INFLUÊNCIA DO MEIO FISIOLÓGICO ARTIFICIAL NA RESISTÊNCIA À FADIGA DE DOIS AÇOS INOXIDÁVEIS AUSTENÍTICOS ASTM F 138 E ISO 58329
-UTILIZADOS NA FABRICAÇÃO DE IMPLANTES ORTOPÉDICOS Enrico José Giordani, Vagner Alves Guimarães, Itamar Ferreira
Universidade Estadual de Campinas, Faculdade de Engenharia Mecânica, Departamento de Engenharia de Materiais, 13.083-970, Campinas, SP, Brasil. E-mail: enrico@fem.unicamp.br Resumo
Sabe-se que as falhas de implantes ortopédicos se devem, geralmente, à combinação de efeitos eletroquímicos da corrosão e efeitos mecânicos de carregamentos cíclico ou estático. A sinergia fadiga-corrosão vem sendo reportada por vários pesquisadores como sendo o principal mecanismo de falha de implantes ortopédicos. Diante da necessidade de minimizar as falhas, que geralmente resultam em muito sofrimento para o paciente implantado, foi desenvolvido uma classe de aço inoxidável austenítico estabilizado de alto nitrogênio, ISO 5832-9, com o objetivo de melhorar a resistência à corrosão e resistência mecânica em relação ao aços inoxidáveis ASTM F138, que por sua vez constituem atualmente a classe de materiais metálicos mais utilizada na fabricação de implantes ortopédicos. Esse trabalho avaliou as propriedades mecânicas básicas, determinadas nos ensaios de tração e dureza, propriedades de corrosão, determinadas no ensaio de polarização cíclica potenciodinâmica e propriedades de fadiga em meio neutro e em ambiente fisiológico artificial, de dois aços inoxidáveis austeníticos de classificação ASTM F 138 e ISO 5832-9. O aço ISO 5832-9 apresentou limite de escoamento duas vezes maior do que o aço ASTM F 138, sem perda de tenacidade. O potencial de pite do aço ISO 5832-9 não foi atingido durante o ensaio de polarização cíclica, traduzindo assim sua excelentes propriedades de corrosão, superiores às do aço ASTM F 138. O aço ISO 5832-9 apresentou um comportamento em fadiga, tanto em meio neutro como em meio fisiológico artificial superior ao ASTM F 138, fato principalmente atribuído a sua resistência mecânica superior.
Palavras-chave: Biomateriais metálicos, aço inoxidável austenítico, fadiga-corrosão. Abstract
It is known that failure of orthopedic implants is generally associated to the combination of the electroquimical effects of corrosion and mechanical effects of the cyclic or static loading. The synergy corrosion-fatigue has been reported for several researchers as being the main mechanism of failure of orthopedic implants. To minimize this kind of failure, that generally results in suffering for the implanted patient, a high nitrogen stabilized austenitic stainless steel, ISO 5832-9, has been developed to provide an increase in corrosion resistance and strength when compared ASTM F138 steel, which constitute the most largely used metallic material to orthopedic implants manufacture. This work studied the basic mechanical properties, obtained in tensile and hardness test, corrosion properties, obtained in cyclic potentiodynamic polarization test, and fatigue properties, obtained in axial fatigue test, in both, neutral and artificial physiologic environment of two austenitic stainless steels used to orthopedic implants manufacture - ASTM F 138 and ISO 5832-9. The ISO 5832-9 steel shows yield strength two times more than those the ASTM F 138, without loss of toughness. The critical pitting potential of the ISO 5832-9 steel is not attained during the cyclic polarization test, which confirms its good corrosion properties, better than corrosion properties of ASTM F 138 steel. The fatigue test revealed that ISO 5832-9 steel has better cyclic properties than the ASTM F 138 steel in both, neutral and artificial physiologic environment. This is meanly attributed to its good strength.
1. INTRODUÇÃO
Os metais constituem a classe de materiais mais adequados à fabricação de implantes ortopédicos sujeitos a carregamentos mecânicos, pois apresentam a melhor relação de propriedades mecânicas e biocompatibilidade entre os diversos materiais utilizados para este fim [CHOHFI et al., 1997]. Essa combinação de propriedades se faz necessária devido geralmente as severas condições em que um implante ortopédico desempenha sua função no interior do corpo humano.
Os primeiros registros do emprego de materiais metálicos para aplicações cirúrgicas datam do século XVI. Infelizmente, o sucesso nas cirurgias de implantes com materiais metálicos não coincidem com a sua longa história [FRAKER & RUFF, 1977]. Até o final do século XIX tentativas de introduzir peças metálicas no interior do corpo humano foram, em sua maioria, frustradas. Atualmente, sabe-se que as falhas eram causadas tanto por problemas relacionados ao material quanto por infecções relacionadas ao processo cirúrgico. Com o advento das técnicas cirúrgicas de assepsia, por volta de 1880, tornou-se possível distinguir reações do tecido ao implante de infecções por agentes patogênicos [GOTMAN, 1997].
O sucesso na substituição ou reparo de componente do corpo humano começaram a ser freqüentes a partir do início do século XX, em decorrência do desenvolvimento de novos materiais metálicos de elevada resistência mecânica, tenacidade e resistência à degradação por corrosão. Em 1926 apareceram, pela primeira vez, implantes de aço inoxidável austenítico. Em 1936 foram introduzidos, para a mesma finalidade, as ligas a base de cromo-cobalto [LOPEZ, 1993]. Já o titânio e suas ligas começaram a ser utilizados na década de 60 e sua utilização em larga escala ocorreu a partir da década seguinte [LOPEZ, 1993; GOTMAN, 1997]. A resistência à corrosão desses materiais se deve a uma camada protetora superficial de óxido, também denominada camada passivadora, que faz com que os metais em estado passivo tornem-se altamente resistentes à corrosão em meios salinos. A camada superficial protetora consiste de óxido de cromo (Cr2O3), nos aços inoxidáveis e ligas cromo-cobalto e óxido de titânio (TiO2), no titânio e suas ligas [GOTMAN, 1997].
As ligas de cromo-cobalto, o titânio e suas ligas são utilizados principalmente na confecção de próteses permanentes, tendo em vista que são mais resistentes à corrosão. Entretanto, algumas desvantagens importantes a ser consideradas no projeto de um dispositivo ortopédico, como o alto custo e a baixa usinabilidade, são inerentes a essas ligas [CIGADA et
al., 1989].
Os primeiros aços inoxidáveis austeníticos eram bastante suscetíveis à chamada corrosão intergranular, causada pela precipitação preferencial de carboneto de cromo nos
contornos de grãos e conseqüente sensitização das regiões adjacentes. Uma das soluções empregadas para resolver o problema foi a redução no teor de carbono, o que deu origem aos aços inoxidáveis do tipo L (Low Carbon), produzidos pelo processo de fusão à vácuo com baixíssimos níveis de inclusão. Outra forma de controlar a corrosão intergranular é a adição de elementos estabilizadores, ou seja, elementos que possuem maior afinidade pelo carbono do que o cromo, tais como o nióbio, titânio, vanádio e tungstênio [LOPEZ, 1993]. Com isso, os aços inoxidáveis desenvolvidos durante as últimas década apresentavam uma performance satisfatória no interior do corpo humano. É o caso dos aços ASTM F 138 [1983], classe especial dos aços AISI 316 L para aplicações cirúrgicas, produzido pelo processo de fusão a vácuo. Apesar de largamente utilizado, esses aços são suscetível à corrosão localizada - por pite e/ou fresta - quando em contato com fluido corpóreo, sendo portando indicados para aplicações temporárias (até 12 meses) [TAIRA & LAUTENSCHLAGER, 1992]. COOK et al. [1987] encontraram indícios de corrosão localizada em interfaces de 89% das placas e 88% dos parafusos em 250 dispositivos de aço inoxidável para fixação de fraturas em ossos.
A corrosão é um fenômeno que afeta tanto a biocompatibilidade como a integridade estrutural dos implantes ortopédicos [JACOBS et al., 1998], podendo leva-los a falha. Em falhas de implantes ortopédicos, o paciente afetado geralmente sofre com as fortes dores associadas ao processo de rejeição do implante, além do trauma da cirurgia de reparação e do alto custo dessas cirurgias. Contudo, é extremamente interessante manter o mais baixo possível a incidência de falhas.
Sabe-se porém que a degradação e possível falha de implantes ortopédicos se deve geralmente à combinação de efeitos eletroquímicos da corrosão e efeitos mecânicos de carregamentos cíclicos ou estáticos. As próteses das extremidade inferiores do corpo humano, como por exemplo a prótese total de quadril, estão sujeitas a esforços mecânicos cíclicos da ordem de duas, três ou até mais vezes o peso do indivíduo. A resistência à fadiga do componente implantado é primordial quando se considera que uma prótese pode estar sujeita a mais de um milhões de ciclos por ano, dependendo de sua função [LOPEZ, 1993].
A fadiga-corrosão em implantes ortopédicos vem sendo reportada por vários pesquisadores como sendo o principal mecanismo de falha de implantes ortopédicos [GIORDANI, et al., 1999; SIVAKUMAR & RAJESWARI, 1995; SIVAKUMAR et al., 1995; RIMNAC et al., 1991]. E, embora não ocorram em números tão elevados, ocorrem em números suficientes para causar preocupações [CAHOON & HOLTE, 1981]. Assim, a necessidade de se desenvolver novos materiais com boas propriedades mecânicas,
conformabilidade e usinabilidade, mas com melhor resistência à corrosão localizada a um custo similar ao do aço ASTM F 138, tornou-se eminente [RONDELLI et al., 1997].
Com esse intuito, modernas técnicas metalúrgicas foram empregadas na produção de aços inoxidáveis com adições muito bem controladas de nitrogênio, promovendo o aumento de resistência mecânica e à corrosão localizada do material.A adição de nitrogênio até certos níveis proporciona um aumento considerável no limite de escoamento do aço inoxidável austenítico sem prejuízos à tenacidade à fratura [SPEIDEL et al., 1992]. Além disso, o nitrogênio em solução sólida aumenta a resistência à propagação de pequenas trincas e, consequentemente, a vida em fadiga do material [LINDSTEDT et al., 1998]. Além do efeito endurecedor, o nitrogênio em solução sólida estabiliza a austenita e retarda a precipitação de carbonetos, pois reduz o coeficiente de difusão do carbono [NYSTRÖM et al., 1997; ÖRNHAGEN, et al., 1996]. Uma classe de aço inoxidável austenítico com alto teor de nitrogênio - ISO 5832-9 [1992] - parece muito promissora para uso em implantes cirúrgicos que exigem altos níveis de resistência mecânica e resistência à corrosão localizada.
O presente trabalho apresenta uma caracterização, no que se refere a microestrutura, propriedades mecânicas básicas, obtidas nos ensaios de dureza e tração, propriedades de corrosão localizada, obtidas no ensaio de polarização cíclica potenciodinâmica, em meio fisiológico artificial, assim como avaliar a influência do meio fisiológico artificial na resistência à fadiga de dois aços inoxidáveis austeníticos - ASTM F 138 e ISO 5832-9 de alto nitrogênio e, utilizados na fabricação de implantes ortopédicos.
2. MATERIAIS E MÉTODOS
Os materiais utilizados neste trabalho foram os aços inoxidáveis austeníticos ASTM F 138 (ISO 5832-1), produzido pela Eletrometal S/A e ISO 5832-9 (ASTM F 1586), produzido pela Villares S/A. Os aços foram recebidos na forma de barras laminadas com diâmetro de 15,87 mm. O aço ISO 5832-9 foi recebidos na condição solubilizado a 1030 oC por 1 hora, sendo que o ASTM F 138 foi recebido na forma trabalhado a quente, sendo posteriormente solubilizado em laboratório, seguindo as mesmas condições utilizadas na solubilização do ISO 5832-9. Todas as análises e ensaios foram realizados nos dois aços na condição solubilizado. A tabela 1 apresenta a composição química, segundo certificados de qualidade dos produtos, em porcentagem de peso, dos principais elementos presentes nos aços.
As amostras para caracterização microestrutural foram retiradas das barras solubilizadas, embutidas em baquelite, lixadas e polidas com pasta de diamante, em suas seções transversal e longitudinal. Em seguida as amostra foram atacadas eletroliticamente em
solução aquosa de HNO3 60% por aproximadamente 120 segundos sob um potencial de 1,1volts, utilizando-se um contra eletrodo de aço inoxidável [VANDER VOORT, 1989].
Tabela 1. Composição química dos principais elementos dos aços ASTM F 138 e ISO 5832-9 produzidos pela Eletrometal S/A e Villares S/A, respectivamente.
Composição
química (% peso) C SI Mn Ni Cr Mo S P Cu N Nb Fe
ASTM F 138 0,01 0,52 1,74 14,13 17,36 2,08 0,003 0,022 0,12 0,039 — balanço
ISO 5832-9 0,032 0,03 3,83 11,0 22,6 2,41 0,0026 0,023 0,05 0,291 0,42 balanço
A determinação do tamanho de grão médio para os dois aços foi realizadas segundo a norma ASTM E 112, utilizando-se o método de contagem de interseções de contornos com uma linha reta.
Em amostras do aço ISO 5832-9 foram realizadas análises semi-quantitativa utilizando-se um sistema EDS (Energy Dispersive Spectroscopy), acoplado a ummicroscópio eletrônico de varredura JEOL modelo JXA 840A, com o objetivo de melhor caracterizar uma segunda fase presente em sua microestrutura
Ensaios de dureza Brinell e Vickers foram realizados segundo as normas ASTM E 10 e ASTM E 92, respectivamente, utilizando-se um durômetro da marca HECKERT WPM, modelo HPO. Foram realizadas medidas de dureza na seção transversal das barras solubilizadas.
Os ensaios de tração foram conduzidos segundo a norma ASTM E 8 M, utilizando-se uma máquina de ensaios MTS modelo 810 com capacidade de 10 toneladas e um extensômetro da mesma marca com abertura inicial de 25 mm. A velocidade de deslocamento do pistão foi de 0,02 mm/s. As dimensões dos corpos de prova de tração estão mostradas na figura 1.
Figura 1. Corpo de prova do ensaio de tração. Dimensões em milímetro.
Os ensaios de polarização cíclica potenciodinâmica foram conduzidos com base na norma ASTM G 61. Este tipo de ensaio é realizado com a finalidade de se verificar comparativamente a suscetibilidade à corrosão localizada (por pite e por fresta) de materiais metálicos passivos. O ensaio consiste na realização de um ciclo de varredura de potencial,
R 6
∅ 10
∅ 5 40
observando-se a corrente de corrosão desenvolvida durante essa varredura. Essa corrente indica a intensidade de corrosão que o material está sofrendo. Os principais parâmetro determinados a partir deste ensaio são:
Epite – potencial de pite, é o potencial, a partir do qual a corrente de corrosão anódica cresce rapidamente. Quanto maior (mais nobre) o valor deste potencial, menor a suscetibilidade à corrosão localizada do material;
Erep – potencial de repassivação, é dado pelo potencial em que o laço de histerese é completado (fechado). Quanto menor o valor deste potencial, maior a suscetibilidade à corrosão localizada do material.
Os corpos de prova foram cortados das barras solubilizadas, embutidos a frio com resina poliéste, de forma que apenas a seção transversal do material ficasse exposta e um fio de contato elétrico pudesse ser colocado na parte traseira da amostra. Posteriormente a seção transversal exposta foi lixada e polida com pasta de diamante de 1 µm. Os ensaios foram conduzidos a temperatura ambiente (22 ± 2oC), em um potenciostato da marca EG&G PRINCETON APPLIED RESEARCH, modelo 273A. O eletrólito utilizado foi uma solução de 9 gramas de NaCl em água destilada e deionizada até completar 1 litro (NaCl 0,9%), naturalmente aerada, simulando a composição do fluido fisiológico. O eletrodo de referência utilizado foi do tipo calomelano saturado (SCE) e o contra eletrodo utilizado foi de platina. A montagem da célula do ensaio seguiu a norma ASTM G 5. O potencial de varredura iniciou-se em –750 mV com uma taxa constante durante todo o ensaio de 1.200 mV/hora. O potencial de reversão não foi estipulado, sendo que esta reversão ocorria quando a densidade de corrente de corrosão atingia 100 µA/cm2. O ensaio era interrompido após o potencial de repassivação (Erep) ser atingido.
Os ensaios de fadiga axial foram conduzidos segundo a norma ASTM E 466, utilizando-se uma máquina de ensaios MTS modelo 810 com capacidade de 10 toneladas. A figura 2 apresenta as dimensões dos corpos de prova de fadiga. Os ensaios foram realizados com controle de tensão, com razão de carga - R = 0,01, sob uma onda senoidal e frequência de 10 Hz. Com o objetivo de se estabelecer uma comparação no comportamento cíclico dos dois aços, assim como, avaliar a influência do meio agressivo na vida em fadiga de cada material, foram levantadas as curvas S-N para os dois materiais, em meio neutro como em meio fisiológico artificial - solução aquosa de NaCl a 0,9% a uma temperatura constante de 37 oC. A figura 3 mostra a montagem da câmara para realização dos ensaios de fadiga em meio agressivo. O corpos de prova eram solicitado ciclicamente dentro da câmara onde circulava o fluido fisiológico artificial aquecido a 37 oC por um banho.
Figura 2. Corpo de prova do ensaio de fadiga. Dimensões em milímetro.
Figura 3. Montagem do dispositivo para ensaio de fadiga axial em meio agressivo. 3. RESULTADOS E DISCUSSÃO
A figura 4 mostra as microestruturas dos dois aços inoxidáveis. Observa-se que os dois materiais apresentam microestruturas de grãos equiaxiais, tanto na seção transversal como na longitudinal o que confirma a ocorrência de recristalização durante o tratamento de solubilização. A microestrutura dos dois aços revela também a ausência de ferrita retida, não rara nesses materiais. O aço ISO 5832-9 apresenta partículas de precipitados, de forma predominantemente alongadas e alinhados paralelamente à direção de laminação, como pode ser visto em sua seção longitudinal. Uma análise semi-quantitativa por EDS (Energy
Dispesive Spectroscopy), mostrou que estes precipitados são ricos em nióbio e são
mencionados na literatura técnica como fase Z [JACK & JACK, 1972]. Essa fase é um nitreto não muito comum que provavelmente precipita ainda na fase líquida do metal. Acredita-se que a fase Z tem pouca influência sobre as propriedades de corrosão do material [ÖRNHAGEN, et al., 1996].
O aço ASTM F 138 apresentou tamanho de grão médio ASTM, G = 5, enquanto aço ISO 5832-9 apresentou G = 9. O tamanho de grão médio dos dois aços difere bastante, apesar de os dois materiais terem sido solubilizados nas mesmas condições de tempo e temperatura.
R 50
∅ 10
∅ 5 40
Este fato vem corroborar a eficiência do nióbio como elemento controlador do tamanho de grão.
Seção transversal Seção longitudinal
ASTM F 138
ISO 5832-9
Figura 4. Microestruturas dos aços ASTM F 138 (100X) e ISO 5832-9 (200X) obtidas por microscopia ótica - seções transversal e longitudinal. Ataque: HNO3 60%. A figura 5 apresenta curvas representativas obtidas nos ensaios de tração e a tabela 2 apresenta as propriedades de tração e os valores de dureza Vickers e Brinell para os dois aços.
0 1 0 2 0 3 0 4 0 5 0 6 0 7 0 D efor m aç ão, %
0 1 0 0 2 0 0 3 0 0 4 0 0 5 0 0 6 0 0 7 0 0 8 0 0 9 0 0 1 0 0 0 Te n s ã o , M P a IS O 5 8 3 2 -9 A S T M F 1 3 8
Figura 5. Curvas representativas do ensaio de tração dos aços ASTM F 138 e ISO 5832-9 solubilizados.
Tabela 2. Propriedades mecânicas básicas dos aços ASTM F 138 e ISO 5832-9 obtidas a partir de ensaios de tração e dureza.
Material Limite de Escoamento, σσσσe (MPa) Limite de Resistência à Tração, σσσσt (MPa) Deformação Total em 5d, εεεεt (%) Dureza Vickers, HV/30 Dureza Brinell, HBS/2,5/62,5 ASTM F 138 246 ± 3 594 ± 4 67 ± 1 128 ± 3 116 ± 4 ISO 5832-9 496 ± 17 861 ± 3 45 ± 1 244 ± 11 201 ± 8
Verifica-se que aço ISO 5832-9 apresenta limite de resistência à tração (σt) e limite de escoamento (σe) muito superior aos do aço ASTM F 138. Este ganho de propriedades é conferido ao material principalmente pela adição controlada de nitrogênio que, tanto em solução sólida como na forma de nitretos, aumenta a resistência mecânica do aço inoxidável sem prejuisos à tenacidade do material [NYSTRÖM et al., 1997], quando esta propriedade é avaliada a partir da área sob a curva tensão-deformação.
A partir das curvas de polarização cíclica potenciodinâmica (figura 6) e dos valores dos parâmetros determinados neste ensaio (tabela 3), verifica-se que o aço inoxidável ISO 5832-9 apresentara baixa suscetibilidade à corrosão localizada, quando comparado ao aço ASTM F 138. Esta característica era esperada, tendo em vista que o fator PRE do aço ISO 5832-9 (PRE ≅ 35) é consideravelmente superior ao do aço ASTM F 138 (PRE ≅ 25). O fator PRE (pitting
resistance equivalent = %Cr + 3,3 × %Mo + 16 × %N), serve como uma indicativa da
resistência à corrosão localizada do material [ÖRNHAGEN, et al., 1996].
-1 0 0 0 -8 0 0 -6 0 0 -4 0 0 -2 0 0 0 2 0 0 4 0 0 6 0 0 8 0 0 1 0 0 0 1 2 0 0 Po te n c ia l, m V ( S C E ) 1 E -4 1 E -3 1 E -2 1 E -1 1 E + 0 1 E + 1 1 E + 2 1 E + 3 1 E + 4 D en s id ad e d e C or r e n te, µA / c m ² I S O 5 8 3 2 -9 A S T M F 1 3 8
Figura 6. Curvas do ensaio de polarização cíclica dos aços ASTM F 138 e ISO 5832-9. O potencial de pite (Epite) do aço ISO 5832-9 ultrapassou o limite do ensaio, que fica por volta de 1000 mV. Acima deste valor, a corrente de corrosão lida durante o ensaio pode estar
sendo influenciada por reações paralelas, como a evolução do oxigênio por exemplo. A ausência de histerese durante o potencial de reversão, é uma indicativa de que não ocorreu corrosão localizada neste material [RONDELLI et al., 1997].
Tabela 3. Resultados obtidos a partir das curvas de polarização cíclica dos aços inoxidáveis ASTM F 138 e ISO 5832-9.
MATERIAL Epite (mV) Erep (mV)
ASTM F 138 568 ± 15 -2 ± 146
ISO 5832-9 > 1000 ____
A figura 7 mostra as curvas de fadiga (curvas S-N), em meio neutro e em meio fisiológico artificial, para os dois aços. Observa-se que os dois materiais apresentaram uma sensível redução na resistência à fadiga quando na presença de um meio agressivo (NaCl 0,9%). Entretanto, o aço ISO 5832-9 mostrou-se mais resistente à fadiga tanto em meio neutro como em meio agressivo, quando comparado ao aço ASTM F 138. Fato que já era esperado, tendo em vista as melhores propriedade mecânicas e de corrosão reunidas por esse material.
Uma observação importante a ser feita é que o número de ciclos até a fratura para os níveis mais elevados de tensão foi reduzido aproximadamente pela metade, pela influência do meio agressivo, para os dois materiais. Entretanto, para níveis mais baixos de solicitação, a redução na vida em fadiga pela influência do meio foi maior, chegando a aproximadamente um terço. Este fato é explicado pela influência da corrosão na vida em fadiga dos aços. A medida que se aumenta o tempo de ensaio, maior a influência do meio agressivo, que tem mais tempo para agir tanto na nucleação quanto na propagação de trincas por fadiga.
Figura 6. Curvas de fadiga axial em meio neutro e em meio fisiológico artificial.
2 3 5 2 3 5 1 E + 5 N úm e ro d e C ic los 3 0 0 3 5 0 4 0 0 4 5 0 5 0 0 5 5 0 6 0 0 6 5 0 7 0 0 7 5 0 T e n s ão, M P a IS O 5 83 2 -9 - M e io N eu tro IS O 58 3 2 -9 - M e io A g re ss iv o A S T M F 13 8 - M e io N eu tro A S T M F 1 3 8 - M e io A g re ss iv a
4. CONCLUSÕES
Para as mesmas condições de tratamento de solubilização, os aço inoxidável austenítico ISO 5832-9 apresenta um tamanho de grão médio final muito menor que o aço ASTM F 138.
Os ensaios de tração e dureza mostraram que o aço ISO 5832-9 apresenta um melhor compromisso entre resistência mecânica e dutilidade, traduzido pela maior resistência à tração sem perda de tenacidade.
Os ensaios de polarização cíclica potenciodinâmica revelaram a menor suscetibilidade à corrosão localizada do aço ISO 5832-9 quando comparada a do aço ASTM F 138.
Os ensaios de fadiga em meio neutro e em meio agressivo mostraram que para níveis equivalentes de tensão o aço ISO 5832-9 tem uma vida em fadiga maior que a do aço ASTM F 138. Mostraram também que a redução na vida em fadiga pela influência do meio agressivo (NaCl 0,9%) aumenta com o tempo de ensaio.
Finalmente, as propriedades mecânicas monotônicas, obtidas no ensaio de tração, as propriedades mecânicas cíclica, obtidas no ensaio de fadiga em meio neutro e meio agressivo, assim como as propriedades de corrosão, obtidas no ensaio de polarização cíclica potenciodinâmica, sugerem que o aço ISO 5832-9 é um material muito promissor para uso na fabricação de implantes ortopédico.
5. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
• ASTM STANDARD. F 138, Standard specification for stainless steel bar and wire for surgical implants, in "Annual book of ASTM stardards", V.13.01, 1984, PA, ASTM. • CAHOON, J. R., HOLTE, R. N. Corrosion fatigue of surgical stainless steel in synthetic
physiological solution. J. of Biomedical Materials Research, v.15, p.137-145, 1981. • CHOHFI, M., et al. Prótese metal/metal: uma tendência? Revista Brasileira de Ortopedia,
v.32 n.10, p.760-766, Out. 1997.
• CIGADA, A., et al. Duplex stainless steels for osteosynthesis devices. J. of Biomedical
Materials Research, v.23, p.1087-1085, 1989.
• COOK, S. D., et al. The in vivo performance of 250 internal fixation devices: a follow-up study. Biomaterials, v.8, p.177-184, 1987.
• FRAKER, A. C., RUFF, A. W. Metallic surgical implants: state of art. Journal of Metals, p.22-28, May 1977.
• GIORDANI, E. J., et al. Failure analyse of two ASTM F 138 stainless steel orthopedic implants. in XVII Congress of the Brazilian Society for Microscopy and Microanalysis, 1999, Santos. ACTA MICROSCÓPICA, V.8, SUPPLEMENT A, p.255-256, 1999.
• GOTMAN, I. Characteristics of metals used in implants. Journal of Endourology. v.11, n.6, p.383-389, Dec. 1997.
• INTERNATIONAL STANDARD. ISO 5832-9, Implants for surgery – Metallic materials. Part 9: Wrought high nitrogen stailess steel. 1992.
• JACK, D. H.; JACK, K. H. Structure of Z-phase, NbCrN. J. of the Iron and Steel Institute, October, 1972.
• JACOBS, J. J., et al. Corrosion of metals orthopaedic implants: current concerpts review.
The J. of Bone and Joint Surgery. v.80-A, n.2, p.268-282, Feb. 1998.
• LINDSTEDT, U., et al. Small fatigue cracks in na austenitic stainless steel. Fatigue &
Fracture of Engineering Materials & Structures, v.21, p.85-98, 1998.
• LOPEZ, G. D. Biodeterioration and corrosion of metallic implants and prosthetic devices.
Medicina Buenos Aires. v.53, n.3, p.260-274, 1993.
• NYSTRÖM, M. et al. Influence of nitrogen and grain size on deformation behaviour of austenitic stainless steel. Materials Science and Technology, v.13, n.7, p.560-567, 1997. • ÖRNHAGEN, C., et al. Characterization of a nitrogen-rich austenitic stainless steel used
for osteosynthesis devices. J. of Biomedical Materials Research, v.31, p.97-103, 1996. • RIMNAC, C. M., et al. Failure of orthopedic implants: three case histories. Materials
Characterization, v.26, n.4, p.201-209, 1991.
• SIVAKUMAR, M. et al. Investigation of failures in stainless steel orthopaedic implant devices: pit-induced fatigue crack. J. of Materials Science Letters, v.14, p.148-51, 1995. • SIVAKUMAR, M., RAJESWARI, S. Corrosion induced failure of stainless steel
orthopaedic implant device. Steel Research, v.66, n.1, p.35-38, 1995.
• SPIEDEL, M. O., PEDRAZZOLI, R. M. High nitrogen stainless steels in chloride solutions. Materials Performance, v.31, n.9, p.59-61, Sep. 1992.
• TAIRA, M., LAUTENSCHLAGER, E. P. In vitro corrosion fatigue of 316 L cold worked stainless steel. J. of Biomedical Materials Research, v.26, p.1131-1139, 1992.
• VANDER VOORT, G. F. The metallography of stainless steel. JOM, March, 1989.
AGRADECIMENTOS
Ao CNPq pela concessão das bolsas de pesquisa.
À Baumer S/A pelo fornecimento de material, usinagem de corpos de prova e principalmente pelo fornecimento de informações indispensáveis para execução deste trabalho.
