POTENCIALIDADE DO ELEMENTO TÓXICO BERÍLIO, USADO EM PRÓTESES DENTÁRIAS

POTENTIALITY OF THE TOXIC ELEMENT BERYLLIUM, USED IN DENTAL PROSTHESIS

POTENCIALIDADE DO ELEMENTO TÓXICO BERÍLIO, USADO EM PRÓTESES DENTÁRIAS

POTENTIALITY OF THE TOXIC ELEMENT BERYLLIUM, USED IN DENTAL PROSTHESIS

João Manuel Domingos de Almeida ROLLO^*

ROLLO, J. M. D. A. Potencialidade do elemento tóxico berílio, usado em próteses dentárias. Rev Odontol Univ São Paulo, v. 11, n. 3, p. 169-172, jul./set. 1997.

Neste trabalho, foi estudado o efeito do berílio sobre a microestrutura e a temperatura de fusão em ligas Ni-Cr-Mo-Co e suas propriedades de corrosão. O estudo consistiu na obtenção das diversas ligas através de fusão sob vácuo, seguidas de forjamento em condições industriais. Após o forjamento, as ligas foram tratadas termicamente em diversas temperaturas e resfriadas em água, ar e forno. Nas ligas Ni-Cr-Mo-Co, a presença do Be altera a microestrutura, proporcionando a formação de fases intermetálicas. Foi constatado que, nas ligas estudadas, o Be abaixa a temperatura de fusão e as torna susceptíveis à corrosão por pite.

UNITERMO: Ligas de cromo.

INTRODUÇÃO

O Brasil é o segundo país mais rico em minério de berílio, tanto qualitativa como quantitativamente (CHOJNOWSKI¹, 1965), justificando o desenvolvimento tecnológico a respeito da utilização desse elemento químico.

Conforme cotação internacional do metal berílio e fonte do CIEF/MF/CACEX, o Brasil é o maior exportador mundial de berilo (nome designado ao minério de berílio de importância comercial), com teor médio de 4% (HUBLER², 1993).

As ligas a base de níquel, contendo cromo e cobalto, surgiram no mercado odontológico por volta de 1929 e, com o passar do tempo, tiveram específicas denominações comerciais. Tais ligas, possuindo alto módulo de elasticidade, baixa densidade em relação às ligas de ouro e alta resistência à corrosão no meio bucal, passaram a substituir as ligas de ouro, principalmente para confecção de próteses parciais removíveis, produzindo estruturas metálicas mais leves e confortáveis (JOHANSSON⁴, 1981).

O sucesso dessas ligas para prótese parcial removível conduziu rapidamente ao interesse da aplicação dessas mesmas ligas na fabricação das pequenas fundições odontológicas (caso de uma incrustação, por exemplo). Entretanto, pesquisas intensivas na caracterização dessas ligas para prótese fixa somente se iniciaram nos anos 70, motivadas pelo custo dos metais nobres, rapidamente em aumento (PHILLIPS⁵, 1986).

Uma vez considerado o domínio da técnica de fundição por parte do profissional, outros fatores podem estar envolvidos, como a escolha do material refratário adequado, a observação das instruções preconizadas pelo fabricante, além do problema de a liquefação da liga ser realizada sem proteção em um ambiente comum de laboratório, do tipo de fonte de calor utilizadO, O qual não propicia um real controle da temperatura a que a liga é submetida no momento de sua liquefação, e da individualidade característica de quem realiza esse processo de fundição. Esses fatores devem ser motivo de preocupação, uma vez que não se pode descartar a ocorrência de contaminações pelo ambiente e também pelo superaquecimento, mesmo ligeiro, ou subaquecimento, que, necessariamente, acarreta alterações nas propriedades da liga obtida. De acordo com HUGET³ (1978), quando se utilizam técnicas convencionais de fundições por cera perdida, que são utilizadas na quase totalidade dos laboratórios de prótese nacionais, cada fundição pode ser considerada como uma entidade única. Ao protético, é reservado o dissabor do fracasso, pois ele é o arquiteto, o construtor, e o dentista, um mero espectador.

Um caminho que foi adotado pelos fabricantes das ligas a base de níquel contendo cromo, molibdênio e cobalto utilizadas em fundição odontológica foi a introdução de berílio. A adição desse elemento reduz o ponto de fusão da liga e melhora a adesividade com a porcelana odontológica (PHILLIPS⁵, 1986).

Embora seja conhecido que tratamentos térmicos procuram melhorar as propriedades dos materiais, a grande maioria destes não sofrem tratamentos térmicos específicos, a não ser, em alguns casos, uma simples homogeneização.

Este trabalho propõe estudar a influência do elemento berílio em ligas experimentais a base de Ni-Cr-Mo-Co tratadas termicamente a 1200ºC durante 4 horas. Achados sobre a temperatura de fusão e a resistência à corrosão são analisados e discutidos em função das aparências metalográficas.

MATERIAIS E MÉTODOS

Obtenção das ligas com níquel balanceado

As fusões foram feitas em forno de fusão a vácuo, de fabricação GCA, e o vazamento, em lingoteira de ferro fundido nodular, pintada com tinta a base de zirconita, para evitar a aderência do metal. Foram obtidos lingotes de cerca de quatro quilos, com secção quadrada de 70 x 70 mm. As composições químicas expressas em porcentagem em peso estão indicadas na Tabela 1.

Tratamentos termomecânicos

As ligas experimentais (Tabela 1) foram submetidas a um tratamento de solubilização a 1200ºC durante quatro horas e, posteriormente, submetidas ao forjamento, em condições industriais, entre as temperaturas de 1180ºC e 990ºC, com redução de área na secção transversal de cerca de 50%.

Verificou-se, no entanto, que a presença do berílio na liga de número dois fez com que o lingote, submetido às condições de forjamento descritas, estilhaçasse. Dessa maneira, o lingote de número três foi submetido a tratamentos térmicos que consistiram de seu reaquecimento entre 0,5 e 7 horas, seguido de resfriamento no ar, na água e no forno, em que se procurou verificar a evolução da transformação microestrutural devido à presença do berílio.

Metalografia óptica e eletrônica

Efetuou-se o procedimento metalográfico convencional com polimento preliminar das amostras com óxido de cromo e, posteriormente, alumina 0,05 mm. As soluções químicas utilizadas foram: água régia e 50 ml de HCl, e 2 ml de H₂O₂, ambas com um tempo de ataque de 120 segundos.

As amostras foram analisadas via microscopia óptica, com a finalidade de serem identificadas a respeito da quantificação das fases presentes, coadjuvando a análise por microscopia eletrônica, para identificar os precipitados e as diversas regiões da microestrutura.

RESULTADOS E DISCUSSÕES

A literatura revela que as ligas a base de níquel utilizadas no meio bucal permitem que se obtenha subestrutura delgada, contatos interproximais mais estreitos, próteses com espaços mais extensos e bordas finas e resistentes. Atualmente, os laboratórios de prótese comerciais realizam tratamentos térmicos nos materiais antes da fundição odontológica, com a finalidade de otimizarem as propriedades, visto que tais "acertos" traduzem a boa qualidade do protético, e tais metodologias não são preconizadas pelos fabricantes das ligas. Dessa forma, ligas odontológicas importadas e mundialmente conhecidas são preferidas pelos profissionais da área, não tanto pela sua qualidade, mas, sim, pela técnica de manipular, adquirida através das gerações.

As aparências metalográficas das ligas estudadas (Tabela 1), no estado bruto de fundição e após tratamento de solubilização a 1200ºC por 4 horas, estão representadas pelas Figuras 1, 2 e 3.

Figura 1
- Liga 1 - Sem berílio. Aparência granular, grosseira, contendo em seu interior subestruturas dendríticas equiaxiais acompanhadas de segregação interdendrítica, que forma precipitados de aspecto acicular nos contornos de grão.

Figura 2
- Liga 2 - Com berílio. Aparência nítida de dendritas colunares. Um aumento maior através do MEV mostra que, na região interdendrítica, houve a formação de intermetálico na forma de agulhas e de regiões vazias, indicando que a solidificaçào não foi uniforme.

Figura 3
- Liga 3 - Com berílio. Aparência metalográfica semelhante à da liga 2 (Figura 2).

A análise microestrutural de ligas odontológicas no estado bruto de fusão pode ser grosseiramente sintetizada através da conclusão de que devemos misturar, durante a fusão, todos os elementos químicos que compõem a liga (cada um com a sua função metalúrgica específica) e formar uma solução sólida homogênea na temperatura ambiente. Evidentemente, isso nem sempre é possível; dessa forma, temos uma aparência metalográfica da matriz, ou seja, a retratação de uma fase que forma uma solução sólida homogênea (fase mãe) e de outras fases que não são solubilizadas pela matriz.

A morfologia quase sempre recai em uma estrutura dendrítica (forma de galho de árvore), dispersa equiaxialmente ou de forma colunar.

As fases que não são dissolvidas pela matriz são chamadas carbetos (fases ricas em carbono) e intermetálicos (fases que não contêm carbono).

A temperatura e o tempo de encharque a que o material é submetido, após a sua elaboração, conduzem a condições mais ou menos favoráveis a resistência mecânica, a corrosão e a fundibilidade, pois é notório que todo material tende ao seu equilíbrio, o que é conseguido quando o material é submetido a determinada temperatura e tempo. Porém, podemos ter a incorporação dos elementos da liga que compõem a matriz nas fases que não são dissolvidas (carbetos e intermetálicos), aumentando a porcentagem dessas, de tal forma que podemos obter um material sem grandes atrativos em relação ao fim perseguido.

Os nossos achados metalográficos das ligas experimentais (Tabela 1), após tempo de encharque (solubilização) de 4 horas na temperatura de 1200ºC, revelaram uma morfologia dendrítica equiaxial na liga 1, sem berílio, e morfologia dendrítica colunar nas ligas 2 e 3, com berílio.

Através da análise por dispersão de energia, constatou-se uma maior segregação para as regiões interdendríticas das ligas que contêm berílio, sendo os elementos segregados o carbono e o berílio, fato esse que justifica a dificuldade de tais ligas de serem forjadas e de apresentarem resistência à corrosão inferior a das ligas que não contêm berílio.

O elemento berílio forma o eutético NiBe (nódulos escuros nas microestruturas), e essa fase funde primeiro que as demais, diminuindo o ponto de fusão das ligas que contêm berílio em aproximadamente 100ºC por 0,5% em porcentagem em peso de berílio adicionado.

CONCLUSÕES

As análises dos resultados revelam que os tratamentos térmicos impostos após a preparação das ligas (fusão a vácuo) devem ser efetuados utilizando-se tempos longos e temperaturas não muito altas (ao redor de 900ºC), embora propiciando o aparecimento de fases intermetálicas não tão intensas, as quais não influem substancialmente nas propriedades mecânicas das ligas que contêm berílio.

Após os tratamentos térmicos especificados, as ligas poderão ser conformadas na forma de cilindros, para serem fundidas pelo método convencional por cera perdida.

ROLLO, J. M. D. A. Potentiality of the toxic element beryllium, used in dental prosthesis. Rev Odontol Univ São Paulo, v. 11, n. 3, p. 169-172, jul./set. 1997.

In the present work, the effect of beryllium on microstructure, corrosion and melting temperatures in Ni-Cr-Mo-Co alloys was studied. The study consisted in obtaining several alloys through meltings under vacuum, followed by wrought in industrial conditions. After wrought, the alloys were thermally treated under several temperatures and cooled in water, air and furnace. The presence of beryllium in the Ni-Cr-Mo-Co alloys changes the microstructure, producing intermetallic phases. It was observed that in the studied alloys the presence of beryllium decreases melting temperatures and promotes pite corrosion.

UNITERM: Chromium alloys.

Recebido para publicação em 30/10/96

Aceito para publicação em 20/03/97

• ¹
  CHOJNOWSKI, E. A. Berílio. Metal - ABM, v. 21, n. 88, p. 207-216, 1965.
• ²
  HUBLER, C. H. Obtenção de berílio por intermédio do fluorberilato. Metal Mat - ABM, v. 49, n. 419, p. 524-529, 1993.
• ³
  HUGET, E. F. et al Characterization of two ceramic base metal alloys. J Prosthet Dent, v. 40, n. 6, p. 637-641, 1978.
• ⁴
  JOHANSSON, L. N. Ligas em metais básicos. In: O'BRIEN, W. J.; RYGE, G. Materiais dentários Trad. Dioracy F. Vieira. Rio de Janeiro : Interamericana, 1981. p. 242.
• ⁵
  PHILLIPS, R. W. Ligas de metais básicas para pequenas fundições. In: _______. Materiais dentários de Skinner 8. ed. Trad. Dioracy F. Vieira. Rio de Janeiro : Guanabara, 1986. p. 401.

*

Professor Associado da Escola de Engenharia de São Carlos da Universidade de São Paulo.

Datas de Publicação

• Publicação nesta coleção
  11 Mar 1999
• Data do Fascículo
  Jul 1997

Histórico

• Aceito
  20 Mar 1997
• Recebido
  30 Out 1996