Ti6Al4V 730 MPa

Estrin et al. 2011 Accelerared stem cell attachment to ultrafine grained titanium Ti=GZ Acta Biomaterialia

Recoz. 704ºC 1h ECAP 350ºC 4 pass 8 pass Φi= 10mm dia 35nm-c Ø= 10mm ep: 2,5mm Corte descarga elétrica

4,5 µm 170-200nm

Stem cells hMSC Vidro Como receb. Ti 4 passes Ti 8 passes Antibiotico Streptomicin Etanol 70% 2h+UV

Lixa+ p 2000 polimento silica coloidal (op-5) + peróxido de hidrog. 20:1 – H2O2 Etanol

Cultura 40 min 2h 24h

MEV CSLM MEV **** CSLM ****

TEM AFM XPS CSLM

Truong et al. 2010 Influence of nanoscole surface rougness on bacterial adhesion to ultrafine titanium Ti=GZ

ECAP 350º 4 passes Bc Φ= 10 mm dia 3,5mm

45 µm 170-200nm

Staphylococlus aureus P – awruginosa As received 4 passes

Lixa + P 2000 polimento silica coloidal (op-5) + peróxido de hidrog. 20:1 H2O2 Etanol Mecânico e químico e só mecânico

Cult. 18h

MEV CSLM CSLM **** MEV **** Molhabilidade **

TEM Perfilometria AFM Molhabilidade CLSM MEV XPS

Kim et al. 2008 In vitro fibroblast response to ultra fine grained titanium produced by a severe plastic deformation process Ti=GZ J.mat sci : matermed

ECAP Recoz. 705ºC 30 min ECAP Bc + 600ºC 10 min Φ – 5 mm 3mm

15 µm 230 nm Ti Grau 4 6,9 µm

Fibroblast 3T3

Polido como espelho Etanol (70%) 30 min + incubad M=3

Cult. MTT 1Gh * 2d **** 5d **** Citotox 5D

MTT Contato A) 74,6 B) 69,6 C) 64,6

OM TEM 0,16 A 0,14 B 0,18 C σ= 418 A 684 B 730 C

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TAB. A – Esquema resumido dos trabalhos publicados por diversos autores no estudo da biocompatibilidade de materiais deformados severamente, ligas de zircônio e material com orientação preferencial. Resultados: * - razoável, ** - bom, *** - ótimo, **** - excelente.

Faghini et al 2007 Nanostructuring of a Ti material by high pres version improves reost.attachment Advanced materials

HPT Sem info Tato térmico 800ºC 12h

TG 9 µm 50 µm 10-50nm

Pré-osteoblasto MC3T3 et fibroblastos N=3

Fibroblastos 60, 120, 240, min Osteoblasto 60, 120, 240, min Sup.espelhada

Fibrob. 1h 2h 4h Osteob. 1h 2h 4h

Ensaio cultura densidade CEL MEV

OIM MET MEV Cultura de células

Estrin et al 2008 Accelerated gro of pré-osteoblastic cells on ultrafine grained Titanium Ti GZ J. Biomed mat. Res. Part A

ECAE 350ºC 90º Bc 4 pass 10 mm x 35 mm Dia: 6mm x 1,5 mm espessura

4,5 µm 200 nm

Pré osteoblasto MC3T3 – E1 N=5

Lixa polida até µm + Etanol Esterilização: 2h isopropanol

Cult MTT Toxicid. 7 dias 12 dias

Cult. MTT *****

MET AFM MET OM

Bindu et al . 2008 An in vivo evaluation of ultrafine grained titanium implants Ti GZ J.mat. Sci Technol

ECAP 350ºC Bc 4 pass Φ 5 mm 3 mm esp

15,0 µm 240 nm

Fibroblasto 3T3 N=3 Ratos wistar subcutaneo 30d

Polida até espelho MEC + Etanol + Incub 37ºC

MTT 2d 5d 16h In vivo 30d

Cultura fluoresc fibro in vivo MTT Absorbancia

****

Rugosidade Molhabilidade Fase micro. Fluor TEM

Park et al. 2009 Enhanced osteoblast response to ecap processed pure Ti substrate with microrough surface Acta Biomaterialia

Recoz. 800ºC 1h ECAP 350ºC 4 passes Ti CP grau 4 Ti ultrafino

50 µm 200-300nm Ti G4 – 13 µm Ti er – 24 µm

MC3T3 – E1 Pre-osteoblasto Antibiotico Streptomicin

Jateado com Hidroxiapatita

MEV MTT 1d 2d ALP 7d PCR 3 e 7d BLNF 20d

Cultura MEV *** ALP ***** PCR BLNF 7d

Perfilometria OIM – MET MTT MEV ALP PCR

Saldaña et al. 2007 In vitro biocompatibility of an ultrafine zirconium Biomaterials

TGi = 13 µm Recoz. 700ºc 2h Laminação severa 75% Rep 330ºC 1 pass (0,27 Tm) o= 20 min ; 1-2 m

42 µm 240 nm Ti 64,5 µm UGF Zr Zr Ti G4

Human SAOS -2 Osteosarcoma HMSC

Lixado+polido até sílica 0,05 µm Água e etanol Esterilização Uv celulas tronco

Cult Adesão 0,5h 3h 24h Imuno Fibronec Adesão ñ afetou

Cultura Fluores 24h Imunoflorescia 24h Fibronectina 24h Viabilidade 1, 4 e 7d Fosfat. Alcal. 18d

MET,MEV,OM AFM Molhabilidade Dureza Cultura Fibronectina Viabilidade Fosfatase alcalina 172hv ZrN 293 HVTiG4

Rosalbino et al. 2011 Study of the in vitro corrosion behavior and biocompatibility of Zr – 2,5 Nb and Zr – 1,5 Nb – 1 Ta J. Mater Sci: Mater Med

Zr – 2,5 Nb Zr 1,5 Nb – 1Ta Ti GZ 4mm θ 1-1,5 mm espessura

NT Osteosarcoma humano SAOS – 2 BMSC Célula tronco

Lixa 320 mesh Eter petroleo + água deionizizada

Cultura 1d 3d 7d DNA

Ligas Zr Ti Grau 4

XRD Corrosão Cultura de células

Fagnini et al . 2006 The significance of crystallographic texture of titanium alloy substrates on preosteoblasts responses Biomaterials

Ti – Gal – 4Vn Chapa Vara orientação Vara = 36% (1010) Chapa= 29% (1120)

Textura diferente (1010)R (1120)S Vara Chapa control

MC3T3 – E1

Polimento como espelho Etanol+acetona +isopropanol + 20 min autoclave

Cultura 30 min 60 min 120 min 240min

Fosf. Alcal. 5, 12 e 16 d

Prolifera 3d 7d 11d

Produção e caracterização de zircônio nanocristalino e suas ligas ...

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