MINISTÉRIO DA DEFESA

EXÉRCITO BRASILEIRO

DEPARTAMENTO DE CIÊNCIA E TECNOLOGIA

INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA

CURSO DE DOUTORADO EM CIÊNCIA DOS MATERIAIS

CELSO RENATO DE SOUZA RESENDE

ESTUDO DE LIGAS BIOABSORVÍVEIS BASEADAS EM Mg.

Rio de Janeiro

2014

INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA

CELSO RENATO DE SOUZA RESENDE

ESTUDO DE LIGAS BIOABSORVÍVEIS BASEADAS EM Mg.

Tese de Doutorado apresentada ao Curso de Pós-Graduação em Ciência dos Materiais do Instituto Militar de Engenharia, como requisito parcial para a obtenção do título de D o u t o r em Ciências em Ciência dos Materiais.

Orientador: Prof. Carlos Nelson Elias, D.C.

Rio de Janeiro 2014

2

C2014

INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA

Praça General Tibúrcio, 80 – Praia Vermelha

Rio de Janeiro – RJ CEP: 22290-270

Este exemplar é de propriedade do Instituto Militar de Engenharia, que poderá incluí-lo

em base de dados, armazenar em computador, microfilmar ou adotar qualquer forma de

arquivamento.

É permitida a menção, reprodução parcial ou integral e a transmissão entre bibliotecas

deste trabalho, sem modificação de seu texto, em qualquer meio que esteja ou venha a

ser fixado, para pesquisa acadêmica, comentários e citações, desde que sem finalidade

comercial e que seja feita a referência bibliográfica completa.

Os conceitos expressos neste trabalho são de responsabilidade do(s) autor(es) e do(s)

orientador(es).

620.11

Resende, Celso Renato de Souza

R433e Estudo de ligas bioabsorvíveis baseadas em Mg / Celso Renato de Souza Resende, orientado por Carlos Nelson Elias – Rio de Janeiro: Instituto Militar de Engenharia, 2014. 158p. : il. Tese (Doutorado) – Instituto Militar de Engenharia, Rio de Janeiro, 2014. 1. Curso de Ciência dos materiais – teses e dissertações. 2. Ligas bioabsorvíveis. 2. Biodegradação I. Elias, Carlos Nelson. II. Título. III. Instituto Militar de Engenharia.

4

Dedico este trabalho à minha esposa Lívia, ao meu

filho Bruno e ao meu orientador Carlos Nelson

Elias. O apoio incondicional e incentivo de vocês

tornou possível a concretização deste sonho.

5

AGRADECIMENTOS

Após esta árdua e gratificante jornada agradeço a Deus e a todas as pessoas

que contribuíram para a realização deste trabalho, em especial.

À minha esposa Lívia, por todo seu apoio, companheirismo, dedicação e

sacrifício durante meus longos períodos de ausência;

Aos meus pais Celso e Dione, pelo apoio e mensagens de incentivo nos

momentos mais críticos;

Ao meu orientador Carlos Nelson Elias, pela sabedoria, competência, conduta

e disponibilidade em minha orientação. Seus ensinamentos e seus exemplos

tornaram-se base sólida em minha trajetória.

Ao amigo Rodrigo Félix pelo acolhimento, apoio e incentivo, fundamentais

neste trabalho.

Ao Heraldo Elias Salomão pela ajuda e pela amizade sólida construída

naturalmente durante este período.

Ao meu sobrinho Yuri Resende por todo apoio e incentivo.

Aos amigos que colaboraram de forma amiga e cordial para a obtenção dos

resultados aqui apresentados: Do CBPF: Marcelo Tanaka, Mariana Giffoni, Paula

Roberta, Cilene Labre e Cléo Martins; Da UFRJ: Profª Susana Losada Dias; Da

UFSCAR: Profª Telma Blanco Matias; Da UFJF: Profª Flávia de Paoli; Do Instituto Vital

Brasil: Luis Eduardo, Andréa Sobrinho, Valéria Yugue e José DaCasa; Da

UNIGRANRIO: Fábio Monteiro e Jacqueline Cavalcanti; Da UNIPAC: Hugo Fajardo.

Aos amigos e companheiros de curso, em especial ao Daniel Jogaib, Ubiratan

Oliveira, Angela Dalvi e Alexandre Lopes.

Ao Hector Borja e ao Joel dos Santos pela amizade e apoio.

Aos professores e funcionários do IME, em especial aos Professores Marcelo

Prado e Leila Cruz pela acolhida e orientação.

Às minhas auxiliares Fabiana, Sueli e Rose e aos meus pacientes, por todo

apoio e compreensão por tantos momentos de ausência.

6

SUMÁRIO

LISTA DE ILUSTRAÇÕES .................................................................................... 10

LISTA DE QUADROS.................................. ...........................................................13

LISTA DE TABELAS ............................................................................................. 15

LISTA DE SÍMBOLOS .......................................................................................... 17

LISTA DE SIGLAS ................................................................................................ 18

1 INTRODUÇÃO .......................................................................................... 21

2 OBJETIVO ................................................................................................ 23

3 REVISÃO DE LITERATURA ..................................................................... 24

3.1 Características gerais do magnésio .......................................................... 24

3.2 Nomenclatura das ligas de magnésio ........................................................ 27

3.3 Estrutura cristalina do magnésio e suas ligas ............................................ 28

3.4 Ligas de magnésio .................................................................................... 28

3.4.1 Ligas amorfas de mg (vidros metálicos baseados em mg) ........................ 31

3.4.2 Ligas de magnésio e cálcio ....................................................................... 36

3.4.3 Ligas de magnésio e zinco ........................................................................ 37

3.4.4 Ligas de magnésio, zinco e cálcio ............................................................. 40

3.4.5 Ligas de magnésio e terras raras (tr) ......................................................... 44

3.5 Esterilização dos dispositivos à base de magnésio ................................... 51

3.6 Propriedades mecânicas das ligas de mg ................................................. 52

3.7 Tratamento das ligas de magnésio ............................................................ 58

3.7.1 Processos mecânicos de modificação da superfície ................................. 61

7

3.7.2 Processos físicos e químicos de modificação da superfície .............................. 62

3.8 Desenvolvimento de novas estruturas ....................................................... 67

3.9 Corrosão e degradação do magnésio e suas ligas .................................... 68

3.10 Teorias da corrosão para o magnésio........................................................ 72

3.11 Mecanismos de corrosão biológica do magnésio ...................................... 74

3.12 Degradação in vivo do mg ......................................................................... 78

3.13 Biomateriais ............................................................................................... 80

3.14 Classificação dos biomateriais .................................................................. 82

3.14.1 Materiais bioabsorvíveis ............................................................................ 82

3.15 Biocompatibilidade .................................................................................... 83

3.16 Utilização do magnésio e suas ligas como biomaterial .............................. 85

3.17 Dispositivos a base de mg utilizados em ortopedia ................................... 86

3.18 Stents à base de magnésio ....................................................................... 88

4 MATERIAIS E MÉTODOS ......................................................................... 89

4.1 Materiais .................................................................................................... 89

4.1.1 Obtenção da fita mg65zn30ca5 por solidificação ultrarrápida via melt-spinning .. 89

4.1.2 Obtenção das ligas mg2ca2gd e mg0,8ca4nd ........................................... 90

4.1.3 Tratamento térmico da fita amorfa de mg65zn30ca5 ................................ 90

4.1.4 Esterilização das ligas ............................................................................... 91

4.2 Microestrutura ............................................................................................ 91

4.2.1 Microscopia óptica ..................................................................................... 91

4.2.2 Microscopia eletrônica de varredura .......................................................... 92

4.2.3 Análise por difração de raios x .................................................................. 92

4.3 Caracterização térmica .............................................................................. 92

4.4 Caracterização química ............................................................................. 93

8

4.5 Corrosão das ligas ..................................................................................... 94

4.6 Propriedade mecânica (nano dureza e dureza das ligas) ......................... 94

4.6.1 Nano dureza da fita mg65zn30ca5 ............................................................... 94

4.6.2 Dureza das ligas mg2ca2gd e mg0,8ca4nd .................................................. 94

4.7 Avaliação da citotoxicidade das ligas ........................................................ 95

4.8 Testes em animais ..................................................................................... 97

4.8.1 Cirurgia ...................................................................................................... 97

4.8.2 Hemograma e sorologia .......................................................................... 100

4.8.3 Histologia e histopatologia (rins e fígado) ................................................ 100

4.8.4 Exame radiográfico .................................................................................. 101

5 RESULTADOS E DISCUSSÃO ............................................................... 102

5.1 Tratamento térmico da fita mg65zn30ca5 ................................................... 102

5.2 Caracterização da microestrutura ............................................................ 103

5.2.1 Liga mg-zn-ca .......................................................................................... 103

5.2.2 Ligas mg2ca2gd e mg0,8ca4nd ................................................................... 116

5.3 Caracterização térmica ............................................................................. 119

5.4 Caracterização química das ligas ............................................................ 123

5.5 Corrosão em nacl .................................................................................... 130

5.6 Propriedades mecânicas ......................................................................... 133

5.6.1 Nanodureza da fita .................................................................................. 133

5.6.2 Dureza rockwell b das ligas mg2ca2gd e mg0,8ca4nd. ........................... 134

5.7 Avaliação da resposta celular in vitro (citotoxicidade e proliferação celular)134

5.8 Hemograma e sorologia .......................................................................... 137

5.9 HISTOLOGIA E HISTOPATOLOGIA ................................................................... 141

5.10 EXAME RADIOGRÁFICO................................................................................ 145

9

6 CONCLUSÕES ....................................................................................... 147

7 REFERÊNCIAS BIBLIOGRAFICAS ....................................................... 150

10

LISTA DE ILUSTRAÇÕES

FIG. 3.1 Microestrutura do Mg puro, atacada quimicamente com nital 4% (a fase β rica em Mg encontra-se em destaque. Adaptado de AGUDELO et al, 2011). ................................................................................................................. 266

FIG. 3.2 Ilustração da formação de sólidos amorfos por resfriamento rápido (Adaptado de YETING et al., 2007) ......................................................... 322

FIG 3.3 Variação do comportamento mecânico dos vidros metálicos. .................. 333

FIG 3.4 Evolução de gás H2 x Porcentagem de Zn (DANEZ, 2011). .................... 366

FIG 3.5 Diagrama Ca-Mg (A.A. NAYEB-HASHEMI and J.B. CLARK, 1988). ........ 377

FIG 3.6 Diagrama Mg-Zn (J.B. CLARK, L. ZABDYR, and Z. MOSER, 1988). ....... 388

FIG 3.7 Imagens radiográficas após 12 semanas de implantação das ligas Mg-Ca e Mg-Ca-Zn na região do abdômen dorsal de ratos. a) Mg5Ca fundida; b) Mg5Ca extrudada; c) Mg5Ca1Zn fundida e d) Mg5Ca1Zn extrudada, não havendo indícios de bolhas de gás. ......................................................... 422

FIG. 3.8 Imagens histológicas 24 meses após a inserção de um parafuso da liga extrudada Mg5Ca1Zn no côndilo femoral de coelho Nova Zelândia. a) aumento de 3x e b) aumento de 10vezes, mostrando a deposição óssea ao redor do implante degradado. Em destaque um diagrama com corte transversal (esquerda) e do parafuso pronto para a fixação (direita). ..... 433

FIG. 3.9 Seção isotérmica do sistema Mg-Ca-Zn a 335°C com dois compostos ternários comparados com os dados experimentais de Clark (1961) onde A denota Ca2Mg6Zn3 e B denota Ca2Mg5Zn13. Rahman et al (2009). ......... 433

FIG. 3.10 Diagramas de fases dos sistemas binários. A - Mg-Gd (GUO et al 2007); B - Mg-Nd (NIU et al, 2010) ......................................................................... 488

FIG. 3.11 Diagrama de fase da região rica em Mg do sistema Mg-Ca-Gd a 400°C (FEI et al, 2013). ...................................................................................... 499

FIG. 3.12 Diagrama de fase da região rica em Mg do sistema Mg-Ca-Nd a 400°C (FEI et al, 2013). ........................................................................................ 50

FIG. 3.13 Imagens BSE (a) e difratograma (b) de uma amostra do sistema Mg-Ca-Gd em equilíbrio a 400°C (FEI et al, 2013) ................................................ 51

FIG. 3.14 Propriedades mecânicas do Mg puro e suas ligas./ YS (Limite de escoamento) – UTS (Resitência à tração) – Elongation (Alongamento) .. 544

FIG. 3.15 (a) Curva tensão-deformação sob compressão para as ligas Mg68Zn28Ca4 e Mg80Zn15Ca5 com diâmetros de 2 e 3 mm, respectivamente. (b) resistência à fratura das ligas Mg72-xZn28Cax (x=0-6) com diâmetros de 2 e 3 mm (Danez, 2011). ............................................ 588

FIG. 3.16 Teoria cinética mostrando o efeito diferença negativa (EDN), em relação ao comportamento preditivo normal esperado para os metais pela teoria Tafel (PERSAUD-SHARMA & MCGOROM, 2012) .................................... 71

11

FIG. 3.17 Corrosão localizada: A) aplicação de baixo potencial ou densidade de corrente e B) aplicação de alto potencial ou densidade de corrente (Persaud-Sharma & McGorom, 2012) ....................................................... 72

FIG. 3.18 Modelo dos íons monovalentes (PERSAUD-SHARMA & MCGOROM, 2012).......................................................................................................... 73

FIG. 3.19 Modelo de corrosão eletroquímica para a corrosão do magnésio proposto por Song et al., 1997 (PERSAUD-SHARMA & MCGOROM, 2012). .......... 74

FIG. 3.20 Microfotografia da superfície do magnésio após a realização de análise de polarização em uma solução de NaCl (50 ×). Adaptado de Persaud-Sharma & McGorom, 2012. ..................................................................................... 79

FIG. 3.21Taxa de hemólise de diversas ligas de magnésio (LI, 2013) ..................... 84

FIG. 4.1 Melt-spinner utilizado para a produção das fitas (Suguihiro, 2013). .......... 90

FIG. 4.2 Forno utilizado para o tratamento térmico da fita Mg65Zn30Ca5 amorfa, onde se observa os controladores de temperatura (centro) e as fitas acondicionadas em cadinhos cerâmicos. .................................................. 91

FIG. 4.3 Equipamento para DSC utilizado na caracterização térmica da fita Mg65Zn30Ca5. .......................................................................................... 93

FIG. 4.4 Durômetro utilizado para o ensaio de dureza Rockwell B ......................... 95

FIG. 4.5 Sequência cirúrgica. A- Acesso ósseo por planos; B- Perfurações ósseas; C- Fitas estéreis da liga Mg65Zn30Ca5 inseridas nas perfurações monocorticais da tíbia esquerda (D); E- Ligas estéreis em forma de hastes contendo os elementos Gd e Nd instaladas na tíbia direita e E- Membrana de colágeno instalada, interpondo-se entre a cortical óssea de acesso e o retalho mucoperiosteal............................................................................. 100

FIG. 4.6 Esquema utilizado para as incidências de R-X. ..................................... 1011

FIG. 5.1 Padrão de fratura da fita vistas ao MEV após tratamento térmico a 2800C, por 30(A), 45(B), 60(C) e 90min(D). ........................................................ 103

FIG. 5.2 Padrão homegêneo da fita amorfa .......................................................... 104

FIG. 5.3 Difratograma da fita Mg65Zn30Ca5 amorfa ................................................ 104

FIG. 5.4 MEV da fita com tratamento térmico a 2800C por 30 minutos. A – aumento de 100X, B- 1.000X, C – 10.000X e D – 20.000X .................................... 105

FIG. 5.5 Difratograma da fita com tratamento térmico a 2800C por 30 minutos exibindo os picos de difração das fases cristalinas α-Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13. .......................................................................................... 105

FIG. 5.6 Mev fita com tratamento térmico a 2800C por 45 minutos. A - aumento de 1000 X, B- 2.000X, C – 30.395X e D – 50.000X. ..................................... 106

FIG. 5.7 Difratograma da fita com tratamento térmico a 2800C por 45 minutos exibindo os picos de difração das fases cristalinas Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13. .......................................................................................... 107

FIG. 5.8 Mev fita com tratamento térmico a 2800C por 60 minutos. A – aumento de 1.000X, B- 2.462X e C e D – 5.000X ....................................................... 108

12

FIG. 5.9 Difratograma da fita com tratamento térmico a 2800C por 60 minutos exibindo os picos de difração das fases cristalinas Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13. .......................................................................................... 108

FIG. 5.10 Espectro obtido da liga ternária Mg65Zn30Ca5 fundida (MATIAS et al, 2012) ................................................................................................................. 110

FIG. 5.11 Mev fita com tratamento térmico a 2800C por 90 minutos. A – aumento de 100X, B- 1.000X, C – 1.500X e D – 5.000X ............................................. 111

FIG. 5.12 Difratograma da fita com tratamento térmico a 2800C por 60 minutos exibindo os picos de difração das fases cristalinas Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13. .......................................................................................... 111

FIG. 5.13 Fita com tratamento 90 min (vista da seção transversal) ....................... 112

FIG. 5.14 Sobreposição dos difratogramas das fitas com tratamento térmico a 2800C por 30, 45, 60 e 90 minutos exibindo os picos de difração das fases cristalinas Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13. ..................................................... 113

FIG. 5.15 Imagens obtidas por MEV após esterilização por radiação gama. Fita com tratamento térmico por 30 minutos (A e B); 60 minutos (C) e 90 minutos (D, E e F). ...................................................................................................... 114

FIG. 5.16 Pontos selecionados referentes às estruturas de óxidos na superfície da fita Mg65Zn30Ca5. .................................. Erro! Indicador não definido.115

FIG. 5.17 Picos referentes à composição química dos pontos selecionados na FIG. 43 ........................................................................................................... 1156

FIG. 5.18 Liga Mg-Ca-Gd: A- Borda e B – Centro .................................................. 116

FIG. 5.19 Liga Mg-Ca-Nd: A- Borda e B – Centro ................................................ 1167

FIG. 5.20 Liga Mg-Ca-Gd exibindo a distribuição de estrutura lamelar e precipitados de Mg5Gd (pontos claros indicados pela seta amarela) em aumentos de A - 500X, B – 1.000X, C- 5.000X e D – 12.000X. As setas vermelhas (Figura D) representam segregações de Mg/Gd, ................................................... 1178

FIG. 5.21 Liga Mg-Ca-Nd exibindo a distribuição de estrutura lamelar e precipitados da fase Mg41Nd5 (seta amarela) em aumentos de A - 500X, B – 1.000X, C- 2.000X e D – 5.000X. A seta vermelha (Figura D) indica uma região de segregação de Mg/Nd. .......................................................................... 1189

FIG. 5.22 Espectro da difração da liga Mg-Ca-Gd .................................................. 119

FIG. 5.23 Termogramas de DSC a taxa de aquecimento de 40 K/min correspondentes às amostras sem tratamento térmico [1] e com tratamento térmico a 280°C por 90 min [2]. ............................................................. 1201

FIG. 5.24 Diagramas de fases Mg-Zn, com transformação eutética Mg71Zn29 a 340°C (613K) - Rahman, 2009 ................................................................ 121

FIG. 5.25 Diagrama de fases Ca-Mg com transformação eutética Mg89,5Ca10,5 a 516,5 oC (789,5K) - Rahman, 2009........................................................ 1212

FIG. 5.26 TG e DSC da liga Mg2Ca2Gd ................................................................ 122

FIG. 5.27 TG e DSC da liga Mg0,8Ca4Gd ............................................................. 122

13

FIG. 5.28 Micrografia em MEV da fita Mg65Zn30Ca5 indicando alguns pontos de análise pelo EDS. .................................................................................... 125

FIG. 5.29 Micrografia da liga Mg2Ca2Gd ............................................................... 128

FIG. 5.30 Micrografia da liga Mg0,8Ca4Nd ............................................................ 129

FIG. 5.31 Curva de polarização para a fita amorfa Mg65Zn30Ca5 ........................... 130

FIG. 5.32 Curva de polarização para a fita Mg65Zn30Ca5 com tratamento térmico a 280°C por 90 minutos ............................................................................... 131

FIG. 5.33 Curva de polarização para a liga Mg2Ca2Gd ......................................... 131

FIG. 5.34 Curva de polarização para a liga Mg0,8Ca4Nd ...................................... 132

FIG. 5.35 Curvas de polarização das ligas estudadas plotadas conjuntamente..... 133

FIG. 5.36 Ensaio de citotoxicidade (XTT) e de proliferação celular (CVDE) da fita Mg-Zn-Ca em diferentes tempos de síntese e para ligas de terras raras Gd e Nd. Para análise estatística foi utilizado o método (ANOVA) e pos-test de Dunnett. As amostras foram normalizadas em porcentagem e comparadas ao controle negativo (células). Os valores significativos são indicados na figura. *p <0.01. ....................................................................................... 137

FIG. 5.37 Peças anatômicas dissecadas de um dos coelhos do grupo experimental A - Tíbia esquerda contendo as ligas Mg65Zn30Ca5; B - Aspecto ectoscópico dos rins e C - do fígado. Observa-se um aspecto de normalidade das peças anatômicas .............................................................................................. 142

FIG. 5.38 Imagens obtidas das tíbias esquerdas nos tempos de 3, 6 e 8 semanas após a implantação das ligas Mg-Zn-Ca ................................................. 144

FIG. 5.39 Tomadas radiográficas das tíbias direita e esquerda dos coelhos. Tomadas oclusais (A,C,E,G,I,K) e laterais (B,D,F,H,J,L) ......................... 146

14

LISTA DE QUADROS

Quadro 3.1 Dígitos usados na designação das ligas de Mg. .................................. 277

Quadro 3.2 Estado de fornecimento e tratamento térmico das ligas de Mg ........... 277

15

LISTA DE TABELAS

TAB. 3.1 Propriedades mecânicas de algumas ligas de Mg na temperatura

ambiente. ................................................................................................... 266

TAB. 3.2 Análise química dos elementos de liga em algumas ligas de Mg

(GÉRRARD et al, 2012). ............................................................................ 30

TAB. 3.3 Fases em equilíbrio presentes no campo rico em Mg para diversas ligas

do sistema Mg-Ca-Gd a 400°C (FEI et al, 2013). .................................... 488

TAB. 3.4 Fases em equilíbrio presentes no campo rico em Mg de várias ligas do

sistema Mg-Ca-Nd a 400°C (FEI et al, 2013). ......................................... 499

TAB. 3.5 Propriedades mecânicas de alguns materiais selecionados (Gérrard et

al., 2012). ................................................................................................. 533

TAB. 3.6 Propriedades mecânicas das ligas amorfas e cristalinas do sistema Mg-

Zn-Ca ....................................................................................................... 577

TAB. 3.7 Fila ou tabela de reatividade dos metais ............................................... 699

TAB. 3.8 Taxas de corrosão para algumas ligas de Mg imersos em SBF(Gérrard et

al, 2012) ..................................................................................................... 75

TAB. 3.9 Viabilidade celular da linhagem L929 cultivadas em extratos de ligas de

Mg, Li (2013) .............................................................................................. 84

TAB. 3.10 Elementos de liga mais comuns usados em ligas de magnésio.

Características e reações fisiológicas (Gérrard et al, 2012) ...................... 85

TAB. 4.1 Composições químicas nominais e modo de preparação das ligas

experimentais (% em peso para Mg2Ca2Gd / Mg0,8Ca4Nd e % at para

Mg65Zn30Ca5) ............................................................................................. 89

TAB. 4.2 Relação dos animais do grupo experimental (1 a 6) e controle (C1e C2),

com seus respectivos pesos. ..................................................................... 99

TAB. 5.1 Possíveis reações eutéticas, composição e temperatura do sistema Mg-

Zn-Ca (Rahman et al., 2009). .................................................................. 109

16

TAB. 5.2 Composição química dos pontos selecionados referentes às estruturas de

óxidos na superfície da fita Mg65Zn30Ca5 ................................................. 115

TAB. 5.3 FRX para a fita Mg65Zn30Ca5 .................................................................. 124

TAB. 5.4 Resultado do EDS para o objeto 451 ..................................................... 125

TAB. 5.5 Resultado do EDS para o objeto 445. .................................................... 126

TAB. 5.6 Resultado do EDS para o objeto 446 ..................................................... 126

TAB. 5.7 Espectroscopia por Fluorescência de Raios X (FRX) para a liga

Mg0,8Ca4Nd ............................................................................................ 127

TAB. 5.8 Espectroscopia por Fluorescência de Raios X (FRX) para a liga

Mg2Ca2Gd .............................................................................................. 127

TAB. 5.9 Resultado do EDS para o objeto 10. ...................................................... 128

TAB. 5.10 Resultado do EDS para o objeto 11 ..................................................... 129

TAB. 5.11 Percentuais em massa das composições químicas dos objetos

assinalados na FIG. 58 ............................................................................ 130

TAB. 5.12 Nanodureza e Módulo de elasticidade na face rugosa da fita Mg-Zn-Ca

................................................................................................................... 133

TAB. 5.13 Nanodureza e Módulo de elasticidade na face lisa da fita Mg-Zn-Ca ... 134

TAB. 5.14 Dureza Rocwell B para as ligas Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd. ............... 134

TAB. 5.15 Resultados de ensaios de citoxidade disponíveis na literatura para ligas

com composições nominais semelhantes a do presente trabalho. .......... 136

TAB. 5.16 Resultados do Hemograma para os coelhos do grupo experimental (C1 a

C6) e do grupo controle (Contr. 1 e 2) com seus respectivos valores de

referência (VR). ....................................................................................... 140

TAB. 5.17 Resultados da Bioquímica sanguínea para os coelhos do grupo

experimental (C1 a C6) e do grupo controle (Contr. 1 e 2) com seus

respectivos valores de referência (VR). ................................................... 140

TAB. 5.18 Resultado do exame histopatológico dos rins e fígado dos animais do

grupo experimental (C1 a C6) e do grupo controle (CONTR 1 e CONTR 2).

................................................................................................................. 142

17

LISTA DE SÍMBOLOS

pH - Potencial hidrogeniônico

ppm - Partes por milhão

wt% - Percentual em peso

cm - Centímetro

mm - Milímetro

nm - Nanômetro

µm - Micrômetro

g - Grama

ºC - Graus Celsius

h - Hora

min - Minuto

MPa - Megapascal

GPa - Gigapascal

N - Newton

σ - Tensão

E - Módulo de elasticidade

hkl - Índices de Miller

λ - Comprimento de onda

eV - Elétronvolt

mA - Miliamper

18

LISTA DE SIGLAS

ICSD Inorganic Crystal Structure Database

ICDD International Centre for Diffraction data

ASTM American Society for Testing and Materials

CIF Crystallographic Information File

IME Instituto Militar de Engenharia

MEV Microscópio eletrônico de Varredura

DRX Difração de Raios X

DSC Calorimetria Diferencial de Varredura

FRX Espectroscopia de Fluorescência de Raios X

EDS Espectroscopia de RX por Dispersão de Energia

TR (ER) Elemento Terras Raras

DNA Ácido Desoxirribonucléico

SBF Fluido Corpóreo Simulado

MC3T3-E1 Celulas murinas da linhagem pré-osteoblástica

L929 Células da linhagem de fibroblastos de rato

MSC-P5 Célula muscular vascular lisa humana

RAW 264,7 Celula da linhagem de macrófagos e monócitos de camundongo

MG 63 Células da linhagem de osteossarcoma

WE 43 Liga baseada em Mg (4% ítrio e 3% terras raras / Nd, Ce e Dy)

LAE 442 Liga baseada em Mg (4% ítrio, 4% Al e 2% terras raras / Ce, La, Nd e

Pr)

XTT 2 metoxi 4 nitro 5 sulfofenil 5 fenilalanina carbonil 2H tetrazolium

hidróxido

CVDE Crystal Violet Dye Elution

ALT Alanina aminotransferase

AST Aspartato aminotransferase

VCM Volume corpuscular médio

CHCM Concentração de hemoglobina corpuscular média

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RESUMO

As ligas de magnésio são pesquisadas como possíveis aplicações em dispositivos de implantes biodegradáveis no organismo humano. Um dos fatores importantes quanto à sua utilização refere-se ao fato de não haver a necessidade de uma segunda cirurgia para remover tais implantes, ao contrário do que ocorre com os demais implantes metálicos convencionais em aço inoxidável, ligas de cobalto-cromo ou de titânio. Além disso, o módulo de elasticidade de suas ligas aproxima-se às do osso natural humano, o que reduz consideravelmente a possibilidade de efeitos biológicos indesejáveis na interface osso/implante. Entretanto, para que possam ser aplicadas como implantes biodegradáveis, alguns requisitos devem ser atendidos pelas ligas, como adequadas propriedades mecânicas, taxa de degradação uniforme e biocompatibilidade. Neste trabalho foram utilizadas três ligas à base de magnésio (Mg65Zn30Ca5, Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd). A liga Mg65Zn30Ca5 na forma de fita foi obtida por resfriamento ultrarápido (Melt spinning) e as demais foram obtidas por solidificação convencional. A microestrutura, as propriedades térmicas e a composição química da fita de Mg65Zn30Ca5 foram analisadas por microscopia eletrônica de varredura (MEV), difração de raios X (DRX), calorimetria diferencial de varredura (DSC), espectroscopia de fluorescência de Rx (FRX) e espectroscopia de Rx por dispersão de energia (EDS). A microestrutura e a composição química das ligas Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd foram analisadas por microscopia óptica, MEV, DRX, FRX e EDS. Determinou-se a nanodureza da liga Mg65Zn30Ca5 e a dureza Rockwell B das ligas Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd. A resistência à corrosão das ligas foi determinada por meio de ensaios de polarização potenciodinâmica, utilizando-se uma solução de NaCl 0,9 mol L-1. A biocompatibilidade foi avaliada em ensaios de citotoxicidade, utilizando-se extrato das ligas e células do tipo MC3T3. A citotoxicidade foi quantificada com o ensaio colorimétrico XTT e para a avaliação da proliferação celular utilizou-se o teste CVDE (Crystal Violet Dye Elution). As ligas foram inseridas em tíbias de coelhos e os animais foram sacrificados com 3, 6 e 8 semanas. O sangue, os rins, os fígados e as tíbias dos animais foram coletados para análise bioquímica (hemograma e sorologia), histológica e histopatológica. Os resultados quanto à caracterização dos materiais mostraram-se condizentes com os padrões previstos na literatura de base. As ligas contendo elementos terras raras não se mostraram citotóxicas e não impediram a proliferação celular in vitro, enquanto que a liga Mg-Zn-Ca não tenha se comportado desta maneira. Os resultados dos exames laboratoriais, histológicos e histopatológicos das três ligas estudadas sinalizam sua possível utilização como dispositivos biomédicos.

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ABSTRACT

Magnesium alloys has been investigated as a strong candidate to be used as biodegradable implant devices in the human body. One of the most important factors regarding its use refers to the fact that a second surgery is not necessary to remove such implants, contrary to what occurs with other conventional metallic implants made of stainless steel alloys, cobalt-chromium or titanium. Moreover, the modulus of elasticity of its alloys are close to the natural human bone, which considerably reduces the possibility of undesirable biological effects in the bone / implant interface. However, the alloys must met some requirements to be applied as biodegradable implants, as appropriate mechanical properties, uniform rate of degradation and biocompatibility. In the present work, three magnesium alloys were utilized (Mg65Zn30Ca5, Mg2Ca2Gd and Mg0,8Ca4Nd). The Mg65Zn30Ca5 alloy in the shape of a tape was obtained by ultrafast cooling (Melt spinning) and the others were obtained by conventional solidification. The microstructure, thermal properties and the chemical composition of Mg65Zn30Ca5 tape were analyzed by scanning electron microscopy (SEM), X-ray diffraction (XRD), differential scanning calorimetry (DSC), Rx fluorescence spectroscopy (XRF) and Rx spectroscopy energy dispersive (EDS). The microstructure and the chemical composition of Mg2Ca2Gd and Mg0,8Ca4Nd alloys were analyzed by optical microscopy, SEM, XRD, XRF and EDS. It was determined nanohardness of Mg65Zn30Ca5 alloy and Rockwell B hardness of Mg2Ca2Gd and Mg0,8Ca4Nd alloys. The corrosion resistance of the alloys was determined by means of potentiodynamic polarization tests using 0.9 mol l-1 of NaCl solution. The biocompatibility was evaluated in cytotoxicity assays using alloy extracts and MC3T3 cells. Cytotoxicity was quantified using XTT colorimetric assay and to cell proliferation evaluation it was used CVDE (Crystal Violet Dye Elution) test. The alloys were placed in rabbit tibia and the animals were sacrificed in 3, 6 and 8 weeks. The blood, kidneys, livers and tibias were collected for biochemical (blood count and serology), histological and histopathological analysis. The findings related to the characterization of the materials showed to be consistent with the standards predicted in the basic literature. The alloys containing rare earth elements indicated no cytotoxicity and did not prevent cell proliferation in vitro, whereas the Zn-Mg-Ca did not behaved in the same way. The laboratorial, histological and histopathological tests results for the three alloys investigated indicated their possible use as biomedical devices.

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1 INTRODUÇÃO

Os avanços tecnológicos e científicos dos últimos anos têm refletido diretamente

na melhoria da qualidade de vida da população. Neste contexto, os biomateriais são

desenvolvidos com o intuito de substituir ou auxiliar as funções de órgãos do corpo

que sofreram algum tipo de dano. Os novos biomateriais são projetados para exibir

baixo módulo de elasticidade, efeito de memória de forma ou superelasticidade,

resistência ao desgaste e adequada trabalhabilidade. Além disto, busca-se a total

eliminação quanto à possibilidade de efeitos tóxicos advindos da lixiviação, desgaste

e corrosão destes. Para atender esta demanda, as ligas de magnésio apresentam

grande interesse para aplicações na área biomédica (XIN, 2011).

O magnésio e suas ligas são materiais metálicos biocompatíveis, possuem

propriedades mecânicas similares às do osso natural, o que os torna potencialmente

aptos para atuarem como substitutos osteocondutores bioabsorvíveis, especialmente

em aplicações em que há necessidade de suportar cargas quando em contato com

tecidos duros (GÉRRARD et al, 2012). Estas ligas apresentam vantagens sobre os

tradicionais biomateriais metálicos, cerâmicos e poliméricos bioabsorvíveis, tais como

a similaridade de sua densidade (1,73g/cm3 para o Mg puro e 1,75 a 1,85g/cm3 para

suas ligas) com a do osso cortical humano (1,75g/cm3). Além desta característica, os

íons de magnésio estão presentes no organismo humano, participando efetivamente

em diversas reações metabólicas e de processos biológicos fisiológicos (LI, 2013).

Entretanto, os efeitos da sua corrosão e degradação no ambiente fisiológico do

corpo humano limitam sua aplicação. Idealmente, busca-se o equilíbrio entre a perda

gradual da resistência mecânica com o processo de degradação e a estabilidade do

tecido ósseo cicatricial. As pesquisas procuram alcançar este objetivo. Os implantes

ortopédicos fabricados com ligas de magnésio apresentam potencial para obter

resultados ideais, sem que haja a necessidade de uma revisão cirúrgica para remoção

do implante. Com esta finalidade, as propriedades superficiais dos materiais a serem

utilizados como dispositivos médicos implantáveis devem ser cuidadosamente

selecionados, para que a cinética de degradação do implante possa ser controlada de

maneira eficiente (GÉRRARD et al, 2012).

22

Os biomateriais metálicos são usados desde o início do século 20 para substituir

os tecidos duros danificados ou doentes. Em 1907, uma liga de magnésio foi utilizada

por Lambotte para estabilizar uma fratura óssea na perna. Geralmente os implantes

metálicos são utilizados em aplicações de suporte de carga onde são necessárias

uma elevada resistência mecânica e tenacidade à fratura. As ligas de magnésio são

usadas em dispositivos de fixação em cirurgia ortopédica, tais como parafusos e

placas para a estabilização de fraturas e correção de defeitos ósseos. A implantação

de tais dispositivos promove mínimas alterações na composição do sangue, sem

causar danos aos órgãos excretores, como o fígado e rins (ZHANG et al, 2009). A

concepção e a seleção dos biomateriais são altamente dependentes da sua aplicação

específica (biofuncionalidade). Os dispositivos médicos à base de Mg são vastamente

investigados, especialmente para aplicações na área da ortopedia e como stents

cardiovasculares.

O Brasil é um dos dez maiores produtores de Mg primário do mundo, mas sua

produção restringe-se à obtenção de Mg e ligas que se destinam à produção do aço

ou a processos de refusão, os quais se destinam à indústria da fundição e injeção de

peças. As jazidas de magnesita (MgCO3) mais importantes do país localizam-se nos

estados do Ceará (Orós e Cariús) e na Bahia (Brumados) e em Sergipe (Bacia salífera

sergipana), enquanto que grandes reservas de dolomita ocorrem no estado de São

Paulo (LIMA, 2012).

Apesar de existirem algumas aplicações do magnésio e suas ligas como implantes

biomédicos, sua utilização comercial ainda apresenta limitações em relação a

algumas propriedades inerentes a estes materiais. Sem dúvida, o maior obstáculo

para a utilização dos dispositivos biomédicos de magnésio refere-se à relação entre

sua taxa de degradação no ambiente corporal e a manutenção de suas propriedades

mecânicas. Os resultados obtidos nas pesquisas realizadas em multicentros de

pesquisa são promissores e indicam que é possível controlar a degradação do Mg e

suas ligas.

23

2 OBJETIVO

Os objetivos do presente trabalho foram:

Investigar a influência do tratamento térmico de recristalização na

microestrutura e na resistência à corrosão em NaCl da fita amorfa como

recebida de Mg65Zn30Ca5.

Avaliar a citocompatibilidade da fita Mg65Zn30Ca5 após o tratamento térmico a

280°C em tempos de 30, 45, 60 e 90 minutos.

Investigar a microestrutura, o comportamento à corrosão em NaCl e a

citocompatibilidade das ligas de Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd.

Realizar ensaios “in vivo” para avaliar a cicatrização do tecido ósseo 3, 6 e 8

semanas após a inserção das ligas Mg65Zn30Ca5, Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd

em tíbias de coelhos.

Investigar os efeitos da lixiviação das ligas implantadas no funcionamento dos

rins e fígado dos animais, através de exames de sangue (hemograma e

sorologia) e de exames histopatológicos dos referidos órgãos.

Avaliar o padrão de cicatrização das tíbias que receberam as ligas baseadas

em Mg através da análise histológica.

24

3 REVISÃO DE LITERATURA

3.1 CARACTERÍSTICAS GERAIS DO MAGNÉSIO

O magnésio (Mg) é um metal alcalino-terroso pertencente ao grupo 2

(anteriormente chamado IIA). É sólido nas condições ambientais, com estrutura

cristalina hexagonal compacta e possui característica frágil. É o sétimo elemento mais

abundante na crosta terrestre e o terceiro mais abundante na água do mar, devido à

alta solubilidade dos seus ions na água. Trata-se de um metal de baixa densidade e

coloração prateada, que perde seu brilho quando exposto ao ar, devido à formação

de uma película de óxido de magnésio. Os compostos de magnésio, principalmente

seu óxido, são usados como material refratário de fornos para a produção de ferro e

aço, metais não ferrosos, cristais e cimento. São utilizados também na agricultura,

indústrias químicas e de construção. O uso principal do metal é como elemento de

liga com o alumínio, sendo usado na produção de recipientes de bebidas,

componentes de automóveis, como aros de roda e maquinárias diversas. O hidróxido

(leite de magnésia), o cloreto, o sulfato (sal de Epsom) e o citrato de magnésio são

empregados na medicina. Outros usos incluem, dentre outros, flashes fotográficos,

pirotecnia, bombas incendiárias e granadas de luz (flashbang).

O magnésio é importante para a vida animal e vegetal. A clorofila é uma

substância complexa de porfirina-magnésio que intervem na fotossíntese. Ele esta

presente na maioria dos alimentos, principalmente, nas folhas verdes das hortaliças,

nas sementes, nozes, leguminosas e cereais integrais. Sua absorção a partir dos

alimentos ocorre basicamente no fígado e intestino. A sua carência nos humanos pode

causar: agitação, anemia, anorexia, ansiedade, mãos e pés gelados, perturbação da

pressão sanguínea (tanto com hipertensão como hipotensão), insônia, irritabilidade,

náuseas, fraqueza e tremores musculares, nervosismo, desorientação, alucinações,

cálculos renais e taquicardia. Este íon bivalente (Mg2+) é essencial para a fixação

correta do cálcio no organismo; a deficiência de magnésio pode causar endurecimento

das artérias e calcificação das cartilagens, articulações e válvulas cardíacas, além da

descalcificação nos ossos (osteoporose). Seu excesso (em nível de nutriente) pode

causar: rubor facial, hipotensão, fraqueza muscular, náuseas, insuficiência

25

respiratória, boca seca e sêde crônica. O aumento na ingestão de cálcio, proteína,

vitamina D e álcool, bem como o estresse físico e psicológico aumentam as

necessidades de ingestão de magnésio. Recentes pesquisas, tais como as realizadas

no City of Hope Medical Center, em Duarte na Califórnia (EUA) indicam o magnésio

como responsável por auxiliar na adequada função cardíaca e retardar o

envelhecimento celular, pois combatem os radicais livres, além de ser responsável

por inúmeras funções metabólicas intracelulares.

O magnésio é o quarto cátion em maior concentração no corpo humano, estando

presente em 50% nos ossos. Seus íons desempenham papéis de importância na

atividade de muitas coenzimas, além da função estrutural, onde estabilizam as

estrutura das cadeias de DNA e RNA (STAIGER et al, 2006). O corpo humano contém

em torno de 35 g de magnésio por 70 kg de peso corporal e a demanda diária é de

cerca de 300 a 350 mg de Mg para homens e de 280 mg para mulheres. Mulheres

grávidas devem ingerir cerca de 320 a 350 mg / dia. Recentemente, Robinson et al.

(2010) relataram as propriedades antibacterianas do Mg contra Escherichia coli,

Pseudomonas aeruginosa e Staphylococcus aureus.O magnésio possui baixa

densidade (1,7 g/cm3), menor que a do alumínio (2,7 g/cm3), do titânio (4,5 g/cm3), do

aço (7,8 g/cm3) e do aço inoxidável (8,0 g/cm3), por exemplo. Apesar da baixa

densidade, as ligas à base de Mg possuem uma resistência mecânica

consideravelmente elevada, atingindo valores na faixa de 300 a 400 MPa, conforme o

tratamento a que são submetidas. Outra característica importante desta família de

ligas é que elas apresentam um limite de escoamento significativamente menor

quando submetidas a carregamento compressivo, se comparado à tração (ASM

Metals Handbook, vol 2, 1992 – TAB. 3.1). Sua tenacidade à fratura varia de 15-40

MPa.m1/2, maior que a dos tecidos ósseos (9,6 MPa.m1/2) e seu módulo de elasticidade

(41-45 GPa) é próximo ao do osso humano (17-34 GPa). A diferença entre os módulos

de elasticidade entre os dispositivos implantados e o osso promove uma transmissão

inadequada das forças na interface osso-implante e induz à ocorrência de um

fenômeno denominado stress shielding, o qual leva à perda da densidade óssea neste

local (osteopenia), resultando em atrofia óssea (ELIAS et al, 2013).

26

TAB. 3.1 Propriedades mecânicas de algumas ligas de Mg na temperatura ambiente.

Propriedades Mêcanicas Típicas

Liga (Tratamento) σesc Tração

(MPa)

σesc Comp.

(MPa)

Alongamento

(%)

AZ31 (F) 195 85 9

AZ31 (fundido) - 38 21

AZ61 (F) 180 115 12

AZ80 (T6) 250 185 5

AZ80 (fundido) - 89 10

ZK60 (T6) 270 170 11

Tais características tornam o Mg e suas ligas indicados para emprego em diversos

setores, como na indústria automotiva, aeroespacial e biomédica. Mostra-se na FIG.

3.1 a microestrutura do magnésio puro. Podem-se observar relevos intergranulares

oriundos da deformação plástica a frio. O tamanho de grão é indicativo que houve

aquecimento em altas temperaturas.

FIG. 3.1 Microestrutura do Mg puro, atacada quimicamente com nital 4% (a fase β rica em Mg encontra-se em destaque. Adaptado de AGUDELO et al, 2011).

Fase β

27

3.2 NOMENCLATURA DAS LIGAS DE MAGNÉSIO

A nomenclatura das ligas de Mg foi elaborada pela ASTM em 1948 com base na

quantidade dos elementos de liga adiconados. A designação é composta de quatro

dígitos, duas letras e dois algarismos. As letras indicam os principais elementos

químicos da liga (em peso), enquanto que os algarismos mostram os seus valores

percentuais. Os elementos químicos da liga são indicados por letras específicas

(Quadro 3.1).

Quadro 3.1 Dígitos usados na designação das ligas de Mg.

Elemento Químico Letra Elemento Químico Letra

Alumínio A Manganês M

Bismuto B Níquel N

Cobre C Chumbo P

Cadmio D Prata Q

Terras Raras E Cromo R

Ferro F Silício S

Magnésio G Titânio T

Tório H Ítrio W

Zircônio K Antimônio Y

Lítio L Zinco Z

O estado conforme o material é fornecido e o tratamento térmico empregado (se

for o caso) podem ainda estar citados na designação, conforme mostrado no Quadro

3.2.

Quadro 3.2 Estado de fornecimento e tratamento térmico das ligas de Mg

Indicação Condição Indicação Condição

F Como fabricado T4 Solubilizado

O Recozido T5 Envelhecido

artificialmente

H10

H11

Suavemente

endurecido por deformação T6

Solubilizado e envelhe-

cido artificialmente

H23

H24

H26

Endurecido por deformação e parcialmente recozido

T8 Solubilizado, deforma-

do a frio e envelhecido

artificialmente

28

Por exemplo, a designação AZ91 T6 refere-se a uma liga de Mg, contendo Al e

Zn, em quantidades aproximadas de 9% de Al e 1% de Zn, tendo como tratamento

térmico a solubilização, seguido do envelhecimento artificial em forno.

3.3 ESTRUTURA CRISTALINA DO MAGNÉSIO E SUAS LIGAS

O Mg e suas ligas possuem estrutura cristalina hexagonal compacta e baixa

ductilidade em temperatura ambiente, devido à dificuldade de movimentação dos

planos de escorregamento (CALLISTER, 2002). Esta característica limita as

aplicações das ligas, especialmente em solicitações de carregamento mecânico. Três

parâmetros de processo devem ser considerados conjuntamente para a deformação

das ligas de Mg, quais sejam: temperatura, deformação equivalente e velocidade de

deformação. Os planos piramidais de escorregamento do Mg puro são ativados em

temperatura acima de 225oC, o que aumenta consideravelmente a deformabilidade da

liga (SIEBEL, 2003). A plasticidade em temperaturas abaixo de 225oC depende

especialmente da velocidade e do grau de deformação. A obtenção de estruturas com

grãos finos, ultrafinos ou nanométricos pode proporcionar uma considerável melhoria

das propriedades mecânicas e da plasticidade destas ligas, mesmo em baixas

temperaturas (KAI et al., 2009). Quando estas ligas são submetidas a deformações

em baixas temperaturas podem ocorrer trincas na interface entre os grãos finos e

grosseiros. Uma microestrutura com granulometria regular deve ser obtida antes do

procedimento de deformação em baixas temperaturas, evitando-se regiões propícias

à formação de trincas (LIMA, 2012).

3.4 LIGAS DE MAGNÉSIO

Dispositivos à base de Mg podem ser utilizados como implantes biomédicos,

especialmente os ortopédicos e cardiovasculares. Entretanto, a taxa de corrosão do

Mg em meio biológico pode ser elevada e induzir a degradação destes dispositivos

antes mesmo que ocorra um adequado processo de cura dos tecidos do organismo

humano, especialmente a cicatrização do osso (GONZÁLES et al., 2012). Segundo

Gao et al. (2010), o Mg puro não é indicado para próteses vasculares bioabsorvíveis

devido sua elevada taxa de liberação de hidrogênio e à sua alta taxa de hemólise.

29

Igualmente, não é recomendada em aplicações ortopédicas, pelo fato de não

possuir propriedades mecânicas adequadas, embora o Mg puro seja indutor para a

formação de novo osso. Daí surge a importância do desenvolvimento de ligas para

melhorar as propriedades e o desempenho de tais dispositivos (WOLF et al, 2007). O

processamento das ligas de Mg objetiva especialmente a produção de materiais com

maior resistência à corrosão. Ao se adicionar um elemento de liga, deve-se observar

que o mesmo seja biocompatível e não dê origem a produtos tóxicos, mutagênicos ou

carcinogênicos (SALAHSHOOR & GUO, 2009). Tradicionalmente, o alumínio (Al), os

elementos do grupo das terras raras (TR) e o cálcio (Ca) são investigados como

possíveis elementos formadores de liga com o Mg (LI et al., 2008). A adição de tais

elementos pode melhorar significativamente as propriedades físicas e mecânicas das

ligas, tais como: 1) refinar a estrutura dos grãos, 2) melhorar a resistência à corrosão,

3) formar fases intermetálicas que podem aumentar sua resistência mecânica e 4)

auxiliar na fabricação e na modelagem destas ligas.

O uso de elementos de metais pesados como componentes de liga são

potencialmente tóxicos para o corpo humano. Isto se deve à sua capacidade para

formar complexos estáveis e interromper as funções moleculares normais do DNA,

enzimas e proteínas (GÉRRARD et al, 2012). Portanto, existe uma limitação na

seleção dos elementos de liga que não sejam tóxicos para o corpo humano. As

impurezas normalmente encontradas após a produção das ligas de Mg incluem o

berílio (Be), o cobre (Cu), o ferro (Fe) e o níquel (Ni). Os níveis aceitáveis destes

elementos nas ligas de Mg devem ser baixos, variando na faixa de 2 a 4 ppm em peso

para o Be, 100 a 300 ppm para o Cu, 30 a 50 ppm para o Fe e 20 a 50 ppm para o Ni.

Tanto o Be quanto o Ni são cancerígenos e o seu uso em aplicações biomédicas deve

ser evitado como elementos de liga. O alumínio é conhecido por ser um agente

neurotóxico e seu acúmulo no tecido cerebral humano tem sido associado a

perturbações neurológicas, tais como a doença de Alzheimer, demência e demência

senil, além de poder afetar a adequada função dos osteoblastos (ZHANG et al., 2010).

Por outro lado, elementos como Ca, Mn e Zn são essenciais para a vida humana

e alguns elementos terras raras vêm sendo pesquisados em medicina com finalidade

do tratamento do câncer (MARTINS et al., 2004). Portanto, estes elementos devem

ser a primeira escolha para incorporação em uma liga a base de Mg. Vê-se na TAB.

30

3.2 uma análise química para uma série de ligas de magnésio, com destaque para os

valores máximos dos elementos de impurezas e metais pesados presentes.

TAB. 3.2 Análise química dos elementos de liga em algumas ligas de Mg (GÉRRARD et al, 2012).

Liga

Composição elementar nominal (wt %)

Maximum values of trace element (wt %)

Al Zn Mn Ca Li Nd Zr Y

AZ31 3,5 1,4 0,3 - - - - - Fe (max 0.003). Cu(0,008), Si(1.2). Ni(0,001) e Be (5-15 ppm)

AZ91 9,5 0,5 0,3 - - - - - Fe (max 0.004). Cu(0,025), Si(1.2). Ni(0,05) e Be (5-15 ppm)

AM60 6,0 0,2 0,2 - - - - - Fe (max 0.004). Cu(0,008), Si(1.2). Ni(0,05) e Be (5-15 ppm)

LAE442 4,0 - - - 4,0 2,0 - - Contém alguns elementos de matais pesados de terras raras

WE43 - - - - - 3,2 0,5 4,0 Contém alguns elementos de matais pesados de terras raras

A tabela acima mostra a composição nominal de algumas ligas baseadas em Mg

passíveis de serem utilizadas como biomaterial. Nesta tabela são também

mencionados os valores máximos de alguns elementos possivelmente tóxicos ao

organismo. Embora esta quantidade seja ínfima (da ordem de ppm), seus efeitos

danosos potencias não devem ser menosprezados.

Nas pesquisas feitas com biomateriais metálicos a base Mg com a adição de TR

(como ítrio, neodímio e gadolínio) são as que possuem melhor resistência à corrosão.

Tais elementos levam à formação de sistemas eutéticos de grande estabilidade e de

baixa solubilidade na matriz do magnésio, os quais promovem endurecimento por

precipitação e aumento da resistência mecânica e à corrosão. Contudo, há receios

com relação à toxicidade destes elementos de liga, como hepatotoxicidade e

alterações genéticas, embora eles promovam o refinamento da microestrutura da liga,

melhorando suas propriedades mecânicas.

Outros elementos de liga são adicionados ao magnésio, como o manganês (Mn)

e o zircônio (Zr) (STAIGER et al, 2006). A adição de Mn não induz nenhum efeito

tóxico, exceto depois de extrema exposição ocupacional. O Mn não afeta as

propriedades mecânicas das ligas de magnésio, mas pode melhorar a sua resistência

31

à corrosão, por remoção de ferro e outros elementos metálicos pesados e de

impureza, dando origem a compostos intermetálicos relativamente inofensivos

(AVEDESIAN, 1999). De acordo com Guo (2010), os elementos como Al, Mn, Na, Si,

Pb e Sn não geram um efeito negativo sobre a resistência à corrosão das ligas com

base em Mg, desde que não ultrapassem níveis acima de 5% em peso. Além disso, o

Be, Ce, Pr, Th, Y e Zr podem ser instituídos como elementos de liga para aumentar a

resistência à corrosão em água salgada (salt-water corrosion), em níveis que excedem

a sua solubilidade sólida, ou até um máximo de 5%. No entanto, os elementos Ca, Cd,

Ag, Zn exercem um efeito de aceleração moderada sobre a taxa de corrosão, ao passo

que o Co, o Cu, o Fe e o Ni promovem um efeito de aceleração extremamente severa.

As ligas de Mg com Zr e com TR, tais como neodímio, ítrio, térbio e o gadolínio (WE43,

WE54, etc), têm demonstrado propriedades superiores de resistência à corrosão.

Devido ao custo do Zr, as ligas de magnésio contendo este elemento têm sido

limitadas para as aplicações aeroespaciais, onde são necessárias boas propriedades

mecânicas em temperaturas elevadas.

As ligas com uma única fase secundária, como ZW21 e WZ21, apresentam melhor

resistência à corrosão do que aquelas com duas fases secundárias, exibindo boa

citocompatibilidade tanto in vitro como in vivo, degradação homogênea, além de

limitada formação de bolsões de gás in vivo (ZHANG et. al, 2008).

3.4.1 LIGAS AMORFAS DE Mg (VIDROS METÁLICOS BASEADOS EM Mg)

Sólidos amorfos são obtidos através de um rápido resfriamento de um líquido

fundido, não havendo tempo para ocorrer o rearranjo atômico, o que promove o seu

congelamento na posição original (FIG. 3.2). Um sólido amorfo possui uma estrutura

líquida, porém no estado sólido, ou seja, caracterizando-se por ser uma estrutura

líquida com uma viscosidade extremamente alta (YETING et al, 2007). A solidificação

ultrarrápida de ligas metálicas é utilizada para a produção de estruturas fora do

equilíbrio e não previstas pelo diagrama de fases de equilíbrio (SUGUIHIRO, 2013).

O estado sólido amorfo (ou vítreo) possui uma estrutura cineticamente instável,

contrariamente à estrutura sólida cristalina. Os movimentos de rotação e de translação

atômicos são praticamente insignificantes após a solidificação vítrea (FENNEMA,

1996). O sólido amorfo não possui a simetria de orientação translacional direcional

32

dos cristais, havendo, portanto, distintas regiões, com microheterogeineidades em sua

extensão, tais como regiões de baixa e alta densidade (JOHARI, 1982).

FIG. 3.2 Ilustração da formação de sólidos amorfos por resfriamento rápido (Adaptado de YETING et al., 2007)

A transição vítrea refere-se à transformação de fase, onde um líquido super-

resfriado assume o estado vítreo, ou vice-versa. Esta transformação leva a rápidas

mudanças nas propriedades físicas, mecânicas, térmicas e elétricas dos materiais. A

temperatura de transição vítrea pode ser determinada através da medida de tais

alterações (LE MESTE et al, 2002). Da mesma forma, algumas propriedades também

se alteram com o aumento da temperatura, dentre elas: aumento da densidade, do

calor específico, do coeficiente de expansão térmica, além de mudanças nas

propriedades viscoelásticas (GENIN & RENE, 1995). Kumar et al (2013) propuseram

a adoção de um critério fenomenológico baseado numa temperatura crítica fictícia

(Tfc), a qual poderia racionalizar o efeito da composição, da taxa de resfriamento e de

recozimento sobre a plasticidade dos vidros metálicos em temperatura ambiente. De

acordo com esta temperatura, os vidros metálicos dividem-se em duas categorias: a

dos chamados quebradiços (frágeis), representados por aqueles nos quais, em sua

forma líquida, a temperatura crítica fictícia fica acima da temperatura de transição

vítrea. A segunda categoria engloba os vidros dúcteis, onde, em sua forma líquida,

33

sua temperatura crítica fictícia fica abaixo da temperatura de transição vítrea (FIG.

3.3).

FIG. 3.3 Variação do comportamento mecânico dos vidros metálicos.

A diferença máxima da temperatura fictícia (Tf) é de cerca de 40 K, em função da

taxa de resfriamento crítica. Os formadores de vidros metálicos com Tfc fora da faixa

Tf podem ser dúcteis (Tf – Tfc > 40 K) ou frágeis (Tf – Tfc < 40 K). No entanto, os

formadores BMG com Tfc ~ Tf pode apresentar mudaça de dúctil para frágil com

variações da taxa de resfriamento (KUMAR et al, 2013).

Os vidros metálicos possuem uma taxa menor de corrosão, quando comparados

aos seus correspondentes cristalinos. Provavelmente, este comportamento pode ser

associado a sua estrutura mais homogênea e pela ausência de defeitos cristalinos,

contornos de grão, novas fases e discordâncias, os quais contribuem para a formação

de células galvânicas de corrosão. Ainda dentro deste padrão comparativo, a liga

metálica amorfa à base de Mg apresenta maior resistência ao desgaste, à tração e à

fadiga em relação ao sólido cristalino. Além disto, o vidro metálico à base de Mg

possui baixo módulo de elasticidade, se comparando ao do osso humano e isto reduz

os efeitos do stress shielding (DANEZ, 2011). Entretanto, os vidros metálicos são

frágeis, podendo liberar partículas pelo processo de desgaste, o que pode levar a

respostas de anticorpos ou de cascatas inflamatórias, reduzindo assim sua

biocompatibilidade (CHA et al, 2013). A tendência de formação de fase amorfa

(amorfização) do sistema Mg-Zn-Ca foi estudada por Danez et al, em 2011. Esta

tendência de amorfização pode ser estimada tanto nos campos ricos em cálcio quanto

34

nos campos ricos em Mg. Nas ligas ricas em Ca, as composições mais aptas a formar

amorfo se encontram no campo CaMg2 e Ca3Zn.

Os critérios empíricos de Inoue foram utilizados por Danez et al (2011) para avaliar

a tendência de amorfização das regiões ricas em Mg, quais sejam:

A. A diferença entre os raios atômicos deve ser maior que 12%

B. Calor de mistura negativo entre os componentes

C. Sistema multicomponente

Para o sistema Mg-Zn-Ca estes três itens são satisfeitos, uma vez que:

RCa = (rCa – rMg/rCa) x 100 = (0,180 – 0,150/0,180) x 100 = 16,67%

RZn = (rZn – rMg/rZn) x 100 = (0,135 – 0,150/0,135) x 100 = 11,11%

Mg-Ca: - 6,0 KJ * mol-1 / Mg-Zn: - 4,0 KJ * mol-1 / Ca-Zn: - 22 KJ * mol-1

O terceiro critério é respeitado, por se tratar de um sistema multicomponente.

As ligas que atendem os critérios citados acima possuem alta energia interfacial

sólido/líquido, o que dificulta, ou até mesmo impede a formação de cristais. Entretanto,

a dimensão da amostra disponível para a formação de vidros metálicos à base de

magnésio é relativamente pequena (da ordem de vários milímetros), quando

comparados com os seus homólogos cristalinos, o que impõe uma restrição sobre a

aplicação da liga vítrea de Mg-Zn-Ca como implantes bioabsorvíveis (CHA et al,

2013). Além disto, deve-se eliminar qualquer tipo de contaminação quando o objetivo

é a formação de ligas no estado amorfo, uma vez que estas induzem à cristalização

da liga. O próprio oxigênio pode interferir na formação da liga amorfa, uma vez que

óxido de Mg formado favorece a nucleação heterogênea. Xi et al (2004) propuseram

a adição de elementos terras raras para ligas do sistema Mg-Cu, visando que a

oxidação preferencial do terra rara impedisse a reação do oxigênio com o Mg e que

se mantivesse a tendência de formação de fase amorfa durante o super-resfriamento

do líquido.

A taxa de corrosão eletrolítica das ligas cristalinas a base de Mg é muito alta. Este

mecanismo de corrosão envolve a formação de uma camada protetora de Mg(OH)2

sobre a qual são formados pites de corrosão em ambientes que contenham o íon

cloreto, de acordo com as EQ. 3.1 e EQ. 3.2.

35

𝑀𝑔(𝑠) + 2𝐻2𝑂 → 𝑀𝑔(𝑂𝐻)2(𝑠) + 𝐻2(𝑔) EQ. 3.1

𝑀𝑔(𝑠) + 𝐶𝑙−(𝑎𝑞) → 𝑀𝑔𝐶𝑙2 EQ. 3.2

A corrosão destas ligas é geralmente acompanhada de intensa liberação de gás

hidrogênio (H2) no seu entorno. Um grama de Mg metálico gera até um litro de gás

hidrogênio (WITTE et al, 2005). Estes bolsões de gás formados nos tecidos

circunvizinhos ao dispositivo implantado induzem a um processo pós-operatório

doloroso, além de comprometer a cicatrização tecidual. Este comportamento é

indesejável para os dispositivos biomédicos processados a partir destas ligas. A

formação destes bolsões de gás frequentemente exige um procedimento de punção

com agulhas para sua eliminação (DANEZ, 2011).

O limite de solubilidade do Zn em ligas cristalinas contendo Mg-Zn, na temperatura

ambiente, é de 2,4% (FIG. 6), a partir do qual ocorre a formação de uma fase

intermetálica indesejável. Em ligas amorfas, este limite pode chegar a 35% de Zn. De

acordo com Zberg et al (2009), a possibilidade de se acrescentar maiores percentuais

de Zn às ligas amorfas melhora sua resistência à corrosão e reduz a liberação de H2

nos tecidos para níveis aceitáveis, sem que ocorra o comprometimento do processo

cicatricial. A adição de Zn à liga Mg-Zn-Ca leva ao aumento do seu potencial de pite

(ZHANG et al., 2008). Teores acima de 28% de Zn (FIG. 3.4) formam uma efetiva

camada passiva de Zn e O2 e torna a liberação de H2 aceitável para o organismo

(ZBERG et al, 2009), além de evitar formação de fases intermetálicas indesejáveis

(DANEZ, 2011).

36

FIG. 3.4 Evolução de gás H2 x Porcentagem de Zn (DANEZ, 2011).

3.4.2 LIGAS DE MAGNÉSIO E CÁLCIO

O cálcio é o principal componente dos ossos, além de ser um elemento essencial

para a sinalização química celular. O cálcio pode ser adicionado ao magnésio para

formar ligas com densidade semelhante à dos ossos. O Mg é necessário para a

incorporação de cálcio nos ossos e a liberação de seus íons é benéfica para a

cicatrização deste tecido. A presença do Ca na liga resulta na formação de

hidroxiapatita (HA) na superfície do dispositivo biomédico implantado, como resultado

de sua biocorrosão. A HA mineral existe naturalmente na forma de apatita de cálcio

[Ca10(PO4)6(OH)2] e possui semelhança química com os componentes minerais dos

ossos e dentes. Esta similaridade estimula as células ósseas a “atacar” a superfície

do implante, promovendo uma adequada ligação osso/implante (AKSAKAL &

HANYALOGLU, 2008). A adição de Ca promove o refinamento do grão das ligas de

Mg-Ca, melhora sua ductilidade e sua resistência à corrosão, além de influenciar na

tendência de formar fase amorfa nas ligas Mg-Zn-Ca (DANEZ, 2011). As ligas Mg-Ca

são compostas principalmente de uma fase α-Mg e uma fase Mg2Ca (FIG.5). Em meio

eletrolítico, um circuito galvânico é formado entre estas fases, levando a uma rápida

e seletiva corrosão não uniforme da fase Mg2Ca, promovendo a deterioração da

resistência da liga (CHA et al, 2013). Com o aumento do teor de Ca ocorre a

precipitação de uma fase mais grosseira Mg2Ca (45,2% Wt Ca) ao longo dos

37

contornos de grãos, enfraquecendo tanto as propriedades mecânica e de resistência

à corrosão da liga Mg-Ca fundida. O limite de solubilidade do Ca em Mg é 1,34% em

peso (FIG. 5). Teores acima de 6% at Ca fragilizam a liga e acima de 10% at Ca

reduzem significativamente sua tendência de amorfização, tornando o cálcio como o

responsável direto pelo processo de cristalização (DANEZ, 2011). A adição de Ca em

ligas de Mg forma precipitados coerentes de Mg2Ca, os quais são capazes de

aumentar a resistência à tração e à fluência. O Ca pode aumentar a temperatura de

fusão da liga à base de Mg e promove maior resistência à corrosão, devido à formação

da uma camada de óxido estável (FEI et al, 2013).

Fig. 3.5 Diagrama Ca-Mg (A.A. NAYEB-HASHEMI and J.B. CLARK, 1988).

Após a laminação ou extrusão a quente, o tamanho do grão da fase grosseira

Mg2Ca é refinado, transformando-se em partículas menores e contribuindo para a

melhoria das propriedades mecânicas e de resistência à corrosão. Gu et al. (2009)

relataram que as fitas da liga Mg3Ca solidificadas rapidamente pelo processo de melt

spinning possuem grãos muito mais finos e mais resistentes à corrosão, além de

interagirem melhor com as células do hospedeiro, comparadas às ligas fundidas.

3.4.3 LIGAS DE MAGNÉSIO E ZINCO

O zinco é um dos mais abundantes elementos essenciais do corpo humano,

estando presente em todos os seus tecidos. O Zn possui solubilidade máxima de 6,2%

38

em peso no Mg (FIG. 3.6) e pode melhorar as propriedades mecânicas em relação ao

magnésio puro.

FIG. 3.6 Diagrama Mg-Zn (J.B. CLARK, L. ZABDYR, and Z. MOSER, 1988).

Um dos métodos mais eficientes para superar o problema da liberação de gás H2

pelas ligas de magnésio é através da adição de zinco à liga. Zberg et al (2009)

mostraram os resultados em testes de espectroscopia de impedância eletroquímica

(EIS), onde ligas vítreas de Mg-Zn-Ca com menor teor de Zn exibiram forte liberação

de gás H2 durante a degradação nos fluidos corporais simulados, enquanto que as

ligas ricas em Zn (acima de at 28%) não liberaram o hidrogênio. A adição de zinco na

liga de magnésio atenua o processo de liberação de hidrogênio em duas etapas (EQ.

3.3 e 3.4). A primeira é que os íons de Zn são removidos da solução, e em seguida,

estes íons competem com os íons Mg2+ para a ligação com os ânions livres de OH-,

formando um hidróxido de zinco [Zn(OH)2], reduzindo a quantidade de gás H2 livre,

conforme equações propostas abaixo:

𝑍𝑛(𝑠) → 𝑍𝑛2+(𝑎𝑞) + 2𝑒− EQ. 3.3

𝑍𝑛2+ + 2𝑂𝐻− → 𝑍𝑛(𝑂𝐻)2 EQ. 3.4

39

O zinco é um mineral essencial para as plantas, animais e micro-organismos. Está

presente em centenas de enzimas biológicas e em fatores de transcrição

genética. Portanto, a corrosão in vivo de dispositivos à base de Mg contendo Zn é

menos prejudicial ao organismo, comparado a outros elementos de liga adicionados

ao Mg, como o Mn e o Al. Isto porque o Zn é facilmente absorvido para executar suas

funções biológicas.

Quantidades excessivas de Zn ingeridas têm o potencial para ser corrosivo.

Quando os íons de Zn (Zn+2) reagem com o ácido clorídrico (HCl) do aparelho

digestivo e formam Zn-Cl, o qual é danoso para as células parietais que revestem o

estômago (PERSAUD-SHARMA & MCGOROM, 2012). Zhang et al. (2010)

demonstraram que há redução da corrosão galvânica por formação de solução sólida

na liga extrudada Mg6Zn. Além disto, houve a constatação de um baixo grau de

citotoxicidade in vitro em células L929 (0 a 1) e uma baixa taxa de hemólise (3,4%).

Estes resultados indicaram uma boa biocompatibilidade in vitro desta liga. Além disto,

as propriedades mecânicas da liga Mg6Zn foram consideradas apropriadas para

aplicações em implantes biomédicos. Posteriormente, hastes desta liga foram

implantadas em fêmur de coelhos, sendo gradativamente reabsorvidas a uma taxa de

degradação de 2,32 mm/ano, havendo nova formação óssea ao redor deste material.

As dosagens bioquímicas e os exames histológicos das vísceras não demonstraram

haver qualquer tipo de dano a estes órgãos após a degradação desta liga. Nas ligas

ternárias, o aumento do teor de Zn de 0 a 3% em peso reduz o tamanho de grão de

12 para 4 µm, aumentando consideravelmente as propriedades mecânicas. Acima de

3% Zn em peso, o tamanho de grão deixa de reduzir, não havendo mais ganho na

resistência, enquanto que o alongamento cai significativamente. O melhor benefício

anti-corrosão é obtido com 1% em peso de Zn, enquanto que teores acima deste

prejudicam tal propriedade. Em um estudo in vivo, constatou-se que a liga fundida

Mg1.2Mn1.0Zn (% em peso) sofreu 54% de degradação após 18 semanas.

Entretanto, a degradação do magnésio não foi acompanhada de qualquer aumento

no seu teor sérico, nem de quaisquer distúrbios nos rins (ZHANG et al., 2009).

40

3.4.4 LIGAS DE MAGNÉSIO, ZINCO E CÁLCIO

Nas ligas Mg-Zn-Ca, o teor médio em torno de 4% em peso de Zn lhes confere

melhores propriedades mecânicas, enquanto que a resistência à corrosão decresce

com o aumento do teor de Zn (XU et. all, 2011). Uma liga extrudada Mg4Zn0.2Ca

pesquisada por Yu Sun et al. (2011) exibiu excelente integridade mecânica durante a

degradação in vitro. Após 30 dias de imersão em SBF, seus valores de limite de

escoamento, limite de resistência à tração e alongamento decaíram, mas não o

suficiente para comprometer a fixação do osso. Zhang et al. (2010) introduziram os

elementos Ca e Zn para refinar e modificar a morfologia da liga Mg2Si, visando

melhorar sua resistência à corrosão e suas propriedades mecânicas. A adição de Ca

melhorou a resistência à corrosão das ligas Mg e Si. Entretanto, não foi observada

melhoria da resistência e alongamento. A adição de 1,6% em peso de Zn em Mg0.6Si

pode alterar a morfologia da fase da liga Mg2Si do curso da estrutura eutética,

melhorando significativamente a resistência à tração, alongamento e a resistência à

corrosão.

Embora existam diversos estudos considerando as ligas Mg-Zn-Ca,

especialmente as cristalinas, como materiais de implante bioabsorvíveis, a maioria

deles apresentam apenas relatos de análises fenomenológicos limitados. Muitos

destes trabalhos mostram o potencial de corrosão médio de todas as fases

constituintes, deslocado para uma orientação mais ou menos inerte, indicando que os

compostos intermetálicos ternários podem estar relacionados com o aumento da

resistência à corrosão. Ainda não foi possível encontrar as composições ideais de

ligas Mg-Zn-Ca para aplicações clínicas adequadas, embora Cha et al (2013) afirmem

ter alcançado este objetivo. A composição química teria sido obtida mediante a

adaptação das propriedades eletroquímicas e da microestrutura das fases presentes

na liga. Os componentes da liga Mg-Zn-Ca foram fundidos a 750°C e posteriormente

extrudados a 350°C a uma taxa de 25:1, seguido de resfriamento ao ar. O aumento

do percentual de Zn na liga, modifica a microestrutura, passando de estrutura formada

pela fase primária de Mg com uma estrutura eutética (lamelas de Mg e Mg2Ca) para

uma microestrutura mista de Mg e Mg2Ca (não lamelar), com o Zn dissolvido. Esta

modificação reduziu significativamente a taxa de corrosão seletiva da fase eutética

Mg2Ca. Eles observaram que os melhores resultados em relação à liberação de H2

41

ocorreu em ligas com percentuais de Zn variando de 1,5 a 3% em peso. Em teores

acima de 0,5% em peso de Zn foi observado uma corrosão uniforme e plana, ao invés

da típica corrosão por pite, característica dos compostos de Mg. Nesta modalidade de

corrosão, a resistência da liga não é perdida de forma abrupta, o que favorece o

processo de cicatrização biológica. Após análise por espectroscopia de comprimento

de onda dispersivo (WDS) verificou-se que, em ligas com teores acima de 0,5% em

peso de Zn, ocorre uma distribuição não uniforme destes átomos, indicando que o Zn

é dissolvido para o exterior e para o interior dos limites de solubilidade nas fases Mg

primária e Mg2Ca, respectivamente. Com o acréscimo de Zn acima de 1% em peso

surge a fase intermetálica Mg6Ca2Zn3 ligada à fase Mg2Ca. Este composto

intermetálico aumenta na medida em que o percentual de Zn também aumenta. Os

autores comprovaram por microscopia eletrônica que, ao invés de o composto

intermetálico Mg6Ca2Zn3 impedir a corrosão, a fase Mg2Ca com Zn dissolvido não

se mostrou corrosiva. O processo de extrusão da liga Mg5Ca1Zn promoveu o

refinamento dos grãos para 10µm. O menor tamanho dos grãos da liga ternária

extrudada foi induzido pelo controle do crescimento dos grãos pelas partículas

precipitadas mediante o mecanismo de fixação (pinning), com isto ocorreu redução da

taxa de corrosão. Neste mesmo estudo, Cha et al (2013) inseriram ligas extrudadas

(Mg5Ca e Mg5Ca1Zn) e fundida (Mg5Ca1Zn) no abdômen dorsal de ratos, para

observar a liberação de H2 por um período de 12 semanas. O acompanhamento

clínico e radiográfico mostrou que as bolhas de gás formadas nos momentos iniciais

após a implantação permaneceram até o final do experimento, no caso das ligas

Mg5Ca extrudada e Mg5Ca1Zn fundida. Entretanto, estas bolhas não foram

observadas clinica e radiograficamente após a implantação da liga Mg5Ca1Zn

extrudada (FIG. 3.7) onde, consequentemente não ocorreram os efeitos adversos

causados pelas bolhas de gás.

42

FIG. 3.7 Imagens radiográficas após 12 semanas de implantação das ligas Mg-Ca e Mg-Ca-Zn na região do abdômen dorsal de ratos. a) Mg5Ca fundida; b) Mg5Ca

extrudada; c) Mg5Ca1Zn fundida e d) Mg5Ca1Zn extrudada, não havendo indícios de bolhas de gás.

Este estudo mostrou ainda resultados histológicos após a implantação de

parafusos da liga extrudada Mg5Ca1Zn em côndilo femoral de coelhos (FIG. 3.8).

Após 24 semanas de implantação houve nova formação e remodelação óssea, sem a

formação de bolhas ou resposta de corpo estranho ao redor da amostra implantada.

De acordo com os resultados obtidos, o grupo coreano tem assegurado a

possibilidade de desenvolvimento da liga extrudada Mg5Ca1Zn como a próxima

geração de material ortopédico biodegradável. Em resumo, o desenvolvimento da liga

extrudada Mg5Ca1Zn promoveu uma adaptação microestrutural e electroquímica no

implante, especificamente através de uma microestrutura modificada produzida por

extrusão mecânica e um aumento do potencial eletrolítico em circuito aberto da fase

Mg2Ca, induzido pela dissolução de Zn nas fases do material. Estas modificações

promoveram um comportamento corrosivo uniforme na liga, permitindo a manutenção

das propriedades mecânicas durante o período de cicatrização óssea, além de não

promover a liberação de gás H2, comparável aos vidros metálicos feitos destas ligas.

43

FIG. 3.8 Imagens histológicas 24 meses após a inserção de um parafuso da liga extrudada Mg5Ca1Zn no côndilo femoral de coelho Nova Zelândia. a) aumento de 3x e b) aumento de 10vezes, mostrando a deposição óssea ao redor do implante

degradado. Em destaque um diagrama com corte transversal (esquerda) e do parafuso pronto para a fixação (direita).

FIG. 3.9 Seção isotérmica do sistema Mg-Ca-Zn a 335°C com dois compostos

ternários comparados com os dados experimentais de Clark (1961) onde A denota Ca2Mg6Zn3 e B denota Ca2Mg5Zn13. Rahman et al (2009).

Observa-se na FIG. 3.9 o diagrama de fases ternário do sistema Mg-Zn-Ca

(RAHMAN et. al, 2009), onde é possível a visualização da fase Mg2Ca,além dos

compostos ternários Ca2Mg6Zn3 e Ca2Mg5Zn13, de acordo com os experimentos de

Clark (1961).

44

3.4.5 LIGAS DE MAGNÉSIO E TERRAS RARAS (TR)

A utilização de ligas de Mg é limitada devido ao seu baixo limite de escoamento e

de sua baixa resistência à deformação a temperaturas elevadas. A adição de

elementos de Gd e Nd pode melhorar efetivamente as propriedades e desempenho

em alta temperatura. O principal objetivo da adição dos elementos TR em liga de

magnésio é melhorar sua resistência à corrosão, embora a biossegurança destes

elementos ainda seja controversa e ainda cause preocupação. Zucchi et al (2008)

demonstraram que ligas de Mg contendo TR aumentam a resistência ao fluxo de íons

Mg2+ para fora da matriz, através da camada de óxido de magnésio e foi verificado

que, durante o processo de degradação, os elementos TR permaneceram localizados

na camada de corrosão, a qual continha também elevados níveis de cálcio e fósforo,

além de uma fina camada de fosfato de cálcio amorfo. Feyerabend et al. (2010)

consideraram que os TR mais adequados para serem utilizados nas ligas de magnésio

são o Gd e o Dy, por apresentarem elevada solubilidade sólida no magnésio. O Nd,

Eu e Pr, embora apresentem baixa solubilidade no Mg, também são adequados. O

ítrio possui elevada solubilidade na matriz de Mg (8 % em peso). Sua adição aumenta

a solubilidade da matriz, permitindo que elementos potencialmente prejudiciais sejam

dissolvidos nesta, retardando a taxa de corrosão. Após 10 dias de imersão em SBF,

Gao et al. (2005) mostraram que a perda de massa da liga Mg5.6Zn0.55Zr0.9Y foi de

1,7%, enquanto que da liga Mg5.4Zn0.55Zr (ZK60) foi de 3,1%. O aumento crescente

de ítrio em ligas de Mg-Zn-Y com baixo teor de Zn (1.73 a 1.98% em peso) melhora

sua resistência à tração e o alongamento. O La e o Ce devem ser utilizados com

cautela, por serem altamente citotóxicos. Algumas ligas à base de Mg e TR para

utilização biomédica vêm sendo investigadas, em função de suas excelentes

propriedades mecânicas e de resistência à corrosão, com destaque para as ligas Mg-

Y (LIU et. al, 2010), Mg-Gd (HORT et. al, 2010) e WE43 (HANZI et. al, 2009). A liga

Mg-Nd-Zn-Zr desenvolvida por Zhang et al. (2012) supera a WE43 (WITTE et al, 2005)

em propriedades mecânicas e de resistência à corrosão. Seitz et al (2012) utilizaram

a liga MgNd2 extrudada a quente e avaliaram seu comportamento de degradação em

uma solução de NaCl a 0,9%, através de suas curvas de polarização e evolução de

hidrogênio. Os testes de viabilidade e proliferação celular com células L-929 (linhagem

de fibroblastos derivados de rato) e MSC-P5 (célula muscular vascular lisa humana)

45

mostraram boa biocompatibilidade e adequada proliferação pelo período de 24hs.

Resultados satisfatórios também foram obtidos usando neodímio em células MG63

(osteossarcoma humano), células RAW 264,7 (linhagem de macrófagos e monócitos

leucêmicos de camundongo) e cordão de células perivasculares umbilicais humanas

(FEYERABEND et al, 2010). Witte et al (2005) conduziram um estudo com duas ligas

de Mg contendo TR. A primeira consistia em 4% de ítrio e uma mistura com 2 % de

TR, composta de neodímio, cério e disprósio (WE43). A segunda liga era composta

por 4% de lítio, 4% de alumínio e uma mistura com 2 % de TR, composta por cério,

lantânio, neodímio e praseodímio (LAE442). Os implantes foram removidos com 6 e

18 semanas e verificou-se que sua completa degradação ocorre em 18 semanas.

Todos os implantes destas ligas foram considerados benéficos e promoveram nova

formação óssea in situ, enquanto que as hastes poliméricas do grupo controle

produziram um efeito menos significativo. A liga LAE442 obteve o melhor resultado

quanto a resistência à corrosão, enquanto que as outras ligas tiveram valores

semelhantes e exibiram taxas similares de degradação. Izumi et al., (2009) avaliaram

as propriedades de corrosão das ligas de Mg-Zn-Y após o refinamento da

microestrutura pelo processo de resfriamento rápido. Os resultados obtidos

mostraram que existe relação entre a resistência à corrosão e a microestrutura da liga.

Neste estudo, o aumento da taxa de resfriamento promoveu uma redução da corrosão

filiforme, devido ao refinamento de grão e à formação de uma única fase

supersaturada α-Mg em solução sólida nas ligas.

Um estudo conduzido por Drynda et al. (2008) constatou que os TR não

promovem efeitos adversos sobre a proliferação de células da musculatura lisa

vascular humana, desde que estes estivessem presentes em baixas concentrações.

Entretanto, verificou-se que houve uma sobre regulação dos genes inflamatórios

quando os TR estavam presentes em altas concentrações. Nakamura et al. (1997)

relataram que um quadro severo de hepatotoxicidade foi detectado após a

administração de cério, praseodímio e ítrio, enquanto que Song et al (2012) sugeriram

que uma quantidade muito pequena de elementos de TR e de outros metais de liga,

como o Zn e Mn, pode ser tolerado pelo organismo humano, além de aumentar a

resistência à corrosão. Entretanto, ainda existem questionamentos a respeito da

utilização biomédica das ligas de magnésio contendo elementos de terras raras e de

alumínio, embora as mesmas possuam boas propriedades mecânicas e de resistência

46

à corrosão. Isto se deve à possibilidade destes elementos de liga agir com

potencialidade citotóxica.

Os íons de terras raras são considerados muito importantes para os sistemas

biológicos. Eles vêem sendo recentemente utilizados devido às suas propriedades

luminescentes e magnéticas. São utilizados como marcadores de células e proteínas

em exames de imunologia (fluoroimunoensaios) e para detecção de patologias

teciduais, onde são empregados como contraste em exames não invasivos por

ressonância magnética nuclear. O íon Gd é o elemento mais utilizado como agente

de contraste, por ser paramagnético e possuir um momento magnético muito alto. Este

íon é muito tóxico em sua forma livre, ou seja, possui baixa tolerância orgânica, sendo

retido no fígado se ingerido desta forma. Seu tempo de meia vida na forma livre gira

em torno de 7 dias, enquanto que o de seus complexos é de 10 minutos. Devido a

isto, este íon precisa estar incorporado a moléculas transportadoras, como as

macromoléculas orgânicas e aos quelatos, o que faz com que sua eliminação pela

urina ocorra rapidamente. Os compostos com íons Gd são altamente estáveis e bem

tolerados pelo organismo humano. Alguns lantanídeos radioativos são também

pesquisados em medicina nuclear visando o tratamento do câncer (MARTINS et al,

2004).

As novas ligas de Mg são baseadas nos sistemas ternários Mg-Ca-Gd e Mg-Ca-

Nd, as quais apresentam melhores resistências à fluência e à corrosão. Até o presente

momento, são escassas as informações sobre o equilíbrio de fases nestes sistemas,

bem como em relação às solubilidades sólidas nas matrizes de magnésio (α-Mg),

assim como a definição dos compostos binários com tendência de formar ternários.

Esta carência de informações apresenta-se como um sério obstáculo para o

desenvolvimento e o processamento de novas ligas.

Os sistemas binários Mg-Gd, Mg-Nd e Mg-Ca foram analisados por meio do

método CALPHAD (Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry),

gerando o acoplamento termoquímico dos experimentos e dos dados dos diagramas

de fase com modelagem termodinâmica, bem como das avaliações termodinâmicas

de todos estes sistemas binários. O formato dos diagramas de fase dos sistemas Mg-

Gd e Mg-Nd são semelhantes, exceto que a reação eutética (L → α-Mg + Mg41Nd5 a

544°C e 93,5% de Mg) está disponível no sistema de Mg-Nd (FIG. 3.10 B), em

47

comparação com (L → α-Mg + Mg5Gd a 548°C e 91,2% de Mg) no sistema Mg-Gd

(FIG. 3.10 A). Para os respectivos sistemas binários, a solubilidade do Gd em α-Mg é

de cerca de 3,8%, enquanto que apenas 0,2% de Nd pode ser dissolvido nesta matriz.

A solubilidade do Gd em Mg2Ca é de 3% e do Ca em compostos Mg5Gd está

estimada em 3,68%. A solubilidade do Nd em Mg2Ca é de 1,24% e do Ca em

compostos Mg41Nd5 é de 3,57%. Com estes resultados, FEI et al (2013) relataram

as seções isotérmicas e os compostos ternários nos sistemas Mg-Ca-RE (RE = Gd,

Nd), o que não havia sido feito até então. Neste trabalho, os autores destacaram a

presença dos campos trifásicos em regiões ricas em Mg para seus respectivos

sistemas a 400°C. Para o sistema Mg-Ca-Gd formam-se os campos α-Mg + Mg2Ca +

Fase Ternária (T), α-Mg + Mg5Gd + Τ e Mg5Gd + Mg2Ca + Τ. A fase ternária (T)

formou-se na maioria das ligas estudadas, podendo estar em equilíbrio com todas as

fases presentes no campo rico em Mg (TAB. 3.3 e FIG. 3.11). Para este sistema, o

cristal primário formado depende da composição da liga, sendo representado pelas

fases α-Mg, Mg2Ca ou Mg5Gd. Por concepção de materiais à base de Mg, a formação

de cristal Mg2Ca primário deve ser evitada (FEI et al, 2013).

Para o sistema Mg-Ca-Nd formam-se os campos trifásicos α-Mg + Mg2Ca +

Mg41Nd5 e Mg3Nd + Mg2Ca + Mg41Nd5 e os campos bifásicos α-Mg + Mg2Ca, α-

Mg + Mg41Nd5 e Mg3Nd + Mg41Nd5, todos muito amplos (TAB. 3.4 e FIG. 3.12). A

fase Mg41Nd5 é considerada como sendo o composto intermediário mais estável no

sistema Mg-Nd.

48

FIG. 3.10 Diagramas de fases dos sistemas binários. A - Mg-Gd (GUO et al 2007); B - Mg-Nd (NIU et al, 2010)

TAB. 3.3 Fases em equilíbrio presentes no campo rico em Mg para diversas ligas do sistema Mg-Ca-Gd a 400°C (FEI et al, 2013).

As fases e as suas composições em cada amostra recozida do sistema Mg-Ca-

Gd obtidas por DRX e EPMA (electron probe microanalyzer) estão listados na TAB.

3.3. Os campos trifásicos α-Mg + Mg2Ca + Τ; α-Mg + Mg5Gd + Τ e Mg5Gd + Mg2Ca

+ Τ existem em composições ricas em Mg deste sistema a 400 °C. A fase ternária Τ

A B

49

pode estar presente na maior parte das ligas, estando em equilíbrio com todas as

fases nos campos ricos em Mg.

FIG. 3.11 Diagrama de fase da região rica em Mg do sistema Mg-Ca-Gd a 400°C (FEI et al, 2013).

TAB. 3.4 Fases em equilíbrio presentes no campo rico em Mg de várias ligas do sistema Mg-Ca-Nd a 400°C (FEI et al, 2013).

50

FIG. 3.12 Diagrama de fase da região rica em Mg do sistema Mg-Ca-Nd a 400°C (FEI et al, 2013).

Da mesma forma que para o sistema Mg-Ca-Gd, as fases e as suas composições

em cada amostra recozida também foram obtidas por DRX e EPMA para o sistema

Mg-Ca-Nd, estando listadas na TAB. 4. Os campos trifásicos α-Mg + Mg2Ca +

Mg41Nd5 e Mg3Nd + Mg2Ca + Mg41Nd5 existem nos campos ricos em Mg a 400 °C,

assim como seus campos bifásicos (α-Mg + Mg2Ca; α-Mg + Mg41Nd5 e Mg3Nd +

Mg41Nd5), sendo todos bastante amplos (FIG. 3.12).

Mostra-se na FIG. 3.13 as morfologias da liga 1 (TAB 3.3) no estudo conduzido

por FEI, em 2013. As imagens obtidas por BSE (elétrons retroespalhados) mostram a

presença de três fases, o que foi confirmado pela difração de Rx. A fase com contraste

em preto foi identificada como a α-Mg (98.6Mg-0.3Ca-1.1Gd), a fase cinza escuro é a

Mg2Ca (68 Mg-29Ca-3Gd), enquanto que a área mais clara representa uma fase com

a mesma estrutura cristalina que a Mg41Ce5, designada pela letra T, ou fase ternária.

FEI et al (2013) concluíram que um equilíbrio de três fases envolvendo α-Mg, Mg2Ca

e fases Mg41RE5 existe tanto em sistemas de Mg-Ca-Gd e Mg-Ca-Nd a 400 ° C, e

que o composto Mg41RE5 tem a mesma estrutura atômica do composto Mg41Ce5,

quando o elemento terra rara for o Gd. Além disto, o Mg41RE5 é representado por um

composto ternário T (89Mg-4Ca-7Gd) no sistema de Mg-Ca-Gd, devido à instabilidade

do composto binário Mg41Gd5 no diagrama binário Mg-Gd. Os autores deduziram que

51

alguns átomos de Ca dissolvidos em solução sólida ocuparam as posições dos

átomos de Gd, melhorando a estabilidade da fase Mg41Gd5, que é instável no sistema

binário de Mg-Gd. Por outro lado, o composto Mg41Nd5 representa uma solução

sólida estável no sistema binário Mg-Nd, representando a fase ternária do sistema

Mg-Ca-Nd.

FIG. 3.13 Imagens BSE (a) e difratograma (b) de uma amostra do sistema Mg-Ca-Gd em equilíbrio a 400°C (FEI et al, 2013)

3.5 ESTERILIZAÇÃO DOS DISPOSITIVOS À BASE DE MAGNÉSIO

As alterações nas propriedades mecânicas após esterilização das ligas à base de

magnésio dependem da composição da liga e do método de esterilização empregado.

Entretanto, estas alterações não ultrapassam a faixa de 1%, sendo que o óxido de

etileno é o método menos deletério para o material, enquanto que a autoclave e a

estufa são potencialmente mais danosas, devido ao aquecimento. Liu et al (2013)

investigaram os efeitos dos vários métodos de esterilização sobre as características

a

b

52

da superfície e na biocompatibilidade das ligas de Mg-Ca e do Mg puro. Os resultados

mostraram que os cinco processos estudados (autoclave, glutaraldeído, estufa, óxido

de etileno e raio gama) causaram maiores modificações na superfície das ligas de Mg-

Ca em relação ao Mg puro e que a autoclave é a técnica mais deletéria para a

superfície destas ligas. Outros resultados deste estudo mostraram que a estufa (calor

seco) e o glutaraldeído aumentam a energia livre de superfície, enquanto que os

outros três métodos (autoclave, óxido de etileno e raio gama) a reduzem. Além disto,

o óxido de etileno é o método que mais interfere no processo de adesão celular nas

superfícies das ligas de Mg-Ca, além de causar maior taxa de hemólise.

3.6 PROPRIEDADES MECÂNICAS DAS LIGAS DE MG

As propriedades mecânicas das ligas de Mg dependem diretamente dos fatores

microestruturais, tais como: o tamanho dos grãos, solubilidade dos elementos de liga,

bem como do tamanho, quantidade e distribuição dos elementos de segunda fase.

Assim sendo, a composição da liga, o tratamento térmico e a técnica de

processamento devem ser cuidadosamente projetados. Técnicas de processamento,

tais como a deformação plástica severa podem ser adotadas para a fabricação de

ligas de magnésio com grãos ultrafinos e excelentes propriedades mecânicas (LI et

al, 2013). São observadas similaridades sob vários aspectos entre as propriedades

do Mg e de suas ligas com as de outros materiais metálicos, polímeros, cerâmicos e

compósitos. Em alguns destes aspectos, as propriedades do Mg e de suas ligas

superam às dos demais, como por exemplo, sua baixa densidade, boa resistência

mecânica e módulo de elasticidade mais próximo ao do osso (TAB. 3.5). Entretanto,

apesar das muitas vantagens, o Mg possui a desvantagem de apresentar uma alta

taxa de corrosão no ambiente fluido corporal. Este aspecto específico limita

severamente sua utilização como biomaterial, em função do ambiente aquoso

eletrolítico e rico em cloreto dos fluidos corporais, onde o pH varia entre 7,4 e 7,6. Em

função desta elevada taxa de corrosão, duas graves consequências podem ser

observadas. A primeira é a rápida liberação de bolhas do gás de hidrogênio (H2) nas

regiões circunvizinhas ao implante, conforme já citado anteriormente. Essas bolhas

são produzidas a uma alta velocidade e surgem geralmente na primeira semana após

53

a cirurgia de implantação do dispositivo biomédico, podendo ser facilmente tratadas

pela eliminação do gás, usando-se uma agulha subcutânea (WEN et al, 2001).

TAB. 3.5 Propriedades mecânicas de alguns materiais selecionados (Gérrard et al., 2012).

Tecido/Material Densidade

(g/cm3)

Resistência à

compressão

(MPa)

Resistência à

Tração (MPa)

Módulo de

Elasticidade

(GPa)

Materiais Naturais

Osso esponjoso

Osso cortical

1,0-1,4

1,8-2,0

160 Trans

240 Long

35 Trans

283 Long

1,3-8

13,7

Ligas de Mg

Mg puro

AZ31 (extrudada)

1,74

1,78

20-115

83-97

90-190

241-260

45

45

Outras ligas metal

Aço inoxidável

Ligas de titânio

7,9

4,4

-

-

480-620

550-985

193-200

100-125

Cerâmicas

HA sintética

Alumina (Al2O3)

3,05-3,15

3,30-3,90

100-900

2000-4000

40-200

-

70-120

260-410

Polímeros

PMMA 1,12-1,20 45-107 38-80 1,8-1,3

A segunda consequência da alta taxa de corrosão é a perda de integridade

mecânica do implante de Mg destinado a suportar algum tipo de carregamento

mecânico durante a função. A rápida degradação das propriedades mecânicas o torna

incapaz de fornecer a estabilidade e o suporte necessário para que ocorra a cura

adequada do tecido ósseo. É esperado que o implante mantivesse sua integridade

mecânica entre 12 a 18 semanas, enquanto o processo de cura é atingido.

Posteriormente, o tecido ósseo naturalmente substitui o implante, através de um lento

processo de degradação (WITTE et al., 2005). Krause et al (2010) realizaram um

ensaio de flexão em três pontos e verificaram que a tensão de ruptura das ligas

Mg0.8Ca e WE43 foi reduzida em 35,43% e 22,04%, respectivamente, após 3 meses

de implantação. Zhang et al (2010) relataram que a resistência à flexão da liga Mg-Zn

54

diminuiu rapidamente durante a fase inicial devido à corrosão, variando de 625 MPa

a 390 MPa, com perda de cerca de 6% do peso. O limite de ecoamento da liga

Mg4Zn0.2Ca extrudada a 2700C, com taxa de 16:1 e velocidade de 2mm/s é de 240

MPa, o limite de resistência em tração é 297MPa e o alongamento de 21,3%. Após

um período de 30 dias de imersão em solução corpórea, há decréscimo destes valores

para 160MPa, 220MPa e 8,5%, respectivamente. Segundo Yu Sun (2012), esta

degradação não comprometeu a função do biomaterial ortopédico. Mostra-se na FIG.

3.14 (a-d) algumas propriedades mecânicas do Mg puro e em algumas de suas ligas

mais recentemente estudadas com a finalidade de serem aplicadas como

biomateriais.

FIG. 3.14 Propriedades mecânicas do Mg puro e suas ligas./ YS (Limite de escoamento) – UTS (Resistência à tração) – Elongation (Alongamento). Li e Zheng,

2013.

As propriedades mecânicas das ligas de Mg apresentam grande variação com a

composição e pelo tipo de processamento. Além disso, a integridade mecânica

durante degradação é tão importante quanto sua resistência inicial. Conforme visto

55

anteriormente, um dispositivo de liga de magnésio bioabsorvível ideal deve ser capaz

de manter sua integridade mecânica durante o processo de degradação.

Teoricamente, a degradação deve iniciar com velocidade lenta para manter uma ótima

integridade mecânica, de modo a dar tempo suficiente para que o tecido cicatrize.

Posteriormente, a degradação deve progredir com maior velocidade, enquanto que a

integridade mecânica diminui e os tecidos circundantes vão substituindo o implante.

Por exemplo, é esperado um período de 6 a 12 meses para que stents de liga de

magnésio mantenham sua integridade mecânica para permitir o processo de

remodelação do vaso sanguíneo (HERMAWAN et al, 2010). Em ortopedia, são

necessários de 3 a 4 meses para a formação do calo ósseo em fraturas, com

consequente restauração da resistência original do osso. Entretanto, a maioria das

ligas de magnésio atualmente pesquisada degrada muito rapidamente, resultando em

perda significativa da resistência mecânica nas fases iniciais de degradação,

comprometendo o processo cicatricial.

Várias composições de ligas de Mg foram desenvolvidas, cada qual visando uma

aplicação específica. Historicamente, o magnésio puro foi utilizado, ou em associação

com outros elementos, incluindo: Zn, Mn, Al, Ca, Li, Zr, Y, Ca e metais terras raras. A

adição destes elementos no Mg permite variar as propriedades físicas e mecânicas

da liga. Se o elemento de liga formar solução sólida, será possível obter

endurecimento com variação do percentual de adição. Outro método frequentemente

utilizado para o aumento de resistência das ligas de Mg é o endurecimento por

precipitação de partículas de segunda fase nos contornos de grãos (ASKELAND,

2006).O limite de resistência a tração da liga cristalina fundida Mg98,2Zn1,5Ca0,3 é de

211MPa, com deformação de 17%, passando a 273 MPa e 34% após extrusão (GENG

et al, 2009).

As ligas de Mg possuem excelente relação peso/resistência (FRIEDRICH, 2006).

A densidade das ligas de Mg variam com a natureza e teor dos elementos de liga

adicionados, com magnitude em torno de 1,7 g/cm3. Quando devidamente

processadas, sua resistência mecânica pode alcançar 400MPa, valor este que se

aproxima aos dos aços de baixo carbono com finalidade estrutural. Seu limite de

escoamento é consideravelmente menor quando estas ligas são submetidas à

compressão em relação à tração (LIMA, 2012).

56

Os materiais de implante reabsorvíveis, como os polímeros bioabsorvíveis, ou não

reabsorvíveis (ou permanentes), como o titânio e o aço, possuem limitações em

serviço. Isto se deve à diferença entre os módulos de elasticidade e os limites de

escoamento entre estes materiais e o tecido ósseo. Os polímeros possuem um baixo

módulo de elasticidade e baixo limite de escoamento, enquanto que o aço e o titânio

apresentam um alto módulo de elasticidade e alto limite de escoamento. No entanto,

implantes de magnésio apresentam propriedades mecânicas semelhantes às do osso

humano, de tal modo a se adaptar perfeitamente entre as características mecânicas

dos polímeros e dos implantes metálicos não reabsorvíveis, tornando-se assim um

material ideal para implantes ortopédicos (SEITZ et al, 2012).

As propriedades mecânicas das ligas de Mg dependem da sua microestrutura,

que é função das suas condições de resfriamento durante a solidificação e no seu

estado sólido (GUO et al., 2009). Por exemplo, enquanto a liga Mg72Zn23Ca5 é

essencialmente amorfa, a adição de Pd reduz a possibilidade de formação de vidro

metálico no processo de resfriamento, favorecendo a formação de fases cristalinas.

Testes de nanodureza mostraram que a adição de Pd aumentou a resistência da liga

e isto se deve à formação de fases cristalinas de alta resistência mecânica. A

resistência com a adição do Pd aumentou de 2.71 GPa (para x=0 Pd) para 3.9 GPa

(para x=6 Pd), enquanto que a resistência ao desgaste foi maximizada por um teor

intermediário de Pd na liga Mg70Zn23Ca5Pd2 (GONZÁLES et al., 2012). A liga fundida

Mg4Zn0.2Ca consiste basicamente de partículas de Mg de fase α, havendo a redução

da energia de falha de empilhamento com o acréscimo de alta porcentagem de Zn em

solução sólida (YU SUN, 2012). A adição de Zn à liga também promove seu

endurecimento por solução sólida (GAO et al., 2005) e reduz a temperatura de fusão

das ligas fundidas (KAINER, 2003). A adição progressiva de Ca em ligas Mg-Zn-Ca

favorece o refinamento de grão no processo de solidificação a quente, ao mesmo

tempo em que ocorre a precipitação das fases Ca2Mg6Zn3 e Ca2Mg5Zn13, levando ao

aumento da resistência e da tenacidade destas ligas (SHI et al, 2006; GENG et al,

2009). Entretanto, teores acima de 6% at Ca fragilizam a liga e acima de 10% at Ca

reduzem significativamente sua tendência de amorfização (DANEZ, 2011). As ligas

amorfas exibem um comportamento mecânico diferente dos metais cristalinos, os

quais dependem da densidade e da habilidade do deslocamento das discordância.

57

As ligas amorfas falham de maneira repentina, pela rápida propagação de bandas

de cisalhamento, especialmente em baixas temperaturas (SURYANARAYANA et al.,

2011). Elas também possuem elevada resistência mecânica e baixa ductilidade em

tração, sendo mais dúcteis sob compressão. Geng et al. (2009) avaliaram as

propriedades mecânicas das ligas cristalinas do sistema Mg-Zn-Ca, cujos valores

podem ser comparados aos obtidos por Li et al. (2008) e por Zberg et al (2009) com

ligas amorfas (TAB. 3.6).

TAB. 3.6 Propriedades mecânicas das ligas amorfas e cristalinas do sistema Mg-Zn-Ca

Amorfo Cristalino Tratamento LRT/LRC Deformação Resistência

à fratura Autor

Mg98,2Zn1,5Ca0,3 ... x Fundido 211 MPa 17% ... Geng et al

(2009)

Mg98,2Zn1,5Ca0,3 ... x Extrudado 273 MPa 34% ... Geng et al

(2009)

Mg68Zn28Ca4 x ... ... 828 Mpa 1,28% ... Li et al

(2008)

Mg66Zn30Ca4 x ... ... 565 ±

23,2 MPa ˂2% ...

Li et al

(2008)

Mg70Zn25Ca5 x ... ... 531,2 ±

22,8 Mpa ... ...

Li et al

(2008)

Mg66Zn30Ca4 x ... ... ... ... 716 - 854

MPa

Zberg et

al (2009)

Mg71Zn25Ca4 x ... ... ... ... 672 - 752

Mpa

Zberg et

al (2009)

Conforme observado na TAB. 3.6, a liga cristalina de composição

Mg98,2Zn1,5Ca0,3 fundida possui um limite de resistência à tração de 211 MPa e

deformação de 17%, alcançando valores de 273 MPa e 34% quando extrudada.

Li et al. (2008) mostraram que as ligas amorfas Mg66Zn30Ca4 e Mg70Zn25Ca5

possuem resistência à compressão de 565 (± 23,2) MPa e 531,2 (± 22,8) MPa,

respectivamente, comparados aos 181,1 (± 5) MPa do Mg puro. A liga amorfa de

composição Mg68Zn28Ca4 apresentou maior limite de resistência em compressão (828

MPa) e resistência à fratura variando de 716 a 854 MPa. De acordo com estes

resultados, observou-se que a resistência à compressão foi maior em amostras de

menor diâmetro e que a presença de amorfo melhorou a resistência à fratura (FIG.

3.15), embora o aumento do teor de Mg (Mg71Zn25Ca4), mantendo-se o estado amorfo,

58

promova uma redução dos valores de resistência à fratura para limites entre 672 a

752MPa.

FIG. 15 (a) Curva tensão-deformação sob compressão para as ligas Mg68Zn28Ca4 e Mg80Zn15Ca5 com diâmetros de 2 e 3 mm, respectivamente. (b) resistência à fratura das ligas Mg72-xZn28Cax (x=0-6) com diâmetros de 2 e 3 mm (Danez,

2011).

Os resultados disponíveis na literatura mostram que as ligas atuais de Mg que

contem elementos de terras raras apresentam melhores propriedades mecânicas em

comparação com outras ligas sem estes elementos, enquanto a degradação continua

a ser variável, dependendo do composto de terras raras utilizados.

3.7 TRATAMENTO DAS LIGAS DE MAGNÉSIO

A alta taxa de degradação dos implantes de Mg no ambiente fisiológico corporal

reduz sua resistência mecânica, antes mesmo que os tecidos tenham tempo suficiente

para cicatrizar, limitando a eficácia do dispositivo, ou inviabilizando seu emprego.

Conhecer o processo de cura dos tecidos corporais é de fundamental importância para

o planejamento das ligas e para o processamento do biomaterial, especialmente

quanto ao controle da sua taxa de degradação. O processo de cicatrização fisiológica

envolve três fases ou estágios, quais sejam: inflamatória; reparativa e de

remodelação. A fase inflamatória inicial geralmente dura de 3 a 7 dias, e consiste na

resposta natural do sistema imune do corpo ao dispositivo biomédico implantado. A

fase reparativa geralmente dura de 3 a 4 meses e engloba o tempo de integração do

implante com os novos tecidos regenerados. A fase de remodelação final é a mais

59

longa, podendo levar de vários meses a anos para ser completamente concluída. A

eficácia de um dispositivo de Mg depende da adequada relação entre a sua taxa de

degradação e sua integridade estrutural (WANG et al, 2010). O equilíbrio entre

degradação/integridade mecânica/cicatrização deve durar, em média 12 semanas.

Entretanto, as ligas de Mg podem degradar-se completamente antes do final deste

período (RUCDI, 2002).

Segundo Guo (2010), os principais fatores metalúrgicos que interferem no

desempenho corrosivo das ligas de Mg são: a composição química e a microestrutura;

o tamanho de grão e o tratamento térmico da liga. Existem diversas abordagens para

o ajuste das propriedades visando-se uma aplicação específica.

Os tratamentos utilizados para as ligas de Mg visam a melhoria de suas

propriedades, especialmente mecânicas e corrosivas, estando na dependência da sua

natureza e composição química, bem como da aplicação a que o produto final se

destina. Por exemplo, a solubilização e o envelhecimento artificial visam o aumento

das propriedades mecânicas da liga, enquanto que o recozimento alivia as tensões e

a homogeinização conduz o metal a uma etapa seguinte de processamento. O

processo de solidificação rápida pode retardar o mecanismo de corrosão localizada e

generalizada das ligas Mg-Al (IZUMI et.al, 2009). O refinamento do grão através do

forjamento ou laminação pode melhorar a resistência à corrosão do magnésio puro,

enquanto que o tratamento térmico surte efeito contrário (LI e ZHENG, 2013). Durante

o processo de tratamento térmico é aconselhável que se mantenha uma atmosfera

inerte para reduzir a oxidação superficial da liga, bem como evitar que ocorra a

combustão durante o processo de aquecimento. Os gases mais utilizados para esta

proteção são o hexafluoreto de enxofre, dióxido de enxofre, dióxido de carbono e

gases inertes. Entretanto, Lima (2012) afirmou que quando a temperatura do

tratamento térmico for inferior a 400oC, o processo de aquecimento pode ser

executado sem uma atmosfera protetora.

Devido à elevada atividade química do magnésio, qualquer um dos elementos de

liga ou impurezas na sua forma pura ou na fase intermetálica aumenta a corrosão

galvânica do magnésio ou de suas ligas, onde a matriz de magnésio atua como um

anodo da célula micro galvânica e se dissolve (LI e ZHENG, 2013). A purificação reduz

extremamente a taxa de corrosão do magnésio puro. Quando a concentração de

60

impurezas excede um determinado limite de tolerância, a taxa de corrosão é

severamente acelerada (SONG, 2007). Tais limites de tolerância são influenciados

pelo processo de fabricação e pela presença de um terceiro elemento químico. Na

presença deste terceiro elemento, o comportamento de corrosão do magnésio puro

passa a depender mais da razão do teor das impurezas (como a razão Fe / Mn, por

exemplo), do que propriamente dos seus valores de conteúdo (LEE et al., 2009).

Um grande obstáculo da produção comercial de peças fundidas das ligas de Mg

se deve à dificuldade para a obtenção de propriedades mecânicas adequadas. Isto se

deve à presença de defeitos durante o processamento, tais como porosidade,

inclusões de escória e bandas de segregação. Além disto, o processo de usinagem

destas ligas ainda é pouco compreendido (SALAHSHOOR &GUO, 2009).

Gérrard et al., (2012) relataram que os principais fatores que influenciam a taxa

de corrosão do Mg e suas ligas são: a introdução de elementos de liga e a modificação

ou tratamento da sua superfície. O desenvolvimento de ligas à base de magnésio foi

discutido em itens anteriores. O segundo método utilizado no intuito de reduzir a taxa

de degradação in situ dos dispositivos biomédicos implantados envolve a modificação

da superfície do implante, por meio de um processo de tratamento que forneça uma

barreira de resistência contra o ambiente do corpo. A estrutura e o volume total das

ligas à base de Mg determinam as suas propriedades mecânicas, mas são as

propriedades superficiais que influenciam as interações entre o metal e o ambiente

tecidual corpóreo circundante, ou seja, a estrutura da superfície de um implante é

muito importante, uma vez que ela é que determina se haverá ou não uma efetiva

integração entre o dispositivo implantado e os tecidos circunvizinhos.

Consequentemente, as modificações e os tratamentos de superfície desempenham

um papel importante no controle da taxa de degradação do implante.

Várias técnicas de modificação de superfície foram desenvolvidas para alterar as

características da superfície dos biomateriais. Tais técnicas empregam processos

mecânicos, físicos, químicos ou físico/químicos. Alguns itens devem ser

cuidadosamente observados e monitorados antes e durante a execução destes

processos, tais como: 1) evitar a presença de elementos nocivos (Ni, Cu, Fe, etc) e

de alguns sais remanescentes emulsificados (Cl-), os quais induzem a um grave

processo corrosivo e à liberação de gás H2; 2) evitar a remoção da camada fundida

61

superficial e 3) evitar a introdução de partículas de impurezas nos processos de

jateamento (GUO, 2010).

3.7.1 PROCESSOS MECÂNICOS DE MODIFICAÇÃO DA SUPERFÍCIE

Técnicas de processamento mecânico alteram a morfologia da superfície dos

biomateriais, entre elas: laminação, jateamento, polimento, escovação e fresagem. A

rugosidade da superfície pode influenciar tanto na morfologia e no crescimento das

células quanto na integração do implante. Portanto, a criação de sulcos,

microcavidades criadas no jateamento e condicionamento ácido promovem um maior

crescimento e proliferação celular, além de interferir na orientação e no processo de

ligação das células com o biomaterial, comparado as superfícies sem modificações

(JAYARAMAN et al, 2004). As técnicas de usinagem e de laminação promovem

tensões compressivas na superfície, resultando no endurecimento superficial do

material. Bach et al.(2007) investigaram a influência da fresagem na rugosidade

superficial e na microdureza das camadas superficiais, demonstrando que os

parâmetros de usinagem influenciam a integridade da superfície e a resistência à

corrosão dos implantes. Na usinagem das ligas de Mg deve-se empregar baixas

forças de corte, com baixas cargas mecânicas e térmicas da ferramenta, tornando

possível a usinagem a seco, embora exista o risco de incêndio do dispositivo. A

observação de adequados parâmetros de usinagem produz uma superfície íntegra,

favorecendo o processo de corrosão uniforme do dispositivo, permitindo que o

implante mantenha sua resistência mecânica durante o período de cicatrização da

região que sofreu a lesão (SALAHSHOOR &GUO, 2009). Von Der Hoh et al. (2009)

analisaram o comportamento da liga de Mg-Ca (0,8% em peso Ca) usinada com três

geometrias. A primeira amostra de teste consistia em um cilindro usinado com três

milímetros de diâmetro, cuja superfície continha somente as marcas da ferramenta

utilizada. A segunda amostra possuía a mesma geometria cilíndrica e usinada, sendo

posteriormente jateada durante 30 segundos com areia com tamanho entre 300 a 400

micrômetros. A terceira amostra consistia deste mesmo cilindro, porém no formato de

rosca. Os resultados mostraram após seis meses de implantação em coelhos adultos

(Nova Zelândia), os cilindros lisos da primeira amostra exibiram uma boa integração

com os tecidos circundantes, além de sofrerem uma menor perda estrutural. Por outro

62

lado, os cilindros jateados tinham sido degradados totalmente, enquanto que os

cilindros rosqueados variaram entre estes dois extremos. Estes resultados indicaram

que a microtopografia mais lisa dos cilindros foi mais adequada para as ligas

reabsorvíveis de Mg, enquanto que as amostras com uma superfície mais rugosa

levou a uma elevada taxa de degradação. Isto reforça a idéia de que a diferença de

rugosidade da superfície dos materiais pode influenciar significativamente as taxas de

degradação in vivo. O estudo também destacou a necessidade de uma investigação

mais aprofundada sobre os efeitos de diferentes modificações de superfície sobre

outras ligas de Mg biocompatíveis.

Durante a operação de laminação a estrutura do grão da superfície é alterada

pelas tensões de compressão, modificando significativamente sua microtopografia.

Denkena et al. (2011) demostraram que há redução significativa na taxa de corrosão

da liga de Mg-Ca submetida ao processo de laminação. Além disto, a tensão residual

compressiva após a laminação reduz a formação de microtrincas a partir de pontos

de nucleação de trincas pré-existentes no interior do material, aumentando o seu ciclo

de vida em fadiga.

3.7.2 PROCESSOS FÍSICOS E QUÍMICOS DE MODIFICAÇÃO DA SUPERFÍCIE

Do ponto de vista da engenharia, a maneira mais eficaz de se evitar a corrosão

consiste em revestir o componente metálico com uma barreira protetora capaz de

isolá-lo eficazmente do seu ambiente circundante. Para ser eficaz contra a corrosão,

o revestimento de proteção tem de ser uniforme, bem aderido e livre de quaisquer

imperfeições, tais como pites, arranhões e fendas. Entretanto, o principal obstáculo

em relação à obtenção desta camada nas ligas de Mg é a presença da camada

superficial de óxido / hidróxido formada pela alta reatividade química deste metal. Isto

promove um efeito prejudicial sobre a capacidade do revestimento em aderir-se à

superfície do metal e formar uma camada protetora uniforme. Desta forma, a limpeza

e um pré-tratamento adequado da superfície do metal é um fator crucial na obtenção

de um revestimento de superfície eficaz (GÉRRARD et al, 2012).

A literatura relata diversos processos físicos, químicos e físico/químicos a serem

adotados para controlar a taxa de corrosão dos materiais. De acordo com a técnica

utilizada, estes métodos de revestimento podem ser de conversão ou de deposição,

63

destacando-se: deposição de vapores por meios físico e químico, implantação iônica

e galvanização, revestimento por aspersão térmica, revestimento de conversão

química, fusão da superfície com laser, revestimentos de fosfato de cálcio, deposição

eletroquímica e anodização. Entretanto, grande parte destes processos não podem

ser aplicados para biomateriais à base de Mg. Isto se deve às altas temperaturas

empregadas aos processos, sendo as mesmas incompatíveis com o substrato, além

da possibilidade de se criar uma superfície potencialmente tóxica a estes dispositivos.

Por exemplo, o processo de deposição de vapores físico envolve a deposição de finas

camadas de átomos de metais e ligas metálicas em sua fase vapor sobre uma

superfície de substrato. Durante este processo um metal ou liga metálica é aquecida

na câmara de vácuo até sua evaporação e, em seguida, o vapor condensa sobre o

substrato mais frio. No caso do Mg como substrato, a limitação está na temperatura

de execução do processo, a qual varia entre 400 e 550 °C, enquanto que temperaturas

acima de 180 °C geram problemas de estabilidade para este material. Além disto,

baixas temperaturas do substrato interferem negativamente na adesão e na

resistência à corrosão do revestimento. Outro exemplo que pode ser citado é quanto

à utilização de materiais tóxicos prejudiciais para a saúde humana em alguns

processos de revestimentos por conversão química, como por exemplo, a presença

de cromo hexavalente (Cr6+) utilizado nos revestimentos de cromato. Os

revestimentos por conversão química são obtidos através do tratamento químico da

superfície de Mg e suas ligas, produzindo uma fina camada externa de óxidos

metálicos, fosfatos e outros compostos que se ligam quimicamente à superfície do

substrato. Este revestimento atua como uma barreira protetora, a qual isola o

substrato do ambiente circundante, evitando sua corrosão (YANG et al, 2011).

Industrialmente, existem diversos tipos de revestimentos de conversão tais como:

cromato, fosfato / permanganato, terras raras, estanato, hidretos, tratamentos

eletroquímicos, anodização, oxidação micro arco, galvanização, deposição física de

vapor, tratamento com revestimento orgânico, dentre outros.

Do ponto de vista industrial, a eletrodeposição com revestimentos metálicos (Ni,

Cr, Al) é uma técnica altamente eficaz para o revestimento de Mg e suas ligas,

conferindo-lhes revestimentos com boas propriedades mecânicas e proteção eficaz

contra a corrosão. Entretanto, estes metais são prejudiciais para os tecidos humanos,

o que os torna altamente inadequados para aplicações biomédicas. Entretanto, existe

64

uma forma mais biocompatível de revestimento por conversão química, utilizando-se

uma variedade de compostos de fosfato de cálcio, em particular a hidroxiapatita

[Ca10(PO4)6(OH)2], a qual tem sido amplamente utilizada em várias aplicações

biomédicas, especialmente como substituto ósseo (KRAUSE et al, 2010). Várias

técnicas de revestimento por conversão química têm sido utilizadas para depositar

revestimentos de fosfato de cálcio sobre substratos de Mg. Dentre elas destacam-se

a anodização, os revestimentos biomiméticos e a eletro-deposição. Qualquer um

destes métodos de revestimento pode induzir à deposição da apatita do osso na

superfície do dispositivo do implante, conduzindo a bons resultados de bioatividade

“in vitro” e “in vivo” (LI et al., 2013). Em muitos casos, uma única camada de

revestimento pode não ser suficiente para isolar o substrato da solução circundante.

Assim, os revestimentos com duas ou mais camadas fabricadas por diferentes

técnicas combinadas pode ser uma solução promissora. As principais vantagens da

utilização da hidroxiapatita em aplicações de engenharia dos tecidos duros envolvem

sua bioatividade, lenta degração in situ, além de suas propriedades de

osteocondutividade e capacidade osteoindutiva (WITTE et al., 2007). Wang et al.

(2009) produziram um revestimento de fosfato de cálcio através da imersão de um

substrato de Mg em uma solução contendo Ca e P [Ca(NO3)2 e Na2HPO4], obtendo

uma camada superficial de difosfato de cálcio di-hidratada. Esta camada mostrou-se

eficaz na proteção para o substrato de Mg durante os primeiros 21 dias de imersão

em um fluido corporal simulado.

Drynda et al. (2008) citam que os revestimentos com flúor aumentam a resistência

à corrosão do Mg e suas ligas, reduzindo a citotoxicidade do implante e promovendo

sua osseointegração ainda na fase precoce da cicatrização. Estes autores

desenvolveram ligas de Mg-Ca revestidas com flúor, as quais apresentaram melhores

características mecânicas, boa biocompatibilidade em relação as células vasculares

e redução da degradação cinética. Em 2010, Yan et al. criaram um revestimento com

flúor em uma liga de magnésio (AZ31B), o qual proporcionou a manutenção de

adequadas propriedades mecânicas da liga por um período de 45 dias imersa em

SBF. Pereda et al (2010) relataram que os subprodutos gerados pela corrosão das

ligas de Mg revestidas com flúor não afetam o organismo do hospedeiro. Entretanto,

Witte et al. (2005) verificaram que o revestimento com MgF2 reduziu a taxa de

corrosão in vivo da liga LAE442, sem que houvesse elevada concentração de flúor no

65

osso adjacente, enquanto que Thomann et al. (2010) afirmaram que o revestimento

MgF2 não promove a redução da taxa de corrosão, além de também não manter a

resistência mecânica do dispositivo de maneira satisfatória.

O revestimento composto por SiO2 bioativo (Bioglass) tem como objetivo otimizar

a adesão ao osso, enquanto sua degradação é retardada (Ho et al, 2010).

Song et al. (2010) usaram uma técnica de eletrodeposição na produção três tipos

de revestimento: difosfato de cálcio di-hidratada, hidroxiapatita e fluorapatita. O estudo

revelou que o revestimento de fluorapatita possuía melhor estabilidade em longo

prazo e manteve-se intacto após 1 mês de imersão em um fluido corporal simulado,

proporcionando uma eficaz resistência à corrosão para a liga de magnésio estudada.

A anodização é um processo eletroquímico que promove uma alteração química

da superfície por meio de oxidação, produzindo uma camada superficial de óxido

estável. A estrutura desta camada é caracterizada por uma fina barreira na interface

óxido/metal, seguida por uma camada menos densa de óxido poroso. Diversos

materiais de revestimento e tratamentos de superfície por anodização utilizados

industrialmente nas ligas de Mg são tóxicos para o corpo humano. Desta forma, deve-

se optar pela deposição de elementos biocompatíveis, conforme citado anteriormente.

Hiromoto et al. (2000) estudaram os efeitos da precipitação controlada de fosfato de

cálcio em substratos de Mg puro por anodização, seguidos do tratamento térmico em

autoclave e imersão em solução de Hank. Na etapa de processamento foram obtidas

películas porosas (voltagem de 7 a 100V), as quais exibiram corrosão por pite,

enquanto que películas não porosas foram formados com voltagens menores (de 2 a

20V). Após estes procedimentos, verificou-se que os substratos revestidos com o

fosfato de cálcio apresentaram uma taxa de corrosão reduzida.

Guo et al. (2009) utilizaram a liga AZ31B e obtiveram uma película de óxido de

magnésio através da técnica de oxidação anódica com uma corrente constante. Estes

autores constataram que a película obtida através desta técnica de processamento foi

capaz de retardar eficientemente o processo de degradação da liga, bem como de

reduzir a mutagênese e suas reações hemolíticas. Resultados semelhantes foram

obtidos por Zhang et al. (2010) os quais relataram uma melhor resistência à corrosão

e ao desgaste da liga AZ91D após o tratamento de oxidação anódica e exposição em

solução de Hank. Song (2007) demonstrou que a camada de óxido formada pela

66

anodização de um substrato de Mg puro foi capaz de proporcionar uma barreira eficaz

contra a corrosão durante 1 mês em solução de Hank. Durante esse tempo, não foi

detectada nenhuma evolução de hidrogênio, indicando que a degradação havia sido

retardada. Guo (2010) relatou que os revestimentos de óxido anódico geralmente

apresentam baixa resistência ao desgaste, devido à sua baixa dureza. Além disso, o

custo deste processo é cerca de duas vezes maior, comparado aos revestimentos de

conversão fornecidos pelos tratamentos eletrolíticos, por exemplo. O processo de

anodização é ainda muito demorado e de alto consumo de energia elétrica.

O processo eletroquímico que utiliza uma alta tensão anódica e uma alta

densidade de corrente próximo da superfície do metal para induzir a oxidação é

chamado de oxidação com formação de micro-arco. A camada de óxido formada por

este processo é consideravelmente mais espessa do que a obtida por anodização

convencional, uma vez que a superfície do substrato metálico também é oxidada. Esta

técnica pode ser utilizada para a deposição de revestimentos cerâmicos em metais e

suas respectivas ligas, como Al, Mg, Ta, Ti, W, Zn e Zr. Uma vez que os parâmetros

deste processo são adequadamente ajustados, são produzidos revestimentos de alta

qualidade, com alto padrão de adesão, maiores resistências mecânica e à corrosão e

ao desgaste e alta micro dureza superficial.

Revestimentos poliméricos adequadamente selecionados podem sofrer um

processo lento de degradação e retardar o processo corrosivo de um implante e Mg,

mantendo a sua integridade mecânica durante um período de tempo mais longo. A fim

de atingir os requisitos desejáveis, um revestimento de polímero deve aderir-se ao

substrato, ser resistente e flexível o suficiente para suportar os movimentos regulares

dos implantes, além de poder ser submetido ao processo de esterilização. Uma das

vantagens dos revestimentos poliméricos é que eles permitem ajustes químicos,

físicos e mecânicos visando atender uma aplicação específica. Revestimentos

poliméricos, tais como a quitosana (GU et al, 2009) e o ácido polilático (PLGA – Li et

al, 2010) mostraram-se eficazes em melhorar a resistência à corrosão e promover

maior fixação das células em ligas Mg-Ca e Mg-Zn, respectivamente, comparadas às

ligas sem revestimento. As técnicas de revestimento polimérico à base de água

possuem a vantagem de reduzir os efeitos dos solventes sobre o substrato, liberando

uma menor quantidade de resíduos tóxicos produzidos durante sua degradação.

67

Embora os revestimentos poliméricos possuam o potencial de modificar as

propriedades de superfície de implantes com base em Mg, as pesquisas têm se

voltados no sentido de encontrar materiais poliméricos que possam produzir

revestimentos finos e confiáveis e que possuam taxas de degradação controláveis, os

quais mantenham sua eficácia mecânica pelo tempo adequado.

De uma maneira geral, os revestimentos aumentam a resistência à corrosão do

Mg e suas ligas. Os fatores críticos que determinam o desempenho dos mesmos são

especialmente: a taxa de corrosão, a superfície química, a adesão e a forma desta

adesão. Revestimentos cerâmicos de fosfato de cálcio reduzem a densidade de

corrente de corrosão por até duas ordens de grandeza. Entretanto, o controle destas

fases e a formação de trincas durante seu processamento ainda são insatisfatórios

(HORNBERGER et al., 2012).

3.8 DESENVOLVIMENTO DE NOVAS ESTRUTURAS

Algumas das técnicas de desenvolvimento estruturais aplicadas na engenharia de

tecidos, como a metalurgia do pó e laser foram utilizados na fabricação de arcabouços

porosos de magnésio (scaffolds), ou de polímeros que atuem como mecanismos de

liberação de fármacos ou drogas. Wen et al. (2004) investigaram o magnésio poroso

processado através da tecnologia de metalurgia do pó, com porosidade de 35% a 55%

e tamanho do poro variando entre 70 e 400 µm. Os resultados indicaram que o módulo

de elasticidade e a tensão de escoamento aumentaram com a redução do percentual

da porosidade e do tamanho de poros. Além disto, nestas mesmas condições, as

propriedades mecânicas do magnésio poroso assemelhavam-se às do osso

esponjoso natural. O compósito de matriz metálica de magnésio obtido por metalurgia

do pó e pelo método de fundição por agitação (stirring cast method,) permite a

incorporação de reforços como a hidroxiapatita (HA) e o polifosfato de cálcio,

favorecendo a melhoria das propriedades mecânicas, da resistência à corrosão e

biocompatibilidade (LI et al, 2013). A quantidade, a distribuição e tamanho destes

reforços possuem uma importância fundamental para as propriedades mecânicas e

corrosivas destas matrizes de magnésio. Em geral, matrizes compostas de magnésio

com quantidades abaixo de 20% em peso de reforços distribuídos de forma

homogênea são desejáveis (LI et al, 2013). Na maioria das vezes estes reforços são

68

duros e quebradiços e geralmente promovem melhor resistência à compressão,

enquanto que sua resistência à tração e alongamento são inferiores às das ligas sem

os mesmos. A HA pode estabilizar a taxa de corrosão da matriz, uma vez que ela

estimula um ataque corrosivo mais uniforme à superfície do material, devido à sua

uniformidade (WITTE et. al, 2010). Entretanto, Gu (2009) verificou que a taxa de

corrosão do compósito Mg / HA é maior do que a apresentada por um volume de Mg

puro. Além disto, este autor afirmou que ocorre uma elevação da taxa de corrosão em

função do aumento no teor de HA. Isto seria devido à formação de mais locais

anódicos, os quais criam acoplamentos galvânicos na matriz composta por Mg / HA.

Vidros metálicos à base de magnésio apresentam comportamento uniforme quanto à

corrosão, como resultado de sua estrutura monofásica e homogeneidade química,

conforme já abordado anteriormente. Zberg et al. (2009) relataram que o vidro

metálico à base de magnésio e rico em zinco (Mg60Zn35Ca5) não apresenta evolução

significativa de hidrogênio clinicamente observáveis “in vivo”. Gu (2009) demonstrou

que a liga amorfa Mg66Zn30Ca4 exibiu uma taxa de corrosão diminuída, com morfologia

de corrosão uniforme e uma melhor citocompatibilidade com células MG63 bem

aderidas e crescendo em sua superfície.

3.9 CORROSÃO E DEGRADAÇÃO DO MAGNÉSIO E SUAS LIGAS

A série eletroquímica, ou série eletromotriz, representa uma sequência de

elementos químicos dispostos de acordo com seus respectivos potenciais de eletrodo.

O hidrogênio é tomado como possuindo o potencial de eletrodo zero. Daí, os

elementos que possuem maior tendência que o hidrogênio em perder elétrons para

suas soluções são denominados eletropositivos, enquanto que os elementos que

tendem a ganhar elétrons de suas soluções são denominados eletronegativos.

Segundo a tabela (ou fila) de reatividade dos metais, o metal mais reativo é aquele

que doa elétrons mais facilmente, ou seja, é mais eletropositivo, possuindo maior

caráter metálico. De acordo com esta classificação, o magnésio é um dos metais mais

reagente, ou menos nobre (TAB. 3.7).

69

TAB. 3.7 Fila ou tabela de reatividade dos metais

Os dispositivos à base de Mg implantados no corpo humano entram em contato

com os fluidos corporais, ricos em HCl. Em seguida, ocorre uma imediata e vigorosa

reação do magnésio com o HCl, formando o cloreto de magnésio (MgCl2), com

consequente liberação do gás hidrogênio (EQ. 3.1 e 3.2). Wolf et al., (2007) afirmaram

que a corrosão do aço inoxidável na presença de cloretos é um processo auto

catalítico, enquanto que para o Mg e suas ligas, este processo tende a ser auto

limitante, onde a corrente atinge um valor constante na região do pite de corrosão.

Verificou-se que, na presença de altas concentrações de Cl- ocorre uma elevação

da intensidade de corrente e o deslocamento do potencial de ruptura para valores

mais catódicos. A análise dos produtos de corrosão das ligas de Mg por EDX revelou

a presença na superfície de Mg, Cl e O, o que pode estar associado à formação de

MgCl2, MgO ou Mg(OH)2. O Mg é um metal ativo e seus parâmetros de degradação

são afetados por diversos fatores físicos, químicos, eletroquímicos, pH do meio,

contato com células e enzimas, composição e a microestrutura da liga (GU et al,

2009), natureza do meio de corrosão, método de preparação do material, presença

ou não de tratamentos da superfície, grau de imperfeições no interior do material,

dentre outros. Estes fatores são extremamente importantes quando um biomaterial à

base de magnésio é implantado no corpo, uma vez que ele estará sujeito ao processo

de biocorrosão.

Estudos mostram que um dos fatores mais importantes na determinação da

corrosão de um implante de magnésio é a pureza da liga (PERSAUD-SHARMA &

MCGOROM, 2012). O Mg refinado frequentemente possui quantidades

remanescentes de outros elementos de impureza. Tais impurezas são resultantes da

composição natural de magnésio encontrado no interior da terra, bem como os

processos de fundição e refinamento utilizados. O grau de impurezas após o processo

70

de refinamento depende da eficácia deste processo em si. Os elementos de impureza

atualmente encontrados no magnésio incluem: cobre, berílio, níquel e ferro. A norma

para inclusão de elementos característicos em magnésio cita: 4 ppm Be, 100-300 ppm

Cu, 35-50 ppm Fe e 20-50 ppm Ni (% em peso). A quantidade dessas impurezas deve

ser controlada para qualquer aplicação, especialmente se é desejado o magnésio

puro. Negligenciar a remoção de tais impurezas do magnésio pode causar implicações

prejudiciais, especialmente quando da aplicação destes materiais na área biomédica.

Um exemplo seria um stent de magnésio com uma quantidade excessiva de níquel, o

qual é conhecido por ser prejudicial para as células. A lixiviação do Ni no corpo produz

efeitos tóxicos biológicos (WITTE el al, 2008). Hillis & Murray (1987) relataram que

três elementos de impureza, quais sejam o Fe, o Ni e o Cu são críticos, aumentam

significativamente a taxa de corrosão do Mg. Estes metais são prejudiciais devido a

seus baixos limites de solubilidade sólida, além de servirem como locais catódicos.

Locais catódicos formam células de corrosão e representam regiões do material onde

ocorrem as reações de redução. Após o contato do dispositivo com os fluidos

corporais, ocorrerá a dissolução preferencial do material anódico, enquanto a massa

do material catódico permanecerá. Isto pode causar uma série de problemas

relacionados à ação enzimática, metabólica e catabólica do remanescente catódico,

como também do seu processo de remoção por parte dos órgãos excretores, como

os rins, o fígado e o baço (PERSAUD-SHARMA & MCGOROM, 2012).

O comportamento de corrosão do magnésio não segue o processo normal para a

corrosão de outros materiais. Normalmente, as reações anódicas e catódicas seguem

o comportamento dos processos eletroquímicos de corrosão. Em geral, as reações

anódica e catódica são inversamente relacionadas. Na medida em que o potencial

aplicado (Eappl) ou a densidade de corrente aumentam, ocorrem aumentos das taxas

de reação anódica e redução das taxas de reação catódica. Um aumento do potencial

anódico aplicado provoca um aumento na taxa de dissolução anódica, enquanto o

sítio catódico reduz a evolução de gás hidrogênio. A FIG. 3.16 mostra as reações

parciais normais anódica (Ia) e catódica (Ic) para metais como zinco, cobre, ferro e

aço, mostrando-se coerentes com a teoria de Tafel. De acordo com esta teoria, as

taxas destas duas reações parciais são iguais ao potencial de corrosão (Ecorr).

Normalmente, o aumento positivo do potencial aplicado (Eappl) altera o potencial

anódico (Ia) para Img,e, enquanto o potencial catódico diminui ao longo da curva Ic

71

para IH,e. No entanto, isto não é exatamente o que acontece com as ligas à base de

magnésio. Para tais ligas, um aumento positivo no potencial (Eappl) provoca um

aumento tanto no potencial parcial anódico e na reação catódica parcial,

representadas, respectivamente por linhas tracejadas IH e IMg. Esta é a característica

mais importante do “Efeito Diferença Negativa” (EDN), que as ligas de magnésio

experimentam. Devido ao EDN, a corrosão do magnésio envolve processos diferentes

e diversas teorias têm sido propostas para explicar este sistema de corrosão, embora

a maioria delas não explique integralmente o comportamento de corrosão observado

com o Mg.

FIG. 16 Teoria cinética mostrando o efeito diferença negativa (EDN), em relação ao comportamento preditivo normal esperado para os metais pela teoria Tafel

(PERSAUD-SHARMA & MCGOROM, 2012)

72

3.10 TEORIAS DA CORROSÃO PARA O MAGNÉSIO

A FIG. 3.17 (A e B) representa o modelo que explica a formação parcial de uma

película superficial protetora. Naturalmente, as finas películas passivadoras formam-

se sobre a superfície do magnésio, protegendo-o do meio corrosivo.

FIG. 17 Corrosão localizada: A) aplicação de baixo potencial ou densidade de corrente e B) aplicação de alto potencial ou densidade de corrente (Persaud-Sharma

& McGorom, 2012)

O modelo acima aponta a EDN como responsável pela ruptura da fina película

protetora quando a corrente flui através da dupla camada elétrica interfacial formada

entre a superfície do substrato de magnésio e o meio eletrolítico aquoso. Isto levaria

à liberação de íons bivalentes (Mg+2) para o meio corrosivo a partir da superfície do

magnésio, devido à oxidação. A corrosão localizada é menor em baixas tensões ou

densidade de corrente aplicadas (FIG. 3.17 A), quando comparada com tensões ou

densidade de corrente mais elevada, onde ocorre a formação de mais pites de

corrosão (FIG. 3.17 B). A hidrólise do magnésio reduz o pH e aumenta a taxa de

corrosão parasítica. Este modelo foi questionado quanto à formação do filme de

natureza protetora. Entretanto, pesquisas recentes conduzidas por Wang et al (2010)

investigaram o comportamento de corrosão da liga de magnésio AZ91, mostrando que

seus produtos de corrosão formam uma película passiva na superfície do material,

retardando sua corrosão adicional.

Um segundo modelo também sugere que a EDN influencia no comportamento da

corrosão do magnésio (FIG. 3.18). Trata-se do modelo dos íons monovalentes, o qual

propõe que um íon monovalente transiente (Mg+) é liberado através da seguinte

reação de oxidação (EQ. 3.5):

A B

73

𝑀𝑔 → 𝑀𝑔+ + 𝑒− EQ. 3.5

Em seguida o Mg+ reagiria quimicamente com dois prótons (2H+), produzindo gás

H2 (EQ. 3.6):

2𝑀𝑔+ + 2𝐻+ → 2𝑀𝑔2+ + 𝐻2(𝑔) EQ. 3.6

FIG. 18 Modelo dos íons monovalentes (PERSAUD-SHARMA & MCGOROM, 2012).

Segundo Song e Atrens (1997) o modelo de íon monovalente não explica como a

taxa de dissolução de magnésio pode cair para valores próximos de zero em um

potencial de aproximadamente 1000 mV acima do potencial Mg+ / Mgeqm.

Em seguida, Song et al. (1997) propuseram um modelo mais coerente para a

corrosão do magnésio, denominado modelo de corrosão eletroquímica. Ele combina

os dois modelos descritos anteriormente, ao mesmo tempo em que aborda suas

lacunas, justificando a EDN e os processos eletroquímicos. De acordo com este

modelo (FIG. 3.19), um aumento da densidade ou potencial de correne aplicado cria

uma maior área na superfície do material livre do filme protetor. Nestas áreas, a

corrosão do magnésio produz o íon monovalente (Mg+) capaz de reagir com a água

para produzir gás hidrogênio (EQ. 3.7):

Mg+ + 𝐻2𝑂 → Mg+ + 𝑂𝐻− + 𝐻2(𝑔) EQ. 3.7

Este modelo propõe que, com a aplicação de densidade ou potencial negativo de

corrente, a película de superfície deve estar intacta. Se toda a superfície é coberta por

uma película, a oxidação de magnésio é muito baixa e este aspecto aborda a natureza

protetora da formação do filme. Este modelo admite a evolução do hidrogênio catódico

em um potencial negativo, até que o potencial de pite seja atingido. Esta corrosão

localizada romperia a camada protetora, permitindo a evolução de mais hidrogênio,

além da liberação de íons Mg2+ para a solução da região sem o filme. Como o potencial

74

eletroquímico ou a densidade de corrente continuam a subir, mais hidrogênio será

liberado, o que está de acordo com o modelo do íon monovalente, cumprindo a

primeira condição da EDN. A dissolução anódica do magnésio mostra que apenas um

elétron está envolvido na reação, ou seja, se a densidade de corrente se mantivesse

constante, mais magnésio poderia ser dissolvido em solução aquosa, o que

representa a segunda condição expressa pela EDN.

FIG. 3.19 Modelo de corrosão eletroquímica para a corrosão do magnésio proposto por Song et al., 1997 (PERSAUD-SHARMA & MCGOROM, 2012).

3.11 MECANISMOS DE CORROSÃO BIOLÓGICA DO MAGNÉSIO

Ghali (2010) relatou que quando o magnésio quimicamente puro é exposto ao ar

atmosférico húmido, uma camada espessa acinzentada amorfa é formada em sua

superfície, cuja composição consiste em hidróxido de magnésio [Mg(OH)2]. A taxa de

oxidação dessa camada protetora possui valores próximos a 0,01 mm / ano, enquanto

em ambiente com água salgada é de cerca de 0,30 milímetros / ano. O magnésio puro

encontra no corpo humano um ambiente corrosivo altamente agressivo,

especialmente em aplicações ortopédicas (TAB. 3.8). Os fluidos corporais são

compostos por água, oxigênio dissolvido, proteínas e íons eletrolíticos, tais como

cloretos e hidróxidos. Neste ambiente, o magnésio, que possui um potencial

eletroquímico de -2,37 V é muito suscetível à corrosão, resultando na liberação de

íons livres que migram da superfície do metal para o ambiente fluido circundante.

Estes íons podem formar diversas espécies químicas, tais como óxidos metálicos,

75

hidróxidos, cloretos e outros compostos. Com a premissa de que não existe uma

barreira termodinâmica para a oxidação da superfície do Mg, esta reação é muito

acelerada, culminando com o consumo da superfície do substrato metálico e com a

evolução de gás de hidrogênio. Esta reação eletroquímica resulta na migração de íons

a partir da superfície de metal em solução, formando espécies que resultam no

surgimento de uma camada de óxido aderida à superfície do metal.

TAB. 3.8 Taxas de corrosão para algumas ligas de Mg imersos em SBF (Gérrard et al, 2012)

Material

Taxa de corrosão In vitro (mg.cm-2.h-1)

Taxa de corrosão In vivo (mg.mm-2.yr-1)

Solução de Hank Fluido simulado

corpóreo

Mg puro(99,95%) 0,011 0,038 -

AZ31 0,0065 - 1,17

AZ91 0,0028 - 1,38

LAE442 - - 0,39

WE43 - 0,085 1,56

A camada de hidróxido de magnésio [Mg(OH)2] formada sobre a superfície do

metal é ligeiramente solúvel e reage com os íons de cloro, formando o cloreto de

magnésio, que é altamente solúvel, além da liberação do gás hidrogênio. Quando a

camada de óxido cobre e protege a superfície do metal, é formada uma barreira

cinética, ou camada passiva. Esta camada limita fisicamente, ou dificulta a migração

das espécies iônicas através da interface da solução com o óxido metálico. A corrosão

do Mg em ambiente fisiológico aquoso está demonstrada nas equações que se

seguem. A reação anódica primária é expressa por meio da reação parcial

apresentado na EQ. 3.8, ao mesmo tempo em que a redução de prótons é expressa

por meio da reação parcial que ocorre no catodo (EQ. 3.9).

𝑅𝑒𝑎çã𝑜 𝑎𝑛ó𝑑𝑖𝑐𝑎: 𝑀𝑔 → 𝑀𝑔2+ + 2𝑒− EQ. 3.8

𝑅𝑒𝑎çã𝑜 𝑎𝑛ó𝑑𝑖𝑐𝑎: 2𝐻2𝑂 + 2𝑒− → 2𝑂𝐻− + 𝐻2 EQ. 3.9

76

As bolhas de gás H2 geradas de acordo com as reações acima, geralmente

aparecem na primeira semana após a cirurgia, desaparecendo após 2 a 3 semanas.

Durante sua formação inicial, uma agulha subcutânea pode ser utilizada para a

remoção deste gás, conforme mencionado anteriormente. De acordo com Song, em

2007, o corpo humano tolera uma taxa de evolução do gás H2 da ordem de 0,01

ml/cm2/dia. Desta maneira, o processo de corrosão do Mg deve ser regulado para que

a taxa de evolução de hidrogênio seja inferior a este valor de tolerância. Nesta

situação, o implante não representa, portanto, uma ameaça ao organismo devido à

evolução de gás. As reações do Mg sólido e do Mg(OH)2 com os íons de cloro em

meio aquoso são apresentados nas EQ. 3.10 e EQ. 3.11.

Mg sólido: Mg(s) + 2Cl−(aq) → MgCl 2 + 2e− EQ. 3.10

Camada de Mg(OH)2: Mg(OH)2(s) + 2Cl−(aq) → MgCl2 + 2OH− EQ. 3.11

A reação geral do processo de corrosão é apresentada na EQ. 3.12.

Mg (s) + 2H2O(l) → Mg(OH)2 (s) + H2(g) EQ. 3.12

Entretanto, a corrosão no ambiente aquoso corporal não é um processo tão

simples, como o que ocorre em outros ambientes, ou testado in vitro. Isto porque a

taxa de corrosão no interior do corpo é influenciada por vários fatores inerentes a este

meio específico, tais como: o pH dos fluidos corporais, as variações de valores do pH,

a concentração de íons, à adsorção das proteínas à superfície dos implantes e à

influência dos tecidos circunvizinhos circundantes (WILLIAMS, 2008).

A norma ASTM F2129-2001 apresenta os procedimentos para estabelecer uma

relação entre os testes desenvolvidos em laboratório (“in vitro”) e o comportamento

clínico de implantes biomédicos. Esta norma fornece as bases para os testes de

suscetibilidade à corrosão dos pequenos dispositivos médicos metálicos implantados,

através do processo de corrosão eletroquímico testado “in vitro”. A norma ASTM

F2129 recomenda o uso de SBF (solução salina fisiológica tamponada), embora a

utilização de outras soluções (Hank’s, Ringers, NaCl, dentre outros) também seja

permitida. Uma clara relação entre estes resultados e a resistência destes dispositivos

à corrosão “in vivo” ainda não foi estabelecida. Corbett et al. (2003) sugeriram que um

77

material que possui um potencial de ruptura acima de 600 mV apresentaria uma

resistência clínica favorável à corrosão. Dispositivos que possuíssem um potencial de

ruptura variando entre 300 e 600 mV estariam no limite da faixa de resistência,

enquanto que os materiais com limite de ruptura abaixo de 300 mV poderiam ter um

comportamento inaceitável “in vivo”. Os limites sugeridos por Corbett et al. (2003) não

são suficientes para prever o sucesso ou o fracasso dos dispositivos “in vivo”. Estes

limites não explicam a variabilidade dos resultados, em função do uso de diferentes

formulações de solução salina tamponada (PBS) utilizadas nos testes. Potenciais de

ruptura variando de 300 a 600 mV podem ser obtidos variando-se a formulação do

PBS. Além disto, dispositivos resistentes à corrosão comprovados clinicamente

podem possuir valores de potencial abaixo de 300 mV. Portanto, a indicação de um

potencial de corrosão específico, conforme o método proposto pela norma ASTM

F2129, não atende como um critério de aceitação apropriado para conclusões finais

quanto à corrosão destes dispositivos. Entretanto, até que um análogo do sangue seja

desenvolvido, esta norma pode ser utilizada para a comparação dos novos

dispositivos e os já existentes, desde que estes possuam uma história de

comportamento favorável à corrosão “in vivo”. Ou seja, uma adequada relação entre

o comportamento da corrosão clínica e eletroquímica “in vitro” dos dispositivos

médicos implantados não pode ser adequadamente estabelecida, até que se

desenvolva uma solução de teste análoga ao sangue. Até então, um valor específico

de potencial de corrosão como critério de aceitação não possui validade científica.

Assim sendo, a norma ASTM F2129-2001 deve ser utilizada para comparações

estatísticas com dispositivos aprovados e que possuam um adequado histórico de

comportamento à corrosão “in vivo”.

A partir do momento em que a camada protetora de óxido se rompe, o substrato

de Mg é exposto aos fluidos corporais, resultando em mais corrosão e na consequente

perda da resistência mecânica, culminando com a falha final do dispositivo

implantado. Diversos tipos de corrosão são observados em dispositivos à base de Mg

implantados no organismo, tais como: corrosão galvânica, granular, por pite, por

fenda, por atrito, por erosão, por stress e corrosão por fadiga (GÉRRARD et al, 2012).

78

3.12 DEGRADAÇÃO IN VIVO DO Mg

Geralmente, o entendimento do processo de degradação de materiais in vivo é

obtido através de uma correlação dos ensaios realizados in vitro, conforme citado

anteriormente. Entretanto, os resultados da degradação in vivo dos implantes de

magnésio possuem uma pobre correlação com as taxas de corrosão observadas in

vitro, uma vez que as ligas de magnésio exibem uma degradação sensivelmente mais

rápida in vitro (Witte et al, 2006). As reações de Mg com soluções aquosas forma uma

camada de hidróxido de Mg na superfície do material, além da evolução do gás

hidrogênio, já demostrado. Esta liberação de H2 gasoso torna-se um sério problema,

especialmente quando o dispositivo destina-se à aplicação em ortopedia, onde a

vascularização e o transporte deste gás são mínimos, resultando na formação de

bolhas de H2 potencialmente prejudiciais ao processo cicatricial.

Witte et al (2006) demonstraram experimentalmente por que o Zn adicionado

como elemento de liga é capaz de reduzir significativamente a quantidade de evolução

de hidrogênio gasoso. Se o Zn for utilizado como elemento de liga, as seguintes

reações serão observadas (EQ. 3.13, 3.14 e 3.15):

𝑍𝑛(𝑠) + 2𝐻2𝑂(𝑎𝑞) → 𝑍𝑛(𝑂𝐻)2(𝑠) + 𝐻2(𝑔) EQ. 3.13

𝑍𝑛(𝑠) → 𝑍𝑛2+(𝑎𝑞) + 2𝑒− 𝑅𝑒𝑎çã𝑜 𝑑𝑒 𝑜𝑥𝑖𝑑𝑎çã𝑜 EQ. 3.14

O Mg pode remover íons de zinco como se segue (Equação 3.15):

𝑀𝑔 (𝑠) + 𝑍𝑛2+ → 𝑍𝑛 (𝑠) + 𝑀𝑔2+(𝑎𝑞) EQ. 3.15

Pelo fato da corrosão representar um efeito de superfície, a composição química

do meio corrosivo influencia fortemente o processo de degradação dos materiais.

Conforme visto anteriormente, a corrosão do Mg em água forma uma camada de

hidróxido (OH-) na superfície do material. Se o meio corrosivo contiver quaisquer

cloretos com concentração acima de 30 mmol / l, o hidróxido será convertido para o

cloreto de magnésio (MgCl2), em vez de hidróxido de magnésio, ou seja, os íons

cloreto podem transformar o Mg(OH)2 em MgCl2 mais solúvel. Uma elevada

concentração de cloreto irá acelerar a reação de transformação do Mg(OH)2 em

MgCl2, favorecendo uma dissolução mais rápida da liga de magnésio. Os fluidos

79

biológicos contêm concentrações de cloretos da ordem de 150 mmol / l, o que induz

à corrosão por pite das ligas de Mg (FIG. 3.20). Em última análise, o tipo de corrosão

evidenciada na superfície do material depende do meio eletrolítico ao seu redor

(PERSAUD-SHARMA & MCGOROM, 2012).

FIG. 3.20 Microfotografia da superfície do magnésio após a realização de análise de polarização em uma solução de NaCl (50 ×). Adaptado de Persaud-Sharma &

McGorom, 2012.

O fluxo dos fluidos corporais em contato com os implantes de Mg também

influencia no seu processo de corrosão. Hiromoto et al (2000) verificaram que o fluxo

sanguíneo impede o acúmulo dos produtos corrosivos na superfície de stents

coronarianos à base de Mg. Na presença de altatensão de fluxo sanguíneo, a corrosão

do dispositivo foi mais uniforme, embora houvessem pontos localizados de corrosão.

Na presença de baixa tensão de fluxo sanguíneo, a superfície do implante fica mais

protegida quanto à corrosão localizada. Os implantes metálicos são propensos à

corrosão durante os seus serviços devido ao meio corrosivo do local da implantação

e na maioria dos casos submetidos a cargas cíclicas. O meio corrosivo, a composição

química da liga e o nível de estresse nas superfícies de contato são parâmetros

importantes, os quais determinam o comportamento de corrosão de implantes

metálicos. Íons cloreto favorecem a dissolução do metal, enquanto que íons fosfato e

proteínas como a albumina inibem o processo de ataque corrosivo, atuando como

tampões do processo. A corrosão do Mg e suas ligas é fortemente influenciado pela

concentração de íons e proteínas presentes nos fluidos corporais (WOLF et al, 2007).

Corrosão por pite localizada

80

3.13 BIOMATERIAIS

Williams (1987) definiu biomaterial como sendo qualquer substância (exceto

drogas ou fármacos) natural ou sintética empregada no tratamento ou substituição de

tecidos, órgãos ou funções corporais, não devendo ser tóxicas nas interações com os

sistemas biológicos. Os biomateriais devem ser compatíveis com o organismo do

hospedeiro (provocar uma mínima reação adversa), além cumprir a função para a qual

ele foi projetado, como se fosse do próprio organismo, ou seja, devem ser

biofuncionais. Possíveis biomateriais para implante devem apresentar algumas

propriedades básicas e fundamentais, tais como: adequadas resistência mecânica e

à corrosão, elevada resistência ao desgaste, biocompatibilidade e capacidade de

promover a osseointegração (NASSAB, 2010).

Dentre os materiais usados nos implante metálicos permanentes destacam-se o

aço inoxidável, ligas de cobalto-cromo e o titânio e suas ligas. Estes implantes não

reabsorvíveis (ou permanentes) são amplamente utilizados, especialmente pelo fato

de suportarem grandes cargas mecânicas, sem sofrer alteração dimensional

significativa ou grandes deformações permanentes. Entretanto, existem dois grandes

problemas relacionados ao uso dos implantes metálicos não bioabsorvíveis. Para a

aplicação da liga metálica devem-se comparar suas propriedades com as do osso.

Por exemplo, o módulo de elasticidade do aço inoxidável e das ligas de cobalto-cromo

é cerca de dez vezes maior que a do osso (TAB. 3.5), enquanto uma liga de titânio,

como o Ti6Al4V é cerca de cinco vezes maior. Esta diferença gera um fenômeno

clínico conhecido como “stress shielding”, que ocorre devido ao fato do implante

concentrar a carga mecânica, enquanto o osso sofre uma redução da mesma. Em

última análise, esta redução da tensão de carregamento na interface osso-implante

metálico leva à reabsorção óssea, morte celular e afrouxamento do implante

(GONZÁLES et al., 2012). O segundo problema é decorrente do desgaste mecânico

e da corrosão do implante, o que resulta na liberação de íons metálicos tóxicos, tais

como o cromo, cobalto e níquel, além da falha por fadiga (Hin, 2004). Estes íons

metálicos prejudiciais promovem uma resposta inflamatória do sistema imunológico

do corpo e dos tecidos circundantes, reduzindo a biocompatibilidade do implante. Ao

contrário, os produtos de corrosão do magnésio podem ser fisiologicamente

81

benéficos, considerando-se que o corpo de um adulto armazena cerca de 30 g de Mg

nos músculos e no tecido ósseo.

Os biomateriais poliméricos possuem algumas propriedades que são melhores

para utilização como biomateriais em relação aos metais. São naturalmente dúcteis,

biocompatíveis e em alguns casos são bioabsorvíveis e seus subprodutos resultantes

da degradação são facilmente excretados na urina. Os polímeros naturais, como

polissacarídeos, quitosana e materiais de base proteica, como o gel de fibrina e o

colágeno apresentam resultados favoráveis em uma série de aplicações na

engenharia de tecidos. Os biopolímeros sintéticos, fabricados sob condições

controláveis, são usados na fabricação de implantes e arcabouços teciduais com

propriedades físico-mecânicas altamente previsíveis. Esses polímeros também

possuem baixas reações de toxicidade com o organismo do indivíduo e sua taxa de

degradação pode ser facilmente controlada. Alguns exemplos de polímeros

bioabsorvíveis sintéticos incluem o ácido láctico (PLA), ácido polilático (PLLA), e ácido

poliglicólico (PGA). Os polímeros são processados sob diferentes formas e estruturas,

como grânulos, hastes, películas e fibras, dependendo de sua aplicação específica,

tais como suturas bioabsorvíveis, cimentos ósseos, enxertos ósseo, placas, parafusos

e pinos de aplicação ortopédica. No entanto, apesar de suas diversas propriedades

atrativas estes materiais possuem baixa resistência mecânica, se comparados com

cerâmicas e metais. Neste aspecto, sua utilização fica restrita na reconstrução de

tecidos moles e em aplicações onde a exigência de carregamento mecânico é baixa.

Isto tem levado os pesquisadores a buscar implantes metálicos absorvíveis

(SALAHSHOOR &GUO, 2009). Comparativamente e em geral, o Mg e suas ligas

apresentam o dobro da resistência mecânica apresentada pelos biopolímeros e isto

tem despertado grande interesse nos pesquisadores da área biomédica, visando sua

utilização na forma de fios e arames, folhas, parafusos, placas, tubos de ligação de

veias e nervos, conectores anatômicos para o trato gastrointestinal, stents, scaffolds,

ânodos de marcapassos e implantes ortopédicos.

Os materiais cerâmicos são frágeis e apresentam baixos valores de tenacidade à

fratura. São normalmente empregados como próteses em articulações do quadril,

revestimentos em implantes e como dispositivos de distribuição de drogas.

82

3.14 CLASSIFICAÇÃO DOS BIOMATERIAIS

Hench e Wilson (1993) classificaram os biomateriais em biotolerados, bioinertes

e bioativos, de acordo com a interface implante/tecido gerada após sua implantação.

Os materiais biotolerados são aqueles isolados pelos tecidos adjacentes por uma

camada envoltória de tecido fibroso. Os materiais bioinertes são envolvidos por uma

cápsula fibrosa mínima e existe uma fina camada de proteoglicanos na interface

implante-osso. Os materiais bioativos estimulam uma união química entre o material

e o tecido ósseo, sem a formação de uma cápsula fibrosa na interface implante/tecido.

Os materiais bioativos podem ser osteoindutores, quando estimulam a diferenciação

de células mesenquimais indiferenciadas em células ósseas, ou osteocondutores, os

quais estimulam o crescimento ósseo a partir de células ósseas diferenciadas sobre

sua superfície.

3.14.1 MATERIAIS BIOABSORVÍVEIS

Os materiais reabsorvíveis (bioabsorvíveis) são aqueles que se degradam,

solubilizam, ou são fagocitados pelo organismo. Sua utilização elimina uma segunda

cirurgia para a remoção do mesmo. A utilização de materiais absorvíveis como

dispositivos de implantes biomédicos apresenta-se como uma possível solução aos

problemas apresentados por seus análogos não absorvíveis, tais como os feitos de

aço, titânio e ligas de cobalto. Tais problemas envolvem o risco potencial de

inflamação e irritação física permanentes, além da necessidade de uma nova etapa

cirúrgica para a remoção do dispositivo implantado (SALAHSHOOR & GUO, 2009), o

que aumenta os custos ao sistema de saúde, além dos riscos inerentes a uma

segunda etapa cirúrgica. O sucesso dos implantes bioabsorvíveis depende de suas

propriedades mecânicas e do controle da sua taxa de corrosão, uma vez que o

processo de corrosão leva à perda de sua resistência mecânica. O material deve

apresentar uma taxa de dissolução controlável e lenta inicialmente, permitindo que o

dispositivo biomédico implantado mantenha sua integridade mecânica, até que os

tecidos circundantes se restabeleçam a ponto de que sejam capazes de suportar a

carga novamente. Após a finalização do processo de cura, as propriedades mecânicas

83

do implante biomédico não são mais primordiais e o material de implante deve, então,

ser capaz de se dissolver lentamente (GUO et al., 2009).

3.15 BIOCOMPATIBILIDADE

A biocompatibilidade é definida como "a capacidade de um biomaterial

desempenhar uma função específica na terapia médica, sem induzir efeitos locais ou

sistêmicos indesejáveis no receptor, gerando a resposta benéfica ao tecido em uma

situação específica, além de aperfeiçoar o desempenho clinico desta terapia”

(WILLIAMS, 2008). Muitos dos elementos que compõem os materiais comercialmente

disponíveis para aplicações industriais são extremamente tóxicos para o corpo

humano. A composição do material a ser considerado é um fator crucial quando este

material visa uma aplicação biomédica, uma vez que, além de satisfazer as

propriedades mecânicas necessárias, este material deve também ser biocompatível.

Os subprodutos resultantes do processo de degradação destes dispositivos devem

ser capazes de serem dissolvidos, absorvidos ou consumidos pelos tecidos

circundantes, além de serem facilmente excretados pelos rins. De acordo com a

norma ISO 10993-5:2009, os biomateriais com efeito citotóxico são aqueles que

causam uma redução na viabilidade das células em mais de 30%. Por ser encontrado

naturalmente nos tecidos do corpo, o magnésio torna-se essencial para o organismo,

sendo, portanto, biocompatível, não apresentando qualquer efeito citotóxico (Virtanen,

2011). A TAB. 3.9 resume a viabilidade celular da linhagem L929, cultivadas em

extratos de ligas de magnésio.

84

TAB. 3.9 Viabilidade celular da linhagem L929 cultivadas em extratos de ligas de Mg, Li (2013)

Material Processamento Linhagem Celular Tempo de

Cultura (dia) Viabilidade Celular

(%)

Mg Puro Fundida L929 4 65,7

Mg1Ca Fundida L929 4 81,8

Mg3Ca Fundida L929 4 55

Mg1Zn Fundida L929 4 ~100

Mg6Zn Extrudada L929 4 ~100

Mg1Zn1Ca Fundida L929 7 75

Mg2Zn1Ca Fundida L929 7 70

Mg3Zn1Ca Fundida L929 7 72

De acordo com a tabela acima, observa-se que o Mg puro fundido e ligas Mg3Ca

possuem um efeito citotóxico sobre células L929. Além disso, a FIG. 3.21 mostra que

apenas as ligas Mg6Zn, Mg1ZnMn, Mg35Zn3Ca, Mg1Si exibem uma taxa de hemólise

inferior a 5%, enquanto que a maioria das ligas de magnésio são severamente

hemolíticas.

FIG. 3.21 Taxa de hemólise de diversas ligas de magnésio (LI, 2013)

Xuenan Gu et al mostraram os melhores resultados obtidos para a viabilidade

celular em extratos Mg-Zn-Ca do que em Mg puro. Linhagens de células L929 e MG63

85

aderiram e proliferaram na superfície da liga Mg66Zn30Ca4. Entretanto, de acordo com

Janine Fischer et.al (2010) os kits utilizados para os testes de citotoxicidade podem

exibir resultados tanto falso-positivos quanto falso-negativos, devido ao fato de que o

Mg é um elemento muito reativo.

3.16 UTILIZAÇÃO DO MAGNÉSIO E SUAS LIGAS COMO BIOMATERIAL

Atualmente, novos materiais são desenvolvidos para diversas aplicações clínicas,

tornando crítica a correta interpretação dos resultados dos testes, especialmente

quanto à corrosão dos mesmos. A seleção das composições dos biomateriais a serem

utilizadas como dispositivo biodegradável deve considerar os tipos de produtos

formados na degradação, cujo efeito deletério ao organismo receptor deve ser mínimo

ou inexistente. Para isto, deve-se priorizar a utilização de materiais compostos por

minerais e oligoelementos presentes naturalmente no organismo, tais como o

magnésio, o cálcio e o zinco (TAB. 3.10).

TAB. 3.10 Elementos de liga mais comuns usados em ligas de magnésio. Características e reações fisiológicas (Gérrard et al, 2012)

Elemento de Liga Efeitos para a liga Patofisiologia Toxicologia

Al

Difunde-se rapidamente na matriz de Mg; atua como elemento passivador e melhora a resistência à

corrosão. Melhora a fundibilidade

Nível no soro sanguíneo de 2,1 a 4,8 µg / l

Tende a difundir-se fora da matriz de Mg. Neurotoxico

(influencia a função da barreira hemato-

encefálica). Associado à doença de Alzheimer. Acumula-se no tecido

ósseo /reduz a viabilidade dos osteoclastos

Ca Melhora a resistência à corrosão em ligas de

MgCa

Nível sérico de 0,9 mg / l. Homeostasia do esqueleto.

Mineral abundante e principalmente

armazenado nos ossos e dentes. Ativador /

estabilizador de enzimas. Envolvidos na coagulação

do sangue.

Uma desordem metabólica dos níveis de Ca resulta no

seu depósito excessivo nos rins (cálculos ou

pedras)

Terras raras Melhoram a resistência à

corrosão das ligas

Alguns elementos terras raras são utilizados

possuem propriedades anticancerígenas, sendo

utilizados no tratamento do câncer

Acumulam-se no fígado e nos ossos

Zn

Aumenta a tensão de escoamento. Ligas de Mg contendo Zn possuem o módulo de elasticidade semelhante ao do osso. Pode reduzir a evolução

do gás H2 durante o processo de biocorrosão

Nível sérico de 12,4 a17,4 µmol / l. Elemento traço

essencial.para as enzimas do sistema imune

Em altas concentrações é neurotóxico e pode

prejudicar o crescimento ósseo

86

A biocompatibilidade do Mg e suas ligas, bem como de seus subprodutos oriundos

da degradação, permite grande número de possíveis aplicações médicas. Os estudos

atuais estão direcionados para as interações biologia/biomaterial e aos mecanismos

celulares pelos quais os subprodutos destes dispositivos são degradados. Além disto,

buscam-se explicações dos mecanismos envolvidos no uso de revestimentos da

superfície e como a cinética de reabsorção destes implantes é alterada.

Embora a utilização do magnésio como biomaterial reporte ao início do século

XIX, com a descoberta do elemento por Sir Humphry Davy, os primeiros estudos do

seu uso como implante em sistemas biológicos são de 1878, com Edward C. Huse.

Com as pesquisas iniciadas em 1892, Erwin Payr foi um dos principais estudiosos da

corrosão “in vivo” do magnésio. Em 1906, Lambotte conduziu estudos com a

implantação de placas e parafusos de magnésio no tratamento de fraturas ósseas,

verificando que o material se desintegrou em apenas oito dias, deixando bolhas de

hidrogênio liberadas no interior dos tecidos. Em 1933 foram realizadas pesquisas com

ligas de magnésio para aplicações biomédicas, mas, devido à inadequada tecnologia

da época para o processamento destas ligas, os estudos nesta área não

apresentaram resultados promissores. Novas técnicas de processamento destas ligas

foram desenvolvidas na década de 1990 e promoveram melhorias significativas na

resistência à corrosão. A partir daí, houve novamente o interesse pelas pesquisas das

ligas de magnésio, visando sua aplicação como biomaterial (WITTE, 2010).

Algumas destas aplicações têm utilizado a fácil corrosão do magnésio para a

confecção de implantes bioabsorvíveis, ou seja, o implante é lentamente substituído

com a restauração óssea natural (GU et al, 2009). Atualmente, as ligas à base de

magnésio para aplicações ortopédicas encontram-se em estudos pré-clínicos, embora

os stents cardiovasculares à base de magnésio já estejam em fase de ensaios

clínicos, em pacientes com obstruções arteriais periféricas e doença arterial

coronariana (LI et. al, 2013).

3.17 DISPOSITIVOS A BASE DE Mg UTILIZADOS EM ORTOPEDIA

O sistema esquelético humano é uma estrutura tridimensional complexa e exerce

duas principais funções mecânico / estruturais: a primeira surge a partir da

necessidade de apoiar estruturalmente os diversos órgãos e tecidos correlacionados,

87

enquanto que a segunda envolve a ligação dos numerosos grupos musculares,

necessários para o movimento e locomoção do corpo. O esqueleto adulto humano

possui um total de 206 ossos, sendo que alguns fornecem proteção para os órgãos

internos, enquanto outros executam funções especializadas. O tecido ósseo possui

uma densidade que varia de 1,8 a 2,1 g/cm3 e é constituído por dois tipos de arranjos

estruturais (osso cortical e osso medular). O osso é um compósito cerâmico

constituído de duas fases: uma fase primária orgânica composta por fibrilas colágenas

(matriz de colágeno tipo I), envolta por um componente nano-cristalino inorgânico. A

fase orgânica dá flexibilidade ao osso, enquanto a fase inorgânica proporciona rigidez

estrutural. Isto se reflete em propriedades mecânicas únicas, tais como resistência,

força e rigidez. A combinação destas propriedades proporciona ao osso uma notável

capacidade de suportar as diversas cargas mecânicas e estruturais encontradas

durante a atividade física regular e intensa, por exemplo. Tanto o osso cortical quanto

o osso trabecular são compostos das mesmas fases orgânicas e inorgânicas

discutidos acima. Porém, há diferença na quantidade de cada fase presente, na

porosidade e em seu arranjo estrutural. O volume de osso cortical e trabecular

depende diretamente da magnitude e da frequência da carga externa aplicada.

Entretanto, apesar de suas notáveis propriedades mecânicas, o osso pode sofrer

fraturas devido a acidentes, à fadiga gerada pelo estresse ou carregamento cíclico,

ou como resultado de patologias e infecções ósseas tumorais.

As ligas de magnésio são especialmente importantes para aplicações ortopédicas,

uma vez que seu módulo de elasticidade variam de 3 a 20 GPa, similar ao do osso,

com valor em torno de 20 GPa. Um dos principais desafios com a utilização de

magnésio para aplicações ortopédicas é a evolução de gás de hidrogênio, conforme

mostrado na EQ. 3.1. Isto gera grande preocupação para aplicações ortopédicas, pelo

fato do tecido ósseo ser mal vascularizado, não possuindo mecanismos suficientes

para remover este excesso de gás. A evolução de gás H2 seria uma preocupação

menor em aplicações como stents cardiovasculares, onde o excesso de gás H2

poderia ser retirado do local do implante pelo fenômeno de transporte convectivo. O

fenômeno da convecção representa o movimento ascendente ou descendente de

matéria líquida ou gasosa no interior de fluidos.

88

3.18 STENTS À BASE DE MAGNÉSIO

Os stents cardiovasculares à base de magnésio surgem como uma das reais

possibilidades de dispositivos médicos a serem desenvolvidos e aprimorados. Estes

dispositivos podem ser submetidos a altas pressões nas artérias coronárias,

mantendo um alto nível de expansão e proporcionando um adequado suporte

mecânico. Em geral minimizam as complicações e os inconvenientes dos stents

metálicos permanentes, tais como a trombose e a necessidade de terapia

antiplaquetária prolongada. Entretanto, sua fabricação é de difícil execução, devido à

baixa habilidade do Mg em deformar-se plasticamente, o que dificulta a manipulação

dos mini tubos a partir dos quais tais dispositivos são confeccionados. Além disto, a

contração inicial é identificada como o principal fator para a reestenose nos primeiros

4 meses após a cirurgia (SEITZ et al, 2012). Grogan et al. (2011) desenvolveram um

modelo computacional para prever a corrosão em stents absorvíveis de magnésio (liga

AZ31). Os resultados mostraram que a corrosão localizada e a generalizada reduzem

significativamente a integridade mecânica, mesmo com pequena perda de massa. Os

resultados experimentais validaram o modelo numérico. Além do mecanismo de

corrosão por pite, a resistência à fadiga também é uma propriedade importante na

resistência de um dispositivo de stent, o qual fica sujeito a um fluxo pulsátil.

89

4 MATERIAIS E MÉTODOS

4.1 MATERIAIS

Neste trabalho foram utilizadas três ligas à base de magnésio, cujas composições

nominais e o modo de preparação são apresentados na TAB. 4.1.

TAB. 4.1 Composições químicas nominais e modo de preparação das ligas experimentais (% em peso para Mg2Ca2Gd / Mg0,8Ca4Nd e % at para

Mg65Zn30Ca5)

Ligas Preparação Zn (%) Ca(%) Gd(%) Nd(%) Mg(%)

Mg65Zn30Ca5 Fita obtida por Melt

spinning 35 5 - - 65

Mg2Ca2Gd Fundição - 2 2 - Balance

Mg0,8Ca4Nd Fundição - 0,8 - 4 Balance

4.1.1 OBTENÇÃO DA FITA Mg65Zn30Ca5 POR SOLIDIFICAÇÃO ULTRARRÁPIDA

VIA MELT-SPINNING

A liga Mg-Ca-Zn foi preparada na forma de fita utilizando um forno de “melt

spinning” da Bühler (Melt-Spinner HV, Buhler Co.) do laboratório de Metais Amorfos e

Nanocristalinos da Universidade Federal de São Carlos (FIG. 4.1). Esse processo é

utilizado na obtenção de ligas metálicas amorfas por permitir elevadas taxas de

resfriamento (da ordem de 105 a 106 Ks-1). Foram utilizados elementos químicos de

elevada pureza (acima de 99,9%), os quais foram decapados em soluções ácidas

apropriadas, lavados em acetona em banho de ultrassom e secos com ar aquecido.

Para o elemento cálcio esta etapa não foi necessária por estar disponível

comercialmente em frascos lacrados em atmosfera de argônio. Incialmente foram

fundidas as ligas binárias Mg89,5Ca10,5 e Mg71Zn29 com composições eutéticas e

pontos de fusão de 516,5oC e 340 oC, respectivamente. Mostra-se nas FIG. 3.5 e 3.6

os diagramas de fases dos sistema Mg-Ca e Mg-Zn, respectivamente. Os lingotes das

90

composições selecionadas foram preparados em forno de indução centrífuga da Linn

High Therm, modelo Titancast 700 VAC, em atmosfera de argônio ultrapuro 4.8

(99,998%) com adição de SF6 3.0 (99,9%). Este equipamento promove o aquecimento

por indução da carga metálica colocada dentro de um cadinho de aço cilíndrico. A

partir do processamento das ligas binárias obteve-se a liga de interesse cuja

composição é Mg65Zn30Ca5.

FIG. 4.1 Melt-spinner utilizado para a produção das fitas (Suguihiro, 2013).

4.1.2 OBTENÇÃO DAS LIGAS Mg2Ca2Gd E Mg0,8Ca4Nd

As amostras das ligas Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd foram cedidas pelo grupo de

pesquisa do Professor Liu Dexue (Lanzhou University) e não foram fornecidas

informações da metodologia de preparação das ligas.

4.1.3 TRATAMENTO TÉRMICO DA FITA AMORFA DE Mg65Zn30Ca5

As amostras da fita amorfa foram submetidas ao tratamento térmico de

recristalização com o objetivo de analisar a influencia da recristalização nas

propriedades mecânicas e de corrosão da liga Mg65Zn30Ca5 amorfa. Utilizou-se um

forno tubular (Lenton, modelo LTF Tube Furnace 12/25/250, England – FIG. 4.2), o

qual possui três controladores de temperatura posicionados um em cada extremidade

e um no centro para detectar os gradientes de temperatura. A temperatura adotada

para o tratamento térmico foi de 280°C, de acordo com a sugestão de Matias et al

91

(2012). As fitas foram acondicionadas em cadinhos cerâmicos e levadas ao forno a

280°C por períodos de 30, 45, 60 e 90 minutos nos patamares, seguido do

resfriamento ao ar até a temperatura ambiente (FIG. 4.2). Não houve necessidade da

utilização de uma atmosfera protetora, uma vez que a temperatura do tratamento

térmico foi inferior a 400oC (LIMA, 2012) e, abaixo desta temperatura, a variação na

espessura da camada de óxido é desprezível.

FIG. 4.22 Forno utilizado para o tratamento térmico da fita Mg65Zn30Ca5 amorfa, onde se observa os controladores de temperatura (centro) e as fitas

acondicionadas em cadinhos cerâmicos.

4.1.4 ESTERILIZAÇÃO DAS LIGAS

Antes dos ensaios de citotoxidades, viabilidade celular e corrosão “in vivo” as

amostras das ligas foram esterilizadas no Laboratório de Instrumentação Nuclear

(COPPE/UFRJ). Utilizou-se o processo de irradiação gama, com emprego de um

irradiador de cobalto-60. A dose total aplicada foi de 15 kGy, taxa da dose de 19.72

Gy/min e tempo de irradiação de 760 minutos.

4.2 MICROESTRUTURA

4.2.1 MICROSCOPIA ÓPTICA

A microestrutura das ligas Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd foram analisadas em um

microscópio óptico Axioplan 2 (Carl Zeiss AG, Jena, Alemanha) no modo de reflexão,

contendo um sistema integrado de câmera CCD ProgRes 2008. Os espécimes foram

lixados e polidos mediante procedimento metalográfico padrão, utilizando-se o etanol

como líquido de arrefecimento. Em seguida, foram imersos em uma solução contendo

ácido acético a 8% durante 30 segundos, lavados na sequencia água / etanol e secos

em corrente de ar quente.

92

4.2.2 MICROSCOPIA ELETRÔNICA DE VARREDURA

Para analisar a microestrutura de solidificação das três ligas utilizou-se um

Microscópio Eletrônico de Varredura FEI Quanta FEG 250 acoplado com EDS Bruker

e- flash (Detector Centaurus) do Laboratório de Microscopia Eletrônica do Instituto

Militar de Engenharia. A superfície e a seção transversal das fitas de Mg65Zn30Ca5

foram analisadas sem nenhum tipo de preparação prévia, tais como lixamento e

polimento mecânico, ataque químico ou eletrolítico, dentre outros. As amostras das

ligas Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd foram tratadas conforme citado no item 6.2.1.

4.2.3 ANÁLISE POR DIFRAÇÃO DE RAIOS X

As caracterizações por difração de Raios-X (DRX) foram realizadas com o objetivo

de identificar as possíveis fases das ligas após sua obtenção. As três ligas foram

submetidas a DRX com emprego do difratômetro X’Pert PRO(Phillips/Panalytical) do

Laboratório de Cristalografia e Difração de Raios X do Centro Brasileiro de Pesquisas

Físicas (CBPF). Empregou-se a radiação Cu-Kα (α = 1,5418Å), configuração Bragg

Brentano e varredura de 2o/minuto, de 10o a 100o (2θ), com passo 0,05° e 10 segundos

por passo. A identificação das fases presentes foi realizada através do software

HighScore Plus versão 3.0 E 2012 (PANalytical) pela comparação dos difratogramas

obtidos com bancos de dados PDF2 2004 do ICDB (International Centre for Difraction

Data) e ICSD (Inorganic Crystal Structure Data Base).

4.3 CARACTERIZAÇÃO TÉRMICA

A caracterização térmica da fita Mg65Zn30Ca5 amorfa e após tratamento térmico

de 280°C por 90 minutos, assim como das ligas contendo elementos terras raras, foi

realizada por Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC). Foi utilizado o equipamento

da marca Netzsch (STA 409 PC, Alemanha – FIG. 4.3), com taxa de aquecimento de

40 K/min em atmosfera de argônio ultrapuro e fluxo de 150 ml/min. A calorimetria

diferencial de varredura é uma técnica de análise térmica que registra o fluxo de

energia calorífica associado a transições nos materiais em função da temperatura.

Mede-se a diferença no fornecimento de energia calorífica entre uma substância e um

material de referência, na medida em que ambas são submetidas a um mesmo

93

programa de aquecimento ou arrefecimento. Estas medidas fornecem dados

qualitativos e quantitativos em processos de absorção de energia (endotérmicos) e de

liberação de energia calorífica (exotérmicos), permitindo obter informações referentes

a alterações de propriedades físicas e / ou químicas, tais como transição vítrea, fusão

e cristalização.

FIG. 4.3 Equipamento para DSC utilizado na caracterização térmica das ligas.

4.4 CARACTERIZAÇÃO QUÍMICA

A caracterização química das ligas foi realizada por Espectroscopia por

Fluorescência de Raios X (FRX) e Espectroscopia de Rx por Dispersão de Energia

(EDS). O FRX proporciona um padrão de análise química quantitativa com maior

resolução, enquanto que o EDS fornece uma análise qualitativa ou semiquantitativa.

Para a FRX foi utilizado o Espectrômetro de fluorescência de raios-X Bruker (AXS S4

Explorer, Germany), enquanto que o EDS foi obtido através do equipamento acoplado

ao MEV e citado anteriormente.

94

4.5 CORROSÃO DAS LIGAS

Os ensaios de corrosão para as três ligas estudadas consistiram do levantamento

de curvas de polarização potenciodinâmicas a uma velocidade de varredura constante

de potencial. As curvas de polarização foram obtidas com o

potenciostato/galvanostato da AUTOLAB (modelo PGSTAT302N). A polarização

catódica foi feita em intervalos de 30 mV, a partir do potencial de circuito aberto. A

solução utilizada foi NaCl 0,9 mol L-1 à temperatura ambiente. Foi empregada uma

célula de vidro a três eletrodos, tendo como contra eletrodo uma tela plana de platina

e como referência e eletrodo de calomelano saturado. As amostras atuaram como

eletrodo de trabalho e foram imersas individualmente na solução, distando cerca de

quatro centímetros do contra eletrodo. A estabilização do potencial a circuito aberto

foi aguardada por 5 minutos e a taxa de varredura de polarização foi de 0,3 mV/s. O

ensaio forneceu um gráfico corrente (I) versus o potencial anódico (E), onde foi

possível identificar o Epite, que é o potencial onde ocorre um aumento brusco da

corrente. Foram utilizadas duas amostras para cada liga.

4.6 PROPRIEDADE MECÂNICA (NANO DUREZA E DUREZA DAS LIGAS)

4.6.1 NANO DUREZA DA FITA Mg65Zn30Ca5

A nanodureza e o módulo de elasticidade da fita Mg-Zn-Ca foram obtidos em um

equipamento de nanoidentação (Nano Test instrument). Foram realizados ensaios no

lado da fita com a superfície lisa e brilhante e na face áspera e com coloração fosca.

Foram aplicadas 45 cargas nas faces e em seguida foi feita uma média destas

identações.

4.6.2 DUREZA DAS LIGAS Mg2Ca2Gd E Mg0,8Ca4Nd

A dureza Rockwell B foi medida utilizando-se um equipamento Duromet n° 219,

Modelo RS (FIG. 4.4). Para o ensaio de dureza foi utilizado um penetrador esférico de

aço temperado (diâmetro de 1/16”), com carga inicial de 10 kgf e principal de 100kgf.

Uma média de cinco medições foi feita para cada uma das ligas. Neste sistema, a

dureza é obtida através da diferença entre a profundidade de penetração resultante

95

da aplicação de uma pequena carga, seguida por outra de maior intensidade (ISO

6508-1).

FIG. 4.4 Durômetro utilizado para o ensaio de dureza Rockwell B

4.7 AVALIAÇÃO DA CITOTOXICIDADE DAS LIGAS

Os ensaios de citotoxicidade seguiram o protocolo da ISO-10993 e foram

realizados com extrato das ligas em meio de cultura. Neste estudo foram utilizadas

células murinas da linhagem pré-osteoblástica MC3T3-E1, subclone #4. Essas

linhagens são excelente modelo para estudar citotoxicidade e diferenciação de

osteoblastos in vitro, apresentam comportamento similar ao de osteoblastos primários

de calvária. São células-tronco mesenquimais multipotentes, retiradas da medula

óssea/calvária de camundongo, com capacidade de se diferenciar em osteoblastos e

osteóscitos. Cultivadas rotineiramente em garrafas específicas para cultivo celular,

são mantidas na incubadora a 37°C em atmosfera contendo 5% de CO2. O meio de

cultura α–MEM (Sigma-Aldrich, USA) suplementado com 10% de soro fetal bovino

(SFB) foi trocado a cada 72h e quando confluentes, as células foram expandidas em

garrafas de 75 cm2. Para cada passagem, as células foram submetidas ao

destacamento (tripsinização) com tripsina-EDTA a 0,2%. O monitoramento do

96

crescimento celular foi acompanhado diariamente por observação de rotina pela

técnica de contraste de fase em microscópio invertido (Olympys CKX41). Para o

experimento, as células foram quantificadas em câmara de Neubauer e adicionadas

na densidade de 0,8x104 células/poço em placas de 96 poços.

Os testes de citotoxidade analisam o potencial de viabilidade e proliferação celular

de um determinado agente num meio específico. É um ensaio in vitro essencial para

avaliar a biocompatibilidade de qualquer material com perspectivas de uso clínico. Foi

utilizado o Kit multiparamétrico de toxicologia (XTT), um teste colorimétrico para a

quantificação não radioativa dos respectivos parâmetros. Os marcadores utilizados

neste trabalho foram: 1) O XTT (hidróxido de tetrazólio), o qual é metabolizado pelas

mitocôndrias, originando um subproduto (formazan) que gera padrão de coloração, o

qual possui um comprimento de onda, que é comparado aos gerados pela atividade

metabólica das células, a partir da atividade mitocondrial; e 2) O cristal violeta (CVDE)

onde é possível avaliar a densidade celular uma vez que possui alta afinidade pela

cromatina, ligando-se eletrostaticamente a proteínas nucleares. Neste método, quanto

maior a atividade celular, maior será a metabolização e conseqüente maior coloração

evidenciada, ou seja, menor será a citotoxicidade do material. As análises foram

realizadas pelo método Elisa para ensaios colorimétricos através do leitor de

Microplacas Synergy II (Biotek) nos comprimentos de onda de 480 nm para o XTT e

540nm para o CVDE.

Os ensaios consistiram em adicionar as amostras das ligas à base de Mg em

suspensão na concentração de 100 mg/ml (material + meio de cultura α-MEM sem

SBF), durante 24h e a 37ºC em atmosfera de 5% de CO2. Os ensaios foram realizados

em placas de 96 poços e a concentração de 0.8x104 células/poço foi adicionada 24h

antes do início dos ensaios. Após este período o meio α-MEM foi contendo as

suspensões das ligas foi adicionado às células e suplementado com 10% de SFB.

Após 24h de cultivo, o meio de cultura contendo a suspensão de materiais foi removido

e as células lavadas em solução tampão (PBS). Após este período, os corantes vitais

que analisam a citotoxicidade das células foram adicionados e lidos, em leitor de

microplacas com os respectivos comprimentos de onda, no espectro de luz visível.

Cada ensaio foi realizado em sextuplicata. Como controle positivo (material

positivamente tóxico) foi adicionado SDS 1% ao meio de cultura e como controle

97

negativo (material negativamente tóxico) um polímero de alta densidade(poliestireno)

foi adicionado.

O meio α-MEM consiste de uma variação mais enriquecida da formulação clássica

proposta por Eagle. Este meio modificado possui, além do Piruvato de sódio, outros

21 aminoácidos essenciais e cinco vitaminas adicionais. O PBS é isotônico e atóxico

em relação às células, sendo utilizado para a limpeza celular, mantendo-se o pH do

meio inalterado, garantindo uma prolongada armazenagem a seco de biomoléculas

imobilizadas, tais como proteínas e proteínas enzimáticas. O SDS (Dodecil Sulfato de

Sódio), ou SLS (Lauril Sulfato de Sódio) é um detergente utilizado em aplicações

laboratoriais, especificamente na área de biologia celular e molecular, promovendo a

lise celular através da desnaturação de suas proteínas.

4.8 TESTES EM ANIMAIS

4.8.1 CIRURGIA

Os testes in vivo em animais foram aprovados pelo Comitê de ética do Instituto

Vital Brazil (Niterói / RJ), de acordo com o protocolo número 001/2014 (CEUA Vital

Brazil). As experiências de degradação in vivo foram realizadas em animais de

laboratório do mesmo instituto. No grupo experimental foram utilizados um total de 6

coelhos adultos fêmeas Nova Zelândia, com peso variando entre 2.900 e 3.610 kg, de

acordo com a TAB. 4.2. Outros dois coelhos foram utilizados como controle (C1 e C2

/ TAB. 4.2), não recebendo as ligas implantadas, mas mantidos sob o mesmo regime

de alimentação e acondicionamento.

Os animais do grupo experimental foram operados em um centro cirurgico do

mesmo instituto. Eles foram submetidos a jejum alimentar e hídrico por 12 horas antes

da realização do procedimento anestésico e consequente realização da metodologia

proposta neste estudo. Após a contenção mecânica manual e avaliação clinica do

individuo, foi realizada a administração de medicação pré - anestésica composta por

Sulfato de atropina (0,1 mg/Kg), Cloridrato de xilazina (5,0 mg/Kg) e Cloridrato de

cetamina (50 mg/Kg) associados em um único volume. Após assepsia local com

solução de clorexidina alcoólica 5%, as drogas referidas foram administrados pela via

subcutânea na região dorsal inter escapular com auxilio de seringa estéril e agulha

98

0,70 x 25,0 mm. Aguardando um período de 30 minutos e sendo constatado

adequada contenção farmacológica foi realizada tricotomia da face medial das orelhas

direita e esquerda e das faces medial e lateral de ambos os membros posteriores. A

cateterização da veia lateral da orelha foi feita com auxilio de dispositivo intravenoso

24G e instituído fluidoterapia intravenosa com solução glicosada 5%, com fluxo de

infusão de 10 ml/Kg/h. A partir deste momento foi iniciada oxigenação pré anestésica

com auxilio de máscara facial acoplada ao circuito tipo baraka e uma fonte de oxigênio

100% por um período não inferior a 05 minutos. Passado este período, a indução

anestésica foi efetivada com a administração de Isoflurano, com auxilio de vaporizador

universal, diluído em oxigênio 100% e consequente manutenção anestésica por

ventilação espontânea. O adequado plano cirúrgico foi continuamente avaliado pela

ausência dos reflexos palpebral e anal, além da redução do tônus muscular

esquelético. No período transcirúrgico, os animais foram avaliados continuamente

com os seguintes parâmetros fisiológicos: Temperatura esofágica (T°C),

Eletrocardiografia em Derivação II (ECG-DII), Frequência respiratória (FR), Oximetria

de pulso (SpO2) e Pressão arterial não invasiva (PANI), sendo mantidos em valores

fisiológicos normais para espécie/modelo deste estudo. A analgesia trans operatória

foi realizada com administração intravenosa de meloxicam (0,1 mg/Kg) em dose única

e Citrato de Fentanila (0,005 mg/Kg/30 minutos). A administração do Isoflurano foi

interrompida após o termino do procedimento cirúrgico, mantendo-se o fluxo de

oxigênio e administrando-se Cloridrato de ioimbina (0,1 mg/Kg) pela via intravenosa

objetivando antagonizar os efeitos da xilazina administrada no protocolo pré

anestésico. Os indivíduos foram observados até o efetivo retorno dos reflexos

palpebral, anal e tônus muscular esquelético. Havendo o posicionamento espontâneo

em decúbito external e efetiva possibilidade de deglutição foi administrado solução

glicosada 50% (0,25 mL/Kg) via oral.

No procedimento cirúrgico, as incisões foram realizadas por planos (FIG. 4.5 A)

seguida de perfurações ósseas monocorticais, com diâmetro aproximado de 2

milímetros cada (FIG. 4.5 B). As fitas estéreis da liga Mg65Zn30Ca5, medindo

aproximadamente 2mm (FIG. 4.5 C), em estado amorfo e com tratamento térmico a

280°C por 60 e 90 minutos, foram inseridas nas perfurações feitas na tíbia esquerda

(FIG. 26 D). A fita amorfa foi inserida nas perfurações mais proximais e as fitas com

tratamento térmico a 280°C por 60 e 90 minutos, em posições média e distal,

99

respectivamente. As ligas estéreis em forma de hastes contendo os elementos Gd e

Nd foram instaladas na tíbia direita (FIG. 4.5 E). As ligas contendo Gd foram instaladas

nas perfurações proximais e as ligas contendo neodímio foram instaladas nas

perfurações distais. Uma membrana de colágeno foi instalada, interpondo-se entre a

cortical óssea de acesso e o retalho mucoperiosteal visando-se evitar a migração

epitelial na interface liga / osso (FIG. 4.5 F). A sutura foi realizada por planos com fio

de nylon.

Após a cirurgia, os coelhos foram mantidos individualmente em gaiolas, com

intuito de minimizar o estresse durante a manipulação pós-operatória, não havendo

contato direto do animal com suas fezes ou urina. A dieta alimentar foi baseada na

oferta de ração industrializada balanceada para a espécie em questão, sendo

oferecida em tempo integral assim como a ingestão de água potável. Posteriormente,

cada indivíduo foi transferido para uma gaiola previamente identificada para

acompanhamento pós-operatório de acordo com a metodologia proposta.

Os animais foram sacrificados após 3, 6 e 8 semanas. A eutanásia foi feia

administrando-se previamente Cloridrato de xilazina (5,0 mg/Kg) e Cloridrato de

cetamina (50 mg/Kg) como medicação sedativa, analgésica e relaxante muscular.

Após o adequado efeito sedativo e analgésico foi administrado o Pentobarbital sódico

endovenoso (70mg/kg).

TAB. 4.2 Relação dos animais do grupo experimental (1 a 6) e controle (C1e C2), com seus respectivos pesos.

Animal Peso (Kg)

1 2,900

2 2,900

3 3,260

4 3,610

5 2,955

6 3,105

C1 3,150

C2 3,170

100

FIG. 4.5 Sequência cirúrgica. A- Acesso ósseo por planos; B- Perfurações ósseas; C- Fitas estéreis da liga Mg65Zn30Ca5 inseridas nas perfurações monocorticais da

tíbia esquerda (D); E- Ligas estéreis em forma de hastes contendo os elementos Gd e Nd instaladas na tíbia direita e E- Membrana de colágeno instalada, interpondo-se

entre a cortical óssea de acesso e o retalho mucoperiosteal.

4.8.2 HEMOGRAMA E SOROLOGIA

Foi feita a coleta de sangue para hemograma e sorologia imediatamente antes da

eutanásia. O hemograma mostra uma análise das células sanguineas, evidenciando-

se informações a respeito dos leucócitos (glóbulos brancos), hemácias (glóbulos

vermelhos) e das plaquetas (trombócitos). A Sorologia (ou Serologia) é o estudo

científico do soro sanguíneo (líquido separado do sangue após a coagulação do

mesmo). Os testes sorológicos (ou imunoensaios) são técnicas que detectam e

quantificam antígenos, anticorpos, ou demais substâncias que possam vir a

desempenhar o papel antigênico.

4.8.3 HISTOLOGIA E HISTOPATOLOGIA (RINS E FÍGADO)

As 12 tíbias contendo as ligas baseadas em Mg foram seccionadas com discos

diamantados e mantidos em formol a 10% por 24 horas. Em seguida, as peças foram

transferidas para recipientes contendo álcool a 70%, onde permaneceram até o

momento da descalcificação. A descalcificação das peças foi feita utilizando-se uma

A B C

A

D

A

E

A

F

101

solução de citrato de sódio e ácido fórmico, na proporção de 1:1, trocada diariamente,

por 30 dias. Em seguida, as peças já descalcificadas foram submersas em uma

solução de sulfato de sódio por 24 horas para neutralizar a descalcificação. Foi feito

um corte longitudinal nas tíbias descalcificadas com lâmina especifica para parafina,

posicionando-se os fragmentos abertos de forma adequada para o corte. As peças

foram processadas em álcool 70%, 95% e 100%, diafanizadas com dois banhos de

xilol, embebidas na parafina a 60°C para emblocamento. Os cortes foram realizados

com micrótomo Leica RM 55, com espessura de 5 µm e distendidos em banho maria

a 45°C. Previamente ao processo de coloração, os cortes foram desparafinados

sequencialmente em xilol, álcool 100%, 95%, 70% e banho em água destilada. Em

seguida os cortes foram corados com hemetoxilina/eosina. A montagem foi feita com

Entellan. As imagens foram obtidas através do equipamento Olympus BX, visualizado

com objetivas UPlan FLN de 4, 10, 20 e 40x e capturadas utilizando o software

CellSens dimension.

4.8.4 EXAME RADIOGRÁFICO

Após a coleta das tíbias e uma adequada remoção dos tecidos moles aderidos

foram feitas radiografias periapicais pela técnica do paralelismo utilizando-se um

aparelho Spectro 70X (Dabi-Atlante), com película E-Speed (Kodak) e tempo de

exposição de 1,5s. A revelação dos filmes foi feita pelo método tempo/temperatura. A

intenção da utilização de tal recurso foi de mostrar, de maneira quantitativa, o grau de

reabsorção das ligas inseridas no interior das tíbias. As incidências radiográficas

foram no sentido sagital e longitudinal dos ossos, mantendo-se um relativo padrão de

posicionamento para tais tomadas, através de marcações fixas para a orientação do

posicionamento do posicionador de película, sem que se variasse a direção de

orientação do cone do aparelho de Rx (FIG. 4.6).

FIG. 4.6 Esquema utilizado para as incidências de R-X.

102

5 RESULTADOS E DISCUSSÃO

5.1 TRATAMENTO TÉRMICO DA FITA Mg65Zn30Ca5

A fita amorfa como recebida não apresentava adequadas condições de manuseio

e trabalhabilidade, uma vez que sua condição de extrema fragilidade não o permitia.

Este fato pode ser constatado na micrografia mostrada na FIG. 28 A. Um tratamento

térmico a 2800C por períodos de 30, 45, 60 e 90 minutos foi instituído e visou uma

modificação estrutural da liga amorfa, no intuito de se obter e aprimorar algumas

propriedades, especialmente quanto à sua plasticidade, permitindo melhores

condições de manipulação e trabalhabilidade deste material.

A temperatura de eleição para o tratamento térmico foi de 2800C e baseou-se nos

trabalhos de Matias et al (2012), dentre outros critérios de adoção, tais como:

1. Ela encontra-se acima da conhecida temperatura necessária para a ativação

dos planos piramidais de escorregamento do magnésio, permitindo um

considerável aumento na deformabilidade da liga, de acordo com Siebel

(2003);

2. Lima afirmou em 2012 que temperaturas inferiores a 400 oC dispensam uma

atmosfera protetora, em tratamento térmico para ligas de Mg, o que simplifica

consideravelmente sua execução e;

3. Ela está abaixo das temperaturas de fusão das ligas binárias Mg-Ca e Mg-Zn

previstas em seus respectivos diagramas de equilíbrio, que são de 516,50C e

3410C, respectivamente (FIG. 3.5 e 3.6).

Neste trabalho, a Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) mostrou

temperaturas de fusão muito próximas às previstas pelos diagramas citados acima

(FIG. 5.24). Além disto, a manipulação e plasticidade do material foram sensivelmente

melhoradas, o que pode ser constatado nas micrografias da FIG.5.1, onde se observa

uma sensível redução do caráter de fragilidade inicial da liga, na medida em que os

tempos do tratamento térmico aumentam.

103

FIG. 5.1 Padrão de fratura da fita vistas ao MEV após tratamento térmico a 2800C, por 30(A), 45(B), 60(C) e 90min(D).

5.2 CARACTERIZAÇÃO DA MICROESTRUTURA

5.2.1 LIGA Mg-Zn-Ca

A análise micro estrutural da fita amorfa e em seus diversos tempos de tratamento

térmico a 2800C foi realizada por MEV, no plano da fita e em seção transversal. A fita

amorfa mostra uma estrutura homogênea em toda extensão examinada (FIG. 5.2),

não exibindo estruturas que indiquem algum padrão de cristalinidade. Esta condição

pode ser confirmada pelo difratograma exibido na FIG. 5.3.

A B

C D

104

FIG. 5.2 Padrão homegêneo da fita amorfa 20 40 60 80

20 40 60 80

20 40 60 80

Fita calcinada

Inte

nsi

da

de

(u

.a.)

Fita amorfa

Amostra Fundida

A

FIG. 5.3 Difratograma da fita Mg65Zn30Ca5 amorfa

Um padrão homogêneo amorfo ainda é observado na fita com tratamento térmico

a 2800C por 30 minutos, em aumentos de 100 e 1.000 (FIG 5.4 A e B). Entretanto, em

maiores aumentos (10.000 e 20.000 vezes) observa-se que ocorre uma modificação

estrutural (FIG 5.4 C e D), visualizando-se regiões claras e escuras, com aspecto

semelhante ao de colmeia (ou favo de mel), sugerindo um padrão cristalino. As fases

presentes são α-Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13, de acordo com o difratograma visto na FIG.

5.5.

105

FIG. 5.4 MEV da fita com tratamento térmico a 2800C por 30 minutos. A – aumento de 100X, B- 10.000X, C – 1.000X e D – 20.000X

FIG. 5.5 Difratograma da fita com tratamento térmico a 2800C por 30 minutos exibindo os picos de difração das fases cristalinas α-Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13.

A B

C D

106

FIG. 5.6 Mev fita com tratamento térmico a 2800C por 45 minutos. A - aumento de 1000 X, B- 2.000X, C – 30.395X e D – 50.000X.

Após 45 minutos de tratamento térmico, um nítido padrão cristalino é observado

em aumentos de 1.000, 2.000, 30.395 e 50.000X vezes (FIG 5.6 A - D). Além das

estruturas observadas nas imagens anteriores, podem ser vistas estruturas claras e

de formato acicular. A área clara em forma de colmeia representa a estrutura eutética,

constituída pelas fases α-Mg e MgZn (Mg12Zn13), conforme previsto pelo diagrama de

fases binário Mg-Zn (FIG. 52) e também pela constatação do ponto de fusão da fita

amorfa a 3410C no DSC da FIG. 5.24. As estruturas aciculares representam a fase

MgZn, enquanto que a região escura pode ser interpretada pelo α-Mg, possivelmente

com Zn e Ca em solução sólida. Não foi possível a identificação da fase ternária

Ca2Mg5Zn13, devido à resolução instrumental. A FIG. 5.7 mostra o difratograma

referente a este tempo de tratamento térmico.

A B

C D

107

FIG. 5.7 Difratograma da fita com tratamento térmico a 2800C por 45 minutos exibindo os picos de difração das fases cristalinas Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13.

Com 60 minutos de tratamento térmico observa-se a presença de estruturas

aciculares distribuídas aleatoriamente na matriz vista anteriormente (FIG. 5.8). O

respectivo espectro da difração de Rx pode ser visto na FIG. 5.9. Observa-se a fase

eutética representada pelo plano de fundo mais claro e o α-Mg, possivelmente com

Zn e Ca em solução sólida (áreas mais escuras), além da fase MgZn em formato de

agulhas.

108

FIG. 5.8 Mev fita com tratamento térmico a 2800C por 60 minutos. A – aumento de 1.000X, B- 2.462X e C e D – 5.000X

FIG. 5.9 Difratograma da fita com tratamento térmico a 2800C por 60 minutos exibindo os picos de difração das fases cristalinas Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13.

A B

C D

109

A TAB. 5.1 exibe os vários cenários de acordo com Rahman et al (2009),

combinando especialmente os trabalhos de Paris (1934) e Clark (1961), a fim de

encontrar a descrição mais provável do sistema ternário Mg-Zn-Ca. Nela são exibidos

os possíveis pontos eutéticos formados neste sistema ternário. A composição da liga

Mg65Zn30Ca5 referente a este estudo aproxima-se da composição eutética E4 desta

tabela. Além disto, a análise térmica mostra um ponto de fusão desta liga que se

assemelha ao relatado neste eutético, que é de 610 K (337°C). A fase ternária obtida

pelo espectro de Rx da liga Mg65Zn30Ca5 foi a Ca2Mg5Zn13, em concordância com os

achados de Clark para este sistema. A outra fase relatada por Clark (1961) como

componente ternário deste sistema é a Ca2Mg6Zn3, citada no trabalho de Matias et al

(2012), utilizando uma liga Mg65Zn30Ca5, porém fundida (FIG. 5.10). As fases α-Mg,

MgZn, Ca2Mg5Zn13, Ca2Mg6Zn3 e Mg2Ca também foram encontradas por Zhang et al

(2011) ao trabalhar com ligas ternárias de Mg-4.0Zn-XCa com X variando de 0.2 até

2.0 wt.%.

TAB. 5.1 Possíveis reações eutéticas, composição e temperatura do sistema Mg-Zn-Ca (Rahman et al., 2009).

Pontos Reação

Composição (WT%) Temperatura

(K) Mg Ca Zn

E1 LMg_hcp+Ca2Mg6Zn3+Mg2Ca

55.6 11.5 32.9 701.5

55.5 16.0 28.5 673.0

E2 L Mg_hcp+Ca2Mg6Zn3+CaZn2

17.6 24.7 57.7 720.0

13.5 24.0 62.5 723.0

E3 LCaZn2+Ca2Mg6Zn3+Ca2Mg6Zn13

17.1 19.2 63.7 720.0

44.5 2.1 53.4 610.0

E4 L Mg_hcp+Ca2Mg6Zn3+Mg12Zn13 44.5 2.1 53.4 610.0

E5 LMg2Ca+Ca_Fcc+Ca3Zn

10.5 59.5 30.0 580.0

8.0 59.0 33.0 592.0

E6 L Ca2Mg5Zn13+ MgZn2+CaZn11 9.1 4.0 86.9 800.0

110

FIG. 5.10 Difratograma obtido da liga ternária Mg65Zn30Ca5 fundida (MATIAS et al, 2012)

Após 90 minutos de tratamento a 2800C as estruturas em forma de agulha ainda

exibem uma distribuição desordenada e aleatória, estando presentes em maior

quantidade (FIG. 5.11). O espectro de Rx respectivo é observado na FIG. 5.12, onde

se constata a manutenção das mesmas fases obtidas anteriormente.

10 20 30 40 50 60 70 80 90

º Mg 6 Zn

3 Ca 2

º

MgZn

Mg Intensidade

2

º

111

FIG. 5.11 Mev fita com tratamento térmico a 2800C por 90 minutos. A – aumento de 100X, B- 1.000X, C – 1.500X e D – 5.000X

FIG. 5.12 Difratograma da fita com tratamento térmico a 2800C por 90 minutos exibindo os picos de difração das fases cristalinas Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13.

A B

C D

112

A análise da seção transversal da fita (FIG. 5.13) revela a disposição aleatória das

estruturas de fase MgZn no formato de agulha, além da estrutura eutética composta

pelas fases MgZn (região clara) e α-Mg (região escura). Assim como para os períodos

de tratamento anteriores, não foi possível a identificação da fase Ca2Mg5Zn13, devido

à resolução instrumental.

FIG. 5.13 Fita com tratamento 90 min (vista da seção transversal)

A FIG. 5.14 mostra a sobreposição dos difratogramas obtidos para os tratamentos

térmicos realizados neste trabalho. Nesta sobreposição observa-se que os picos de

difração coincidem, desde o tempo inicial de tratamento térmico a 280°C por 30

minutos, até o final com 90 minutos, ou seja, as fases originadas mantêm-se durante

todo o período de tempo. Entretanto, as estruturas aciculares somente são

observadas a partir de 45 minutos de tratamento térmico. O padrão de difração para

as amostras tratadas termicamente representam os picos das estruturas cristalinas α-

Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13, os quais aumentam em intensidade, na medida em que o

tempo de tratamento térmico também é prolongado, significando estar havendo um

aumento da cristalinidade da liga.

113

FIG. 5.14 Sobreposição dos difratogramas das fitas com tratamento térmico a 2800C por 30, 45, 60 e 90 minutos exibindo os picos de difração das fases

cristalinas Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13.

As fitas tratadas termicamente foram esterilizadas em radiação gama, visando sua

inserção em tíbia de coelhos, além da análise da citotoxicidade e viabilidade celular in

vitro. Uma nova análise em MEV foi procedida após o processo de esterilização. Pode-

se observar nestas novas imagens uma alteração microestrutural das fitas com

tratamento térmico a 2800C por 30 minutos (FIG. 5.15 A e B), 60 minutos (FIG. 5.15

C e D) e 90 minutos (FIG. 5.15 D, E e F), em comparação com as micrografias obtidas

antes do referido processo de esterilização, mostradas anteriormente. Nas imagens

em A, B, D e E são vistas estruturas de caráter frágil distribuídas em toda a superfície

dos campos selecionados. A composição química obtida por EDS (FIG. 5.16 e TAB.

5.2) sugere que estas estruturas representem óxidos superficiais. Na imagem C

observa-se a prevalência da estrutura eutética em toda extensão dos contornos de

grãos, estruturas dendríticas e ausência das estruturas aciculares. Em alguns campos

da fita com tratamento por 90 minutos manteve-se o padrão microestrutural observado

antes da esterilização por raio gama, onde é possível a visualização da estrutura

eutética e as agulhas de MgZn (FIG. 5.15 F). Os resultados obtidos em testes in vitro

de citotoxicidade e de viabilidade celular mostraram-se aquém do esperado para a

liga Mg65Zn30Ca5 (ítem 5.7), uma vez que relatos de ligas ternárias formadas com os

mesmos elementos químicos mostraram-se mais adequadas para utilização como

biomateriais (ZHANG et al, 2011). Estes resultados foram atribuídos a uma possível

114

falha técnica nos ensaios in vitro de citotoxicidade e proliferação celular, a possíveis

resultados falso-negativos (FISCHER et.al, 2010), ou à alterações estruturais

causadas após o processo de esterilização do material.

FIG. 5.15 Imagens obtidas por MEV após esterilização por radiação gama. Fita

com tratamento térmico por 30 minutos (A e B); 60 minutos (C) e 90 minutos (D, E e F).

A B

C D

E F

115

FIG. 5.16 Pontos selecionados referentes às estruturas de óxidos na superfície da fita Mg65Zn30Ca5 e picos referentes à composição química desses pontos.

TAB. 5.2 Composição química dos pontos selecionados referentes às estruturas de óxidos na superfície da fita Mg65Zn30Ca5

O Mg Ca Zn

Objeto 39 36.44 35.32 4.25 23.98

Objeto 41 39.50 41.75 5.75 13.00

116

5.2.2 LIGAS Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd

A macroestrutura óptica de ligas fundidas de Mg-Ca-Gd (FIG. 5.17) e Mg-Ca-Nd

(FIG. 5.18) mostram-se muito heterogêneas, devido ao processo de solidificação

experimentado durante o resfriamento. Pode-se observar que os grãos assumem uma

configuração mais alongada e com distribuição e tamanhos mais desorganizados e

aleatórios nas bordas das amostras, enquanto que um padrão mais equiaxial é

observado no centro destas. Para a liga Mg-Ca-Gd o tamanho de grão é

pronunciadamente menor na extremidade da amostra, comparado com o centro,

enquanto que os grãos da liga contendo neodímio são predominantemente maiores

em toda a extensão da amostra.

FIG. 5.17 Liga Mg-Ca-Gd: A- Borda e B – Centro

FIG. 5.18 Liga Mg-Ca-Nd: A- Borda e B – Centro

As imagens obtidas em MEV da liga Mg-Ca-Gd (FIG. 5.19) e Mg-Ca-Nd (FIG.

5.20) mostram a presença de uma estrutura lamelar no interior dos grãos e

especialmente localizada em toda a extensão dos contornos dos grãos. Uma matriz

homogênea de magnésio, provavelmente com o elemento terra rara e o cálcio em

solução sólida também pode ser observada. Além destas estruturas, observam-se

pontos claros distribuídos aleatoriamente na matriz, nos contornos de grão e nas

B

A

A

A

B

A

A

A

117

estruturas eutéticas, os quais representam uma terceira fase, representada no DRX

por Mg5Gd e Mg41Nd5 (seta amarela na FIG. 5.19 B e 5.20 D) para os respectivos

sistemas Mg-Ca-Gd e Mg-Ca-Nd. A presença de halos mais claros contornando as

estruturas eutéticas (seta vermelha na FIG. 5.19 C e FIG. 5.20 D) representam

segregações de Mg/Gd ou Mg/Nd, com alta concentração atômica do respectivo

elemento terra rara. Esta condição foi também observada por Yang em 2013 em ligas

de Mg-Dy. Este autor constatou que houve uma completa solubilização desta estrutura

segregada através de um tratamento térmico a 520 °C durante 24 horas, seguido de

têmpera em água.

A estrutura eutética observada na liga Mg-Ca-Nd é formada pelas fases α-Mg e

Mg2Ca, ambas identificadas pelo respectivo difratograma mostrado na FIG. 5.22. Esta

análise de difração mostra também a fase ternária Mg41Nd5 prevista, a qual pode ser

visualizada nas imagens obtidas por MEV da FIG. 5.20.

FIG. 5.19 Liga Mg-Ca-Gd exibindo a distribuição de estrutura lamelar e precipitados de Mg5Gd (pontos claros indicados pela seta amarela) em aumentos de A - 500X, B

– 1.000X, C- 5.000X e D – 12.000X. As setas vermelhas (Figura D) representam segregações de Mg/Gd,

A

A

B

A

C

A

D

A

118

A composição química em diversas regiões das ligas foi analisada utilizando-se

EDS (item 5.4).

FIG. 5.20 Liga Mg-Ca-Nd exibindo a distribuição de estrutura lamelar e precipitados da fase Mg41Nd5 (seta amarela) em aumentos de A - 500X, B – 1.000X, C- 2.000X e D – 5.000X. A seta vermelha (Figura D) indica uma região de segregação de Mg/Nd.

As FIG. 5.21 e 5.22 mostram os padrões de difração das liga Mg-Ca-Gd e Mg-Ca-

Nd. Para a liga Mg2Ca2Gd são identificadas as fases Mg, Mg2Ca e a fase Mg5Gd,

cujas composições químicas são identificadas pelo EDS realizado neste trabalho (Item

5.4). Entretanto, apesar da fase Mg41Gd5 não ter sido identificada pelo DRX para a

liga Mg-Ca-Gd deste trabalho, FEI et al (2013) concluíram que a fase MG41Gd5, na

verdade, envolve um composto ternário 89Mg-4Ca-7Gd, onde átomos de cálcio

substituem os de gadolínio, visando-se a obtenção de um composto em equilíbrio com

as demais fases.

A

A

B

A

C

A

D

A

119

FIG. 5.21 Difratograma da liga Mg-Ca-Gd

FIG. 5.22 Difratograma da liga Mg-Ca-Nd

5.3 CARACTERIZAÇÃO TÉRMICA

Foi feita uma análise de DSC para determinar as temperaturas em que ocorrem

as principais transformações de fases e alteração da cristalinidade da liga

120

Mg65Zn30Ca5 no estado amorfo e com tratamento térmico a 280°C por 90 minutos. O

mesmo procedimento foi utilizado para caracterizar as ligas contendo elementos terras

raras. Os termogramas obtidos estão representados na FIG. 5.23 (liga Mg65Zn30Ca5),

FIG. 5.26 e 5.27 (ligas com TR).

FIG. 5.23 Termogramas de DSC a taxa de aquecimento de 40 K/min

correspondentes às amostras sem tratamento térmico [1] e com tratamento térmico a 280°C por 90 min [2].

Na análise do termograma obtido no ensaio com a fita amorfa (linha verde) é

possível identificar vários deslocamentos da curva de base referentes a transições de

segunda ordem. Estes deslocamentos referem-se à transição vítrea da fita amorfa e

à cristalização das fases mostradas no DRX (α-Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13). A

temperatura de transição vítrea (Tg) e da primeira cristalização (Tx1) é de 110°C e

138°C, respectivamente. Portanto, a região de solidificação rápida corresponde a uma

faixa de temperatura de cerca de 28 °C. Esta faixa é muito estreita em comparação

com outros materiais, que normalmente é acima de 40 °C. De acordo com Kumar et

al (2013), os formadores de vidros metálicos com Tfc fora da faixa Tf ou são sempre

dúcteis (Tf – Tfc > 40 K) ou frágeis (Tf – Tfc < 40 K). Esta segunda condição reflete o

caso em questão. Na temperatura de 3410C ocorre um pico endotérmico referente à

fusão do material. A temperatura solidus deste pico está próxima à do eutético

observada no diagrama de fases Mg-Zn (FIG. 5.24). Para a amostra tratada

121

termicamente a 280°C por 90 minutos não ocorrem transições de segunda ordem,

sendo que o seu ponto de fusão é de 359°C. Os resultados obtidos nas

caracterizações com DRX, o DSC e o EDS estão coerentes e confirmam a presença

das fases cristalinas Mg, MgZn e Ca2Mg5Zn13.

FIG. 5.24 Diagramas de fases Mg-Zn, com transformação eutética Mg71Zn29 a 340°C (613K) - Rahman, 2009

FIG. 5.25 Diagrama de fases Ca-Mg com transformação eutética Mg89,5Ca10,5 a 516,5 oC (789,5K) - Rahman, 2009

122

FIG. 5.26 TG e DSC da liga Mg2Ca2Gd

FIG. 5.27 TG e DSC da liga Mg0,8Ca4Gd

A FIG. 5.26 mostra a curva DSC da liga Mg2Ca2Gd, a qual exibe um pico

endotérmico em uma temperatura próxima a 518°C. Pode-se inferir que este evento

foi provocado pelas reações eutéticas previstas nos diagramas de fases binários Mg-

Ca (FIG. 5.25) e Mg-Gd (FIG. 3.10 A), embora as temperaturas correspondentes à

123

esta transformação em seus respectivos diagramas binários estejam em torno de

540°C. Nos estudos conduzidos por FEI et al (2013), a temperatura correspondente

ao pico endotérmico de ligas recozidas Mg-Ca-Gd foi de, aproximadamente 500°C.

Portanto, para a liga Mg-Ca-Gd, é razoável estabelecer uma correlação congruente

entre os dados da análise térmica obtidas neste trabalho com os relatados por FEI et

al (2013), e, acima de tudo, suportados pelas referências da literatura de base.

O DSC para a liga Mg0,8Ca4Nd (FIG. 5.27) mostra uma sequência de picos

exotérmicos e endotérmicos iniciando em temperatura próxima de 600°C. FEI et al

(2013) relatam que a temperatura correspondente à transformação em uma liga de

composição eutética (pico endotérmico de fusão de liga recozida Mg-Ca-Nd) foi

próxima a 506°C. As fases relatadas por este autor são as mesmas demonstradas

pelo DRX neste trabalho, quais sejam: α-Mg, Mg2Ca e Mg41Nd5. Além disto, a

temperatura de fusão das reações eutéticas previstas pelos diagramas binários de

equilíbrio são próximas a 540°C (FIG. 5.25 e FIG. 3.10 B). Entretanto, para a liga

estudada Mg0,8Ca4Nd neste trabalho, os dados referentes à análise térmica são

conflitantes com a análise obtida por FEI, pelo fato de que a liga Mg0,8Ca4Nd possui

uma proporção de Nd inferior à da liga eutética referida por FEI et al (2013). Em

relação a esta sequência de picos exo e endotérmicos pode-se presumir que, por volta

de 600°C tenha ocorrido uma transformação de fase da liga, onde o Nd foi dissolvido

na matriz de α-Mg (conforme previsto pelo diagrama Mg-Nd, FIG. 3.10 B) e o Ca

tenha-se fundido (FIG. 5.25). Em seguida, próximo à temperatura de 640°C, tenha

ocorrido a fusão do meterial, representada pelo pico endotérmico e suportada pelo

diagrama da FIG. 3.10 B. Outra possibilidade é que esta sequência de picos

alternados representem eventos de transformações de fases e fusão dos diferentes

elementos e fases desta liga.

5.4 CARACTERIZAÇÃO QUÍMICA DAS LIGAS

A caracterização química da fita Mg65Zn30Ca5 feita por Espectroscopia por

Fluorescência de Raios X (FRX) acusou a presença de silício na amostra (0,42% em

peso – TAB. 5.3). Entretanto, este percentual está muito abaixo do nível de tolerância

considerado por Guo (2010). Para este autor, percentuais de até 5%wt de elementos

como Al, Mn, Na, Si, Pb e Sn não prejudicam a resistência à corrosão em ligas com

124

base em Mg. Observa-se também que houve maior formação do óxido de zinco (ZnO),

comparado ao óxido de magnésio (MgO) na superfície da fita, apesar da maior

reatividade do magnésio (TAB. 3.7) em relação ao zinco. Entretanto, a velocidade de

formação do ZnO é de cerca de 10 vezes maior, em relação ao MgO. Este resultado

mostra-se benéfico, no sentido de que a camada de ZnO formada oferece maior

proteção ao material contra o ataque corrosivo do ambiente biológico.

Consequentemente, a resistência mecânica é mantida por mais tempo e o volume de

gás H2 liberado é reduzido.

TAB. 5.3 FRX para a fita Mg65Zn30Ca5

A FIG. 5.28 sinaliza alguns pontos da Espectroscopia de Rx por Dispersão de

Energia (EDS) para a liga Mg65Zn30Ca5. O EDS foi também utilizado para a análise

química das demais ligas estudadas.

125

FIG. 5.238 Micrografia em MEV da fita Mg65Zn30Ca5 indicando alguns pontos de análise pelo EDS.

TAB. 5.4 Resultado do EDS para o objeto 451

Object 451

Element Series unn. C norm. C

wt% Atom. C

at% Error (3 sigma)

wt%

Oxygen K-series 3,45 7,51 11,22 2,08

Magnesium K-series 19,47 23,72 41,68 3,49

Calcium K-series 4,38 5,34 5,68 0,49

Zinc K-series 52,04 63,42 41,4 3,95

A TAB. 5.4 permite a identificar a composição química do ponto selecionado

(objeto 451), de composição Mg41,68Zn41,4Ca5,68O11,22. Desconsiderando-se o oxigênio

e o cálcio, identificamos a fase MgZn, condizendo com o espectro gerado nas DRX

da fita cristalina Mg65Zn30Ca5. O teor de oxigênio encontrado pode estar relacionado

à oxidação da fita, enquanto que o cálcio pode estar presente em solução sólida, ou

como integrante da fase ternária Ca2Mg5Zn13 presente nas proximidades do ponto em

questão.

126

Ao analisar um ponto dentro da fase eutética (objeto 445), observa-se a seguinte

composição química (TAB. 5.5).

TAB. 5.5 Resultado do EDS para o objeto 445.

Object 445

Element Series unn. C norm. C

wt% Atom. C

at% Error (3 sigma)

wt%

Oxygen K-series 1,78 2,45 4,63 1,39

Magnesium K-series 30,23 31,12 51,81 5,36

Calcium K-series 6,11 6,29 6,35 0,65

Zinc K-series 58,41 60,13 37,2 4,43

Desconsiderando-se o oxigênio, a composição em peso do objeto 445 é Mg 6,29Ca

60,13Zn e assemelha-se à do ponto eutético E4 identificado no diagrama ternário Mg-

Zn-Ca (TAB. 5.1). No ponto E4, a composição do eutético é Mg2.1Ca 53.4Zn. A diferença

no resultado pode ser devido à precisão do método utilizado.

O objeto 446 foi selecionado na região mais escura da micrografia, sendo

esperado uma composição que se aproximasse da fase α-Mg, provavelmente com Ca

e Zn em solução sólida. Excluindo-se o oxigênio, a composição é vista na TAB. 5.6.

TAB. 5.6 Resultado do EDS para o objeto 446

Object 446

Element Series unn. C norm. C

wt% Atom. C

at% Error (3 sigma)

wt%

Oxygen K-series 0.35 0.34 0.78 0.56

Magnesium K-series 45.10 43.44 66.07 7.95

Calcium K-series 3.96 3.81 3.51 0.45

Zinc K-series 54.41 52.41 29.63 4.11

127

De acordo com a tabela acima, as proporções em átomo para o magnésio, cálcio

e zinco são 66,07%, 3,51% e 29,63%, respectivamente. Este foi o ponto selecionado

com maior concentração atômica de magnésio. Pelo diagrama binário Mg-Ca (FIG.

53) uma solubilidade sólida de até aproximadamente 5% de cálcio na fase de

magnésio puro pode ser explicado devido a uma alta taxa de velocidade de

resfriamento da liga, impedindo a formação da fase Mg2Ca prevista no diagrama de

equilíbrio de fases. No entanto, a alta concentração de zinco não poderia ser explicada

por tal fenômeno. Uma justificativa para um alto percentual de Zn neste ponto seria

em função da interação da energia incidente com regiões ricas neste elemento, tais

como as fases MgZn ou Ca2Mg5Zn13.

As TAB. 5.7 e 5.8 mostram os resultados obtidos pela Espectroscopia por

Fluorescência de Raios X (FRX) das ligas Mg-Ca-Nd e Mg-Ca-Gd, respectivamente.

TAB. 5.7 Espectroscopia por Fluorescência de Raios X (FRX) para a liga Mg0,8Ca4Nd

Composto Concentração

(%)

Mg 96,769

Ca 0,910

Nd 2,321

TAB. 5.8 Espectroscopia por Fluorescência de Raios X (FRX) para a liga Mg2Ca2Gd

Composto Concentração (%)

Mg 95,817

Ca 2,222

Gd 1,961

128

FIG. 5.9 Micrografia da liga Mg2Ca2Gd

A FIG. 5.9 representa a micrografia da liga Mg2Ca2Gd e sinaliza dois pontos. Um

deles corresponde à estrutura lamelar formada na extensão dos contornos de grãos

(Objeto 10) e o outro na região correspondente ao interior dos grãos (Objeto 11). A

composição química da estrutura eutética visualizada neste ponto é formada pelas

fases Mg2Ca e Mg, tendo como percentuais em peso 7% de Ca e 93% de Mg,

excluindo-se o Gd, o qual, de acordo com FEI et al (2013) possui solubilidade solida

de 3,8% em α-Mg e 3% na fase Mg2Ca. Esta composição em peso (7% de Ca e 93%

de Mg) aproxima-se à da estrutura eutética prevista pelo diagrama de fases Mg-Ca da

FIG. 5.25.

TAB. 5.9 Resultado do EDS para o objeto 10.

Object 10

Element Series unn. C norm. C

wt% Atom. C

at% Error (3 sigma)

wt%

Calcium K-series 6,26 6,7 4,32 0,68

Magnesium K-series 83,38 89,27 95,01 14,52

Gadolinium L-series 3,76 4,03 0,66 0,44

129

De acordo com a TAB. 5.10, o objeto 11 possui uma composição química que

representa a matriz de Mg, com baixos percentuais de Ca e Gd em solução sólida.

TAB. 5.10 Resultado do EDS para o objeto 11

Object 11

Element Series unn. C norm. C

wt% Atom. C

at% Error (3 sigma)

wt%

Magnesium K-series 152,81 98,42 99,47 26,54

Calcium K-series 0,95 0,61 0,37 0,2

Gadolinium L-series 1,51 0,97 0,15 0,26

FIG. 5.10 Micrografia da liga Mg0,8Ca4Nd

A FIG. 5.10 mostra a micrografia da liga Mg0,8Ca4Nd. O EDS dos objetos 1, 2,3

e 4 selecionados nesta imagem mostra uma composição correspondente à estrutura

eutética contendo as fases α-Mg e Mg2Ca, de acordo também com o resultado da

difração obtido na FIG. 50. O objeto 5 representa a matriz de α-Mg, com o Ca em

solução sólida e a precipitados da fase Mg41Nd5. Os resultados destas análises

químicas estão demonstrados na TAB. 5.11, que mostra os percentuais em massa

130

referentes às composições dos respectivos objetos assinalados. As composições

químicas encontradas aproximam-se à composição nominal da liga, embora os

percentuais de Ca e Nd estejam ligeiramente abaixo.

TAB. 5.11 Percentuais em massa das composições químicas dos objetos assinalados na FIG. 58

Mass

Spectrum Mg Ca Nd

Objeto 1 97,44% 0,44% 2,11%

Objeto 2 97,85% 0,41% 1,73%

Objeto 3 98,58% 0,21% 1,22%

Objeto 4 97,71% 0,40% 1,88%

Objeto 5 99,26% 0,17% 0,57%

5.5 CORROSÃO EM NaCl

As curvas de polarização potencio dinâmicas obtidas para as ligas estudadas

estão representadas da seguinte forma: Fita amorfa Mg65Zn30Ca5 (FIG. 5.11); Fita

Mg65Zn30Ca5 com tratamento térmico a 2800C por 90 minutos (FIG. 5.12); Liga

Mg2Ca2Gd (FIG. 5.13) e Liga Mg0,8Ca4Nd (FIG. 5.14).

-1.4 -1.2 -1.0 -0.8 -0.6 -0.4

0.0

5.0x10-3

1.0x10-2

Amorfa_1

Amorfa_2

I (A

/cm

2)

E (V)

FIG. 5.11 Curva de polarização para a fita amorfa Mg65Zn30Ca5

131

-0.6 -0.3 0.0 0.3 0.6 0.9 1.2 1.5

0.0

2.0x10-5

4.0x10-5

6.0x10-5

8.0x10-5

1.0x10-4

1.2x10-4

1.4x10-4

1.6x10-4

1.8x10-4

2.0x10-4

90_1

90_2

I (A

/cm

2)

E (V) FIG. 5.12 Curva de polarização para a fita Mg65Zn30Ca5 com tratamento térmico a

280°C por 90 minutos

-1.6 -1.4 -1.2 -1.0

0.0

5.0x10-3

1.0x10-2 MgCaGd_1

MgCaGd_2

I (A

/cm

2)

E (V) FIG. 5.13 Curva de polarização para a liga Mg2Ca2Gd

132

-1.6 -1.4 -1.2 -1.0

0.0

5.0x10-3

1.0x10-2 MgCaNd_1

MgCaNd_2

I (A

/cm

2)

E (V) FIG. 5.14 Curva de polarização para a liga Mg0,8Ca4Nd

De acordo com estes resultados, verifica-se que as ligas contendo elementos

terras raras (Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd) possuem um comportamento muito

semelhante e mais ativo, com correntes que crescem rapidamente com a polarização

anódica. As amostras da fita amorfa Mg65Zn30Ca5 mostram curvas deslocadas para

potenciais mais nobres se comparadas com as ligas anteriores, embora também

apresentem um comportamento muito ativo, com correntes que crescem

intensamente com a polarização. Entretanto, as amostras da fita Mg65Zn30Ca5 tratada

termicamente apresentam um comportamento aparentemente passivo durante toda a

faixa de polarização anódica, ou seja, as correntes permaneceram sempre muito

baixas, em média abaixo de 3 µA/cm2. Isto pode ser observado na FIG. 5.15, onde as

curvas foram plotadas conjuntamente para análise comparativa.

133

-2.0 -1.5 -1.0 -0.5 0.0 0.5 1.0 1.5

0.0

5.0x10-3

1.0x10-2

1.5x10-2

MgCaGd_1

MgCaGd_2

MgCaNd_1

MgCaNd_2

Amorfa_1

Amorfa_2

90_1

90_2

I (A

/cm

2)

E (V)

FIG. 5.15 Curvas de polarização das ligas estudadas plotadas conjuntamente.

5.6 PROPRIEDADES MECÂNICAS

5.6.1 NANODUREZA DA FITA

Os resultados obtidos para os valores médios da nanodureza e do módulo de

elasticidade são exibidos nas TAB. 5.12 e 5.13.

TAB. 5.12 Nanodureza e Módulo de elasticidade na face rugosa da fita Mg-Zn-Ca

Dureza (GPa) Modulo de Elasticidade (GPa)

Media 3,703 50,985

134

TAB. 5.13 Nanodureza e Módulo de elasticidade na face lisa da fita Mg-Zn-Ca

Dureza (GPa) Modulo de Elasticidade (GPa)

Media 1 2,422 51,074

5.6.2 DUREZA ROCKWELL B DAS LIGAS Mg2Ca2Gd E Mg0,8Ca4Nd.

Após cinco medições em cada liga, uma média de 72,8 HRB foi encontrada para

a liga Mg2Ca2Gd e 68,8 HRB para a liga Mg0,8Ca4Nd (TAB. 5.14).

TAB. 5.14 Dureza Rocwell B para as ligas Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd.

Liga Medidas (HRB) Penetrador e carga Média (HRB)

Mg2Ca2Gd 70; 73; 74; 70; 77 Esfera de aço temperado com carga inicial de 10 Kgf e principal de 100 Kgf

72,8

Mg0,8Ca4Nd 60; 70; 80; 67; 67 Esfera de aço temperado com carga inicial de 10 Kgf e principal de 100 Kgf

68,8

5.7 AVALIAÇÃO DA RESPOSTA CELULAR IN VITRO (CITOTOXICIDADE E

PROLIFERAÇÃO CELULAR)

Citotoxicidade representa a capacidade de ser tóxico às células. Os resultados do

teste de citotoxicidade colorimétrico XTT indicaram uma diferença significativa na

atividade metabólica entre o controle negativo e o positivo (SDS 1%). Conforme era

de se esperar, a atividade celular do controle positivo foi reduzida. Entretanto, as

amostras da liga Mg65Zn30Ca5 em seus diferentes tempos de tratamento térmico (30,

45, 60 e 90 minutos) acompanharam a redução metabólica, similarmente ao controle

positivo, indicando comprometimento da viabilidade celular. Em mesma análise, para

as amostras das ligas Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd, não foi observado o

comprometimento desta viabilidade.

135

O resultado do ensaio de CVDE, que analisa a proliferação celular, acompanhou

a redução do XTT, indicando quantidade de reduzida de células para as amostras da

liga Mg65Zn30Ca5 em seus diferentes tempos de tratamento térmico (30, 45, 60 e 90

minutos). As amostras das ligas Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd não apresentaram

diferenças na proliferação celular, quando comparadas ao controle negativo.

Considerando os ensaios acima se pode concluir que as amostras Mg2Ca2Gd e

Mg0,8Ca4Nd analisadas são cito compatíveis e não alteram os níveis de proliferação

celular. Os resultados dos testes XTT e CVDE obtidos neste trabalho para a liga

Mg65Zn30Ca em seus diferentes tempos de tratamento térmico não condizem com a

expectativa inicial, uma vez que todos os componentes desta liga são elementos

constituintes naturais do organismo humano, sendo essenciais no desempenho de

diversas de suas funções. Além disto, resultados de testes semelhantes relatados na

literatura, como os de Xuenan Gu et al (2010) mostraram-se positivos para a

viabilidade celular em extratos de liga Mg-Zn-Ca. Em uma comparação específica com

o trabalho destes autores, observa-se, inclusive, uma proximidade na composição

nominal entre as ligas estudadas, quais sejam a liga Mg65Zn30Ca5 foco deste estudo e

a liga Mg66Zn30Ca4 referida no trabalho de 2010. Particularidades referentes a essas

ligas certamente poderiam mostrar resultados divergentes, tais como processamento

da liga, linhagem de células utilizadas e métodos de análise quanto à viabilidade e

proliferação celular. A TAB. 5.14 mostra alguns dados referentes às especificidades

das ligas citadas anteriormente, a fim de se estabelecer um melhor padrão

comparativo.

136

TAB. 5.15 Resultados de ensaios de citoxidade disponíveis na literatura para ligas com composições nominais semelhantes a do presente trabalho.

Autor (Ano) Liga

(Composição Nominal)

Obtenção Linhagem

Celular Teste

Citotóxico Viabilidade

Celular Proliferação

Celular

Resende, C.R.S.(2014)

Mg65Zn30Ca5 Melt spinning +

Tratamento Térmico 280°C

MC3T3 XTT 50% em

média, após 24h

Abaixo de 50%

Zhang et al (2011)

Mg4Zn0.2Ca Fundida ou Extrudada

L929 Vermelho

Neutro

Acima de 80% após 7

dias

Sem análise estatística

Xuenan Gu (2010)

Mg66Zn30Ca4 Melt spinning L929 e MG63

MTT Acima de

80%, após 24h

Sem análise estatística

De acordo com Fischer et. al (2010) os kits utilizados para os testes de

citotoxicidade podem exibir resultados tanto falso-positivos quanto falso-negativos.

Isto se deve ao fato do Mg ser um elemento muito reativo. Além disto, os resultados

mostrados na literatura, especialmente em relação ao comportamento celular aos

dispositivos implantados baseados em magnésio são conflitantes, principalmente em

função de variáveis, tais como as mostradas na TAB. 5.15. Entretanto, é razoável

especular que as ligas Mg-Zn-Ca contendo adequados teores de Zn e Ca podem

apresentar uma combinação superior de propriedades mecânicas, resistência à

corrosão e biocompatibilidade. Zhang et al (2011) relata ser concebível que o Mg em

ambiente altamente alcalino pode ser capaz de abrir anéis de sais com formato

tetrazólico e ligar-se eles. Isto poderia conduzir a uma mudança na cor semelhante à

formação de formazan, no caso dos ensaios de MTT e XTT com células. Eles não

utilizaram o teste MTT em seus estudos, exatamente prevenindo a possibilidade de

tal ocorrência. O teste utilizado por Zhang foi o vermelho neutro, cujo princípio baseia-

se na absorção do corante vermelho neutro vital em lisossomas de células viáveis,

não apresentando qualquer interferência com os materiais corrosivos. A citotoxicidade

in vitro de liga de Mg4.0Zn0.2Ca de Zhang foi Grau 0-1, o que indica que a liga é bio-

segura.

137

FIG. 5.16 Ensaio de citotoxicidade (XTT) e de proliferação celular (CVDE) da fita Mg-Zn-Ca em diferentes tempos de síntese e para ligas de terras raras Gd e Nd. Para análise estatística foi utilizado o método (ANOVA) e pos-test de Dunnett. As amostras foram normalizadas em porcentagem e comparadas ao controle negativo (células). Os valores

significativos são indicados na figura. *p <0.01.

5.8 HEMOGRAMA E SOROLOGIA

Com base nos resultados apresentados na TAB. 5.16, os animais do grupo

experimental (coelhos 1 a 6) não apresentaram alterações no eritrograma,

138

descartando-se a hipótese das ligas utilizadas exercerem função tóxica para as

hemácias, o que levaria à constatação de possíveis anemias hemolíticas. Segundo

Meyer (1995), um quadro de anemia hemolítica pode estar acompanhada de icterícia

e hemoglobinúria (eliminação de hemácias pela urina), fato este não detectado

durante todo o período experimental, em nenhum dos animais testados. O coelho

controle 1 (Contr 1) apresentou leve anemia (Hematócrito 29%), o que pode estar

relacionado a uma deficiência alimentar e anemia ferropriva. Entretanto, ele não

recebeu os implantes, fato este que demonstra que os animais controle podem

também mostrar valores com desvio do padrão normal (SPINELLI et. al., 2012).

Em relação ao leucograma, excetuando-se o coelho 3, todos os demais animais

(incluindo os do grupo controle) mostraram valores dentro da normalidade, o que é

mais um indício que não houve reação “de corpo estranho” ao material inoculado. De

acordo com Latime e Meyer (1992), os leucócitos participam na defesa do hospedeiro

contra os patógenos e na vigilância e remoção dos antígenos não próprios (externos).

Como não houve aumento na produção destas células de defesa, conclui-se que a

liga não foi rejeitada pelo sistema imunológico dos animais em teste. Por sua vez, o

coelho 3 (C3) apresentou um quadro de leucopenia (3000µ l), que poderíamos até

relacionar a uma toxicidade na medula óssea, prejudicando a produção de leucócitos.

Porém, segundo, Busch (2004), esta leucopenia estaria acompanhada de anemia

(redução de hemácias) e trombocitopenia (redução de plaquetas), caso houvesse este

tipo de lesão (o que não ocorreu). Além disto, os outros 4 animais experimentados

não apresentaram alterações leucocitárias, sugerindo que esta leucopenia possa

estar relacionada a algum outro quadro patológico. Ressalta-se ainda que este mesmo

animal, assim como todos os demais, possui uma alta taxa de eosinófilos (eosinofilia).

Dentre as possíveis causas da eosinofilia pode estar a reação de hipersensibilidade

(NELSON & COUTO, 2006), relacionada, por exemplo, ao fato do animal estar

reagindo contra implantes. Entretanto, a eosinofilia é observada em todos os animais,

incluindo os do grupo controle. Este fato leva a crer que este quadro de eosinofilia

está relacionado a uma outra causa, como, por exemplo, uma leve parasitose

assintomática.

As plaquetas mantiveram-se dentro do valor de referência, embora constate-se

um ligeiro aumento no coelho controle 1 (Contr.1). A causa pode ser contração

139

esplênica, estresse, ou até mesmo idiopática (REBAR,2003). Além do mais, os

demais animais experimentados mantiveram valores de acordo com o valor de

referência.

Em relação à análise bioquímica observa-se que todos os animais apresentaram

valores acima dos de referência para a úréia (TAB. 5.17). A ureia e a creatinina são

produzidas no fígado, resultantes do metabolismo das proteínas. Quando alteradas,

indicam alterações renais em mamíferos. Entretanto, a dosagem da creatinina é mais

específica e mais confiável como indicativo de possíveis alterações renais (XAVIER

et. al., 2008). Embora todos os coelhos tenham mostrado taxas acima das de

referência para a uréia, as taxas para creatinina mantiveram-se dentro dos padrões

normais. Além disto, desaca-se que os coelhos do grupo controle também mostraram

o mesmo padrão de taxas para estas duas subsâncias. É possível que o grupo de

animais usado neste experimento possua um valor de uréia acima do valor de

referência utilizado, sem que isto indique um inadequado funcionamento renal. É de

se esperar um aumento na taxa de creatinina em doença renal (MEYER,1995).

Apesar de cada espécie de animal possuir mecanismos próprios de controle dos

parâmetros fisiológicos, é sabido que estes podem exibir variações relacionadas com

sexo, linhagem, genótipo, os quais são decorrentes de diversos fatores como idade,

dieta, manuseio e ambiente (CATELO BRANCO et al., 2011). É importante salientar

que todos os animais analisados (do grupo experimental e os do grupo controle) não

apresentaram alterações significativas relacionadas ao comportamento e sinais

clínicos durante todo o período do experimento.

140

TAB. 5.16 Resultados do Hemograma para os coelhos do grupo experimental (C1 a C6) e do grupo controle (Contr. 1 e 2) com seus respectivos valores de referência

(VR).

Eritrograma

C1 C2 C3 C4 C5 C6 Contr.1 Contr.2 VR

Hemácias (106/mm3) - 6,0 5,8 5,4 5,9 4,4 4,3 5,3 3,8 – 7,9

Hematócrito (%) - 37,0 36,0 35,0 37,0 31,0 29,0 35,0 33 – 50

Hemoglobina (g/dl) - 12,3 11,9 11,7 11,8 10,2 8,6 11,5 9,4 – 17,4

VCM (fl) - 61,6 62,0 64,8 62,7 70,4 67,4 66,0 50 – 75

CHCM (%) - 33,2 33,0 33,4 31,8 32,9 29,6 32,8 27 - 34

Leucograma

C1 C2 C3 C4 C5 C6 Contr.1 Contr.2 VR

Leucócitos (μl) - 11500 3000 7700 9500 11600 9400 8000 5000 - 13000

Eosinófilos(%) - 21 11 11 8 10 9 13 0 - 2

Bastonetes (%) - 0 0 0 0 0 0 0 0 - 6

Segmentados (%) - 14 63 24 38 55 16 44 34 - 70

Linfócitos (%) - 55 21 61 51 34 71 41 43 - 80

Monócitos (%) - 10 5 4 3 1 4 2 0 - 4

Plaquetograma

C1 C2 C3 C4 C5 C6 Contr.1 Contr.2 VR

Plaquetas(10³/μL) 580 520 395 440 480 700 320 200 - 650

TAB. 5.17 Resultados da Bioquímica sanguínea para os coelhos do grupo experimental (C1 a C6) e do grupo controle (Contr. 1 e 2) com seus respectivos

valores de referência (VR).

Bioquímica Sanguínea

C1 C2 C3 C4 C5 C6 Contr.1 Contr.2 VR

Ureia (mg/dl) 41,1 31,1 67,0 39,4 42,3 44,0 28,5 30,8 9,1 - 25,5

Creatinina (mg/dl) 1,2 1,0 1,7 1,2 1,2 1,3 1,2 1,0 0,5 – 2,6

ALT (UI/l) 165,6 54,9 87,2 179,5 111,5 98,8 57,2 52,0 55 – 260

AST (UI/L) 17,0 11,7 21,2 21,1 18,8 14,3 19,8 49,0 10 – 98

Fosfatase Alcalina (UI/l)

53,4 33,2 33,8 37,7 40,1 39,0 39,2 42,7 10 – 96

GGT (UI/L) 2,4 2,7 5,5 5,2 2,3 3,7 1,7 5,9 0 - 7

Albumina (g/dL) 2,3 2,3 2,5 2,4 2,6 2,5 2,8 2,7 2,5 – 4,0

141

5.9 HISTOLOGIA E HISTOPATOLOGIA

A FIG. 5.17 (A - C) mostra peças anatômicas colhidas após a eutanásia de um

dos coelhos do grupo experimental. É possível a visualização das perfurações

corticais da tíbia esquerda ainda incompletamente cicatrizadas (FIG. 5.17 A). Ao

exame visual observou-se um aspecto de normalidade anatômica das peças

coletadas de todos os animais eutanasiados.

Verificou-se que as perfurações ósseas realizadas para a inserção das ligas foram

gradativamente obliterando com tecido duro (visão macroscópica), na medida em que

os grupos foram sendo sacrificados em diferentes tempos (3, 6 e 8 semanas). Esta

constatação clínica foi confirmada através de achados histológicos (FIG. 5.18), onde

se pode constatar efetivamente que o processo de cicatrização óssea progrediu de

maneira espontânea e natural ao longo do experimento.

Os animais experimentados não apresentaram sinais e sintomas de inflamação,

infecção, ou qualquer outro indício de patologia ou intercorrência pós-operatória,

desde os momentos iniciais, até o sacrifício dos últimos animais.

A inspeção ectoscópica durante a necropsia dos órgãos de interesse (rins e

fígado) correspondeu com achados de normalidade em todos os casos, não havendo

indícios físicos macroscópicos de lesão, infecção, patologia, ou qualquer outra

condição que indicasse um padrão visual de anormalidade. Estes achados clínicos

foram confirmados pelos exames laboratoriais (hemograma e sorologia), bem como

pelos resultados dos exames histopatológicos. A TAB. 5.18 mostra os resultados

histopatológicos para os rins e fígado dos animais do grupo experimental e do grupo

controle. Os achados destes exames mostram um quadro compatível com animais de

manejo territorial restrito (gaiolas). Portanto, houve a constatação do adequado

funcionamento histofuncional renal e do fígado dos animais. Conforme já ressaltado

anteriormente, os resultados dos exames laboratoriais e histopatológicos mostram

resultados semelhantes tanto para animais experimentados quanto para animais

controle. Acrescenta-se a isto, o fato de que os animais não apresentaram alterações

clínicas durante todo o período do experimento.

142

FIG. 5.17 Peças anatômicas dissecadas de um dos coelhos do grupo experimental A - Tíbia esquerda contendo as ligas Mg65Zn30Ca5; B - Aspecto ectoscópico dos rins e

C - do fígado. Observa-se um aspecto de normalidade das peças anatômicas

TAB. 5.18 Resultado do exame histopatológico dos rins e fígado dos animais do grupo experimental (C1 a C6) e do grupo controle (CONTR 1 e CONTR 2).

Animais Rim Fígado

C1 Nefrite intersticial linfo-histiocitária discreta sub-aguda Hepatite peri-portal linfo-histiocitária

discreta sub-aguda

C2 Nefrite intersticial linfo-histiocitária moderada crônica Hepatite peri-portal linfo-histiocitária

discreta crônica

C3 Nefrite intersticial linfo-histiocitária discreta sub-aguda Hepatite peri-portal linfo-histiocitária

discreta sub-aguda.

C4 Nefrite intersticial linfo-histiocitária discreta sub-aguda Hepatite peri-portal mista moderada

sub-aguda.

C5 Nefrite intersticial linfo-histiocitária moderada sub-aguda Degenração hepática micro-vacuolar

difusa moderada

C6 Nefrite intersticial linfocítica discreta sub-aguda Degeneração hepática micro-

vacuolar difusa moderada

CONTR 1 Nefrite intersticial linfo-histiocitária discreta crônica Hepatite peri-portal linfo-histiocitária

moderada sub-aguda

CONTR 2 Nefrite intersticial linfo-histiocitária discreta sub-aguda Hepatite peri-portal linfo-histiocitária

discreta sub-aguda.

A

A

B

A

C

A

143

A FIG. 5.18 mostra o resultado da interação das ligas à base de Mg inseridas, nas

tíbias esquerdas dos coelhos, 3, 6 e 8 semanas após sua implantação. Em todos os

cenários é possível identificar um padrão de ossificação condizente com a evolução

fisiológica normal de feridas ósseas, vastamente relatadas na literatura. Após 3

semanas de implantação das ligas, uma intensa reação inflamatória pode ser

observada (FIG. 5.18 - seta amarela). Este padrão inflamatório é de caráter

inespecífico, com infiltrado predominantemente neutrofílico e naturalmente esperado

nesta fase de cicatrização. Além disto, observa-se a presença de uma cápsula fibrosa

circundando as regiões antes ocupadas pelos implantes metálicos inseridos nas tíbias

(FIG. 5.18 – seta vermelha). Esta condição também sinaliza quanto à naturalidade do

processo cicatricial, uma vez que o isolamento (enclausuramento) fibroso é esperado,

mediante a presença de um elemento não natural inserido no organismo de

mamíferos. Ressalta-se também que, na medida em que o processo de cicatrização

evolui, as perfurações ósseas por onde foram introduzidas as ligas seguem em

direção de sua total obliteração, atingindo 100% deste fechamento após 6 semanas,

em todas as tíbias (FIG. 5.18 - seta azul). Esta constatação não seria possível caso

houvesse a rejeição do material implantado, ou a algum subproduto originado do seu

processo de degradação. Além do exposto acima, outra condição que sinaliza

favoravelmente diz respeito à neoformação de osso ao redor de todas as ligas

implantadas (FIG. 5.18 - seta preta). Ao final do experimento, verifica-se a presença

de osso haversiano (osso maduro e lamelar) ao redor das ligas implantadas e vedando

os acessos corticais para a inserção dos implantes (seta verde). Além destas

constatações histológicas, vale ressaltar que não foram relatadas intercorrências

clínicas nos animais durante o período de experimentação, além de não haver

qualquer indício de comprometimento da cicatrização local (inflamação, supuração,

fístulas, etc), no momento da coleta das tíbias para análise histológica.

144

Tíbia esquerda - 3 semanas

Tíbia esquerda - 6 semanas

Tíbia esquerda - 8 semanas

FIG. 5.18 Imagens obtidas das tíbias esquerdas nos tempos de 3, 6 e 8 semanas após a implantação das ligas Mg-Zn-Ca

145

5.10 EXAME RADIOGRÁFICO

Radiografias com incidências oclusais e laterais foram obtidas visando-se uma

análise quantitativa da reabsorção das ligas inseridas nas tíbias direita (Mg2Ca2Gd e

Mg0,8Ca4Nd) e esquerda (liga Mg65Zn30Ca5). A FIG. 6.19 mostra tais incidências,

onde A, C, E, G, I, e K representam as oclusais e B, D, F, H, J e L as laterais. A e B

correspondem ao coelho 1, C e D ao número 2, E e F ao número 3, G e H ao de

número 4, I e J o de número 5 e K e L ao coelho de número 6. Os animais 1 e 2 foram

sacrificados com 3 semanas, o 3 e 4 com 6 semanas e o 5 e 6 com 8 semanas. Pode-

se observar que as fitas da liga Mg65Zn35Ca5 sofreram um alto padrão de reabsorção

desde o início dos sacrifícios, independente de sua condição. Ao final das 8 semanas,

já não é mais possível observar a imagem radiolúcida referente a estas ligas,

indicando que houve sua total reabsorção. Para as ligas contendo elementos de terras

raras, a liga com Gd demonstra um padrão predominantemente mais avançado e

generalizado de degradação (posições mais proximais das radiografias), comparadas

às que contém o elemento Nd. Entretanto, ao final do período de experimentação, é

possível observar a existência de um volume residual bastante significativo,

especialmente das ligas contendo o neodímio.

D

A

C

A

B

A

A

A

146

FIG. 5.19 Tomadas radiográficas das tíbias direita e esquerda dos coelhos. Tomadas frontais (A,C,E,G,I,K) e laterais (B,D,F,H,J,L)

J

A

H

A

G

A

F

A

E

A

I

K

A

L

A

147

6 CONCLUSÕES

Antes da apresentação final dos resultados obtidos nesta tese, faz-se necessário

tecer alguns breves comentários em relação ao assunto objeto deste estudo.

Devido às características do magnésio e suas ligas, em especial sua alta

suscetibilidade à corrosão, o desafio está no desenvolvimento de novas ligas, ou no

aperfeiçoamento das ligas já existentes. Visando-se alcançar tais objetivos, o

refinamento da microestrutura, com grãos mais finos e livres de impurezas, a obtenção

de novas fases mais confiáveis, sistemas sustentáveis e técnicas de processamento

de proteções mais baratas indicam o caminho a ser percorrido. Uma padronização de

estudos laboratoriais e clínicos envolvendo animais deve ser estimulada, a fim de

obterem-se resultados mais seguros, os quais favoreçam o avanço nas pesquisas

nesta matéria, cujo objetivo final é a melhoria na qualidade de vida do ser humano.

Além disto, de acordo com os requisitos eco ambientais e de sustentabilidade, maiores

considerações devem ser empreendidas em relação à reciclagem destes materiais

em ambientes industriais e biomédicos.

Após estas considerações, conclui-se que:

1. As amostras da liga Mg-Ca-Zn obtidas por melt spinning possuem estrutura

amorfa e frágil;

2. O tratamento térmico de recozimento melhora a plasticidade e permite a

manipulação das amostras da liga amorfa da liga Mg-Ca-Zn como recebida;

3. As fases cristalinas da liga Mg-Ca-Zn após o tratamento térmico variam com o

tempo de recozimento e foram condizentes com as citadas na literatura;

4. Houve a formação de uma camada de ZnO na superfície do material, o que,

teoricamente favorece sua proteção em meio fisiológico, além de impedir a

liberação de gás H2 para os tecidos circunvizinhos;

5. Os testes de corrosão in vitro mostraram que as amostras da fita amorfa

Mg65Zn30Ca5 exibem um comportamento muito ativo, com correntes que

crescem intensamente com a polarização, enquanto que as amostras da fita

148

tratadas termicamente a 280°C por 90 minutos apresentam um comportamento

aparentemente passivo durante toda a faixa de polarização anódica;

6. Os resultados do teste de citotoxicidade colorimétrico XTT para as amostras da

liga Mg65Zn30Ca5 indicaram uma diferença significativa na atividade metabólica

entre o controle negativo (amostras estudadas) e o positivo (SDS 1%). As

amostras desta liga, em seus diferentes tempos de tratamento térmico,

acompanharam a redução metabólica, indicando comprometimento da

viabilidade celular.

7. O resultado do ensaio CVDE das amostras da liga Mg65Zn30Ca5 acompanhou

a redução do XTT, indicando quantidade reduzida de células para as amostras

destas ligas em seus diferentes tempos de tratamento térmico. Estes

resultados não condizem com a expectativa inicial deste trabalho, uma vez que

não estão de acordo com os resultados obtidos em demais trabalho

semelhantes (XUENAN GU et al (2010) e ZHANG et al (2011)), os quais

mostraram-se positivos para a viabilidade celular em extratos de liga Mg-Zn-

Ca;

8. Os resultados considerados negativos foram atribuídos a possibilidade dos kits

utilizados para os testes de citotoxicidade poderem exibir resultados tanto falso-

negativos, ao fato da alta reatividade do Mg, o que pode ter causado a

deterioração do material durante o tempo da realização da pesquisa, além da

possibilidade de falha ou contaminação durante a instrumentação específica

para os testes de citotoxicidade e de viabilidade celular.

9. A degradação in vitro de ligas Mg65Zn30Ca5, Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd

mostrou que os elementos de liga Zn, Ca, Gd e Nd elevaram o potencial de

corrosão das ligas de magnésio, comparados aos dados do Mg puro existentes

na literatura.

10. As amostras Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd analisadas não induzem toxicidade

em células MC3T3-E1, sendo, portanto biocompatíveis e apropriados para

aplicações biomédicas.

11. As ligas Mg65Zn30Ca5, Mg2Ca2Gd e Mg0,8Ca4Nd implantadas em coelhos não

induziram a reações de inflamação que pudessem afetar a formação de novo

149

osso nos sítios de implantação, embora os resultados dos testes in vitro para a

liga Mg65Zn30Ca5 não tenham se mostrado satisfatórios.

12. Os resultados dos exames laboratoriais (hemograma e sorologia) mostraram-

se condizentes com os padrões normais referenciados na literatura, além de

estarem confluentes com os padrões dos animais do grupo controle.

13. Os resultados da investigação histológica e histopatológica não mostraram

haver qualquer padrão de desvio da normalidade.

14. Os animais não apresentaram qualquer tipo de sinais ou sintomas clínicos que

indicassem qualquer efeito indesejável após a inserção das ligas.

15. Portanto, podemos concluir que as ligas estudads possuem adequada

biocompatibilidade in vivo, demonstrando seu potencial de utilização como

dispositivos biomédicos.

150

7 REFERÊNCIAS BIBLIOGRAFICAS

AGUDELO S. M, CARDONA P. H, MENDOZA E. F. Fabricación de Una Aleación de Magnesio- Aluminio- Zinc Y Optimización de Las Propiedades Mecánicas Para Aplicaciones Aeronáuticas. Facultad de Ingeniería Aeronáutica, Universidad Pontificia Bolivariana. Medellín, Colombia, 2011.

AKSAKAL B., HANYALOGLU C., Bioceramic dip-coating on Ti-6Al-4V and 316L SS implant materials, J. Mat. Sci.: Materials in Medicine 19 (2008) 2097-2104.

ANGELINI E, GRASSINI S, ROSALBINO F, FRACASSI F, D’AGOSTINO R. Electrochemical impedance spectroscopy evaluation of the corrosion behaviour of Mg alloy coated with PECVD organosilicon thin film. Prog Org Coat 2003; 46: 107-11.

ASKELAND D, PHULE P. A Ciência e Engenharia de Materiais. 5 ª Edição. Thomson: 2006.

ASM Metals Handbook, Properties and Selection Nonferrous Alloys and Special Purpose Materials.V.02, 10th Edition, 1992.

AVEDESIAN M.M., BAKER H., ASM Specialty Handbook, Magnesium and Magnesium Alloys, ASM International Handbook Committee, 1999.

BACH F.W., DENKENA B., WEINERT K., ALPERS P., Influence of cutting and non-cutting processes on the corrosion behavior and the mechanical properties of magnesium alloys, Magnesium: Proc. 7th Int. Conf. Magnesium Alloys and Their Applications, K.U. Kainer (Ed.), Wiley- VCH Verlag GmbH & Co. (2007) 1076-1084.

BASTOS, I.N., PLATT, G.M., SOARES, G.A., 2005, "Thermodynamics study of simplified SBF solutions", Ouro Preto, MG, 6 Nov.11/11/2005.

BUSH, B.M. Interpretação de Resultados Laboratoriais para Clínicos de Pequenos Animais. 1. ed. São Paulo: Roca, 2004. p. 100-148.

CALLISTER, W.D. Ciência e engenharia de materiais. Uma introdução. 5ª Ed. LTC, 2002.

CHA, P.R., HAN, H.S., YANG, G.F., KIM, Y.C., HONG, K.H., LEE, S.C., JUNG, J.Y., AHN, J.P., KIM, Y.Y., CHO, S.Y., BYUN, J.Y., LEE, K.S., YANG, S.J. & SEOK, H.K. Biodegradability engineering ofbiodegradable Mg alloys: Tailoring theelectrochemical properties andmicrostructure of constituent phases. Scientific reports | 3 : 2367. 2013.

CLARK J.B. The solid constitution in the Mg-rich region of the Mg–Ca–Zn phase diagram. Transactions of the Metallurgical Society of AIME 1961;221:644–5.

151

DANEZ, G.P. Tendência de formação de fase amorfa em ligas a base de magnésio para biomaterial temporário. Dissertação de Mestrado. Universidade Federal de São Carlos (UFSCar), 2011.

DENKENA B., LUCAS A., THOREY F., WAIZY H., ANGRISANI N., MEYER-LINDENBERG A.. Biocompatible magnesium alloys as degradable implant materials-Machining induced surface and subsurface properties and implant performance, Special Issues on Magnesium Alloys, (2011), p. 109-128.

DRYNDA A, DEINET N, BRAUN N, PEUSTER M. Rare earth metals used in biodegradable magnesium-based stents do not interfere with proliferation of smooth muscle cells but do induce the upregulation of inflammatory genes. J Biomed Mater Res A 2008;91A:360–9.

ELIAS, C.N.; ROESTEL, J.; ZUCARELI, M.A.; CAMPANERI, C.; RESENDE, C.R.S. High-strength, commercially pure titanium implants for dental applications. Implant News, 2013:10(6a -PBA) 74-81.

ELLIOTT, J.C., 1994, "Carbonate apatites from aqueous systems". In: Elliot, J.C. (eds), Structure and chemistry of the apatites and other calcium phosphates, Amsterdan, Elsevier Science Pub Co.

FEI H., XU G., LIU L., BO H., ZENG L., CHEN C. Phase equilibria in Mg-rich corner of Mg−Ca−RE (RE=Gd, Nd) systems at 400 °C. Trans. Nonferrous Met. Soc. China 23(2013) 881−888.

FENNEMA, O. R. Water and ice. In Food Chemistry, 3rd ed.; Fennema, O. R., Ed.; Dekker: New York, 1996; pp 17-94.

FEYERABEND F, FISCHER J, HOLTZ J, WITTE F, WILLUMEIT R, DRÜCKER H, et al. Evaluation of short-term effects of rare earth and other elements used in magnesium alloys on primary cells and cell lines. Acta Biomater 2010;6:1834–42.

FISCHER J., PROSENC M.H., WOLFF M., HORT N., WILLUMEIT R., FEYERABEND F. Acta Biomater. 6(2010) 1813.

FRIEDRICH, H.E.; MORDIKE, B.L. Magnesium Technology Metallurgy, Design Data Applications.Springer, Berli, 2006.

FUJIBAYASHI, S., NEO, M., KIM, H.M. et al. 2003, "A comparative study between in vivo bone ingrowth and in vitro apatite formation on Na2O-CaO-SiO2 glasses", Biomaterials, v. 24, n. 8, pp. 1349-1356.

GAO J.C., QIAO L.Y., WANG Y., XIN R.L., Rare Metal Mater. Eng. 39 (2010) 296e299.

GAO X, ZHU SM, MUDDLE BC, NIE JF. Precipitation-hardened Mg–Ca–Zn alloys with superior creep resistance. Scr Mater 2005;53:1321–6.

GENG L, ZHANG BP, LI AB, DONG CC. Microstructure and mechanical properties of Mg–4.0Zn–0.5 Ca alloy. Mater Lett 2009; 63:557–9.

152

GENIN, N.; RENE, F. Analyse du role de las transition vitreause dans les procedes de conservation agro-alimentarie.J. Food Eng.1995, 26, 391-407.

GÉRRARD E. J. P., SRIDEVI B., Fawcett D. Biomedical Magnesium Alloys: A Review of Material Properties, Surface Modifications and Potential as a Biodegradable Orthopaedic Implant. American Journal of Biomedical Engineering 2012, 2(6): 218-240.

GHALI E., Corrosion resistance of aluminium and magnesium alloys, understanding, performance and testing, Chap 10, Pub: John Wiley (2010), 349.

GONZÁLEZ S., PELLICER E., FORNELL J., BLANQUER A., BARRIOS L., IBAÑEZ E., SOLSONA P., SURIÑACH S., BARÓ M. D., NOGUÉS C., SORT J.. “Improved mechanical perfomance and delayed corrosion phenomena in biodegradable Mg-Zn-Ca alloys through Pd-alloying”. J. Mech. Behav. Biomed.Mater. 6 (2012) 53-62.

GROGAN J.A, O’BRIEN B.J, LEEN S.B, MCHUGH P.E. A corrosion model for bioabsorbable metallic stents.Acta Biomater 2011;7:3523–33.

GU X., ZHENG Y., ZHONG S., Xi T., WANG J., WANG W. Corrosion of, and cellular responses to Mg–Zn–Ca bulk metallic glasses. Biomaterials 31 (2010) 1093–1103.

GU, X. et. al. In vitro corrosion and biocompatibility ofbinary magnesium alloys. Biomaterials, v. 30, p. 484-498, 2009.

GUO C., DU Z., LI C. A thermodynamic description of the Gd–Mg–Y system.Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry 31 (2007) 75–88

GUO K.W. A Review of Magnesium/Magnesium Alloys Corrosion and its Protection. Recent Patents on Corrosion Science, 2010, 2, 13-21.

HANZI A.C., GUNDE P., SCHINHAMMER M., UGGOWITZER P.J., Acta Biomater. 5 (2009) 162e171.

HENCH, L.L., WILSON, J., 1993, An Introduction to Bioceramics., World Scientific Publishing Company.

HERMAWAN H., DUBE D., MANTOVANI D., Acta Biomater. 6 (2010) 1693e1697.

HILLIS J.E, MURRAY R.W. Finishing Alternatives for High Purity Magnesium Alloys; SDCE 14th International Die Casting Congress and Exposition, Toronto 1987, Paper No. G- T87-003.

HIN, T.S. Engineering Materials for biomedical Applications. [S.I.]: World Scientific Publishing Co., 2004. 1-15p.

153

HIROMOTO S, TSAI A, SUMITA M, HANAWA T. Effect of chloride ion on the anodic polarization behaviour of the Zr65Al7.5Ni10Cu17.5 amorphous alloy in phosphate buffered solution. Corrosion Science. 2000; 42:1651-1660.

HO W.F, LAI C.H, HSU H.C, WU S.C. Surface modification of a Ti–75Mo alloy using NaOH treatment and Bioglass_ coating. J Mater Sci: Mater Med 2010;21:1479–88.

HORNBERGER H, VIRTANEN S, BOCCACCINI AR. Biomedical coatings on magnesium alloys - a review.Acta Biomater. 2012 jul; 8(7):2442-55.

HORT N., HUANG Y., FECHNER D., STORMER M., BLAWERT C., WITTE F., VOGT C., DRUCKER H., WILLUMEIT R., KAINER K.U., FEYERABEND F., Acta Biomater. 6 (2010) 1714e1725.

IZUMI S, YAMASAKI M, KAWAMURA Y. Relation between corrosion behavior and microstructure of Mg-Zn-Y alloys prepared by rapid solidification at various cooling rates. Corr Sci 2009; 51: 395-402.

JAYARAMAN M., MEYER U., BUHNER M., JOOS U., WIESMANN H.P., Influence of titanium surfaces on attachment of osteoblast-like cells in vitro, Biomaterials, Vol. 25, No. 4, (2004), p. 625-631.

JOHARI, G. P. Effects of annealing on secondary relaxations in glasses. J. Chem. Phys. 1982, 77, 4619-4626.

KAI M.; HORITA, Z.; LANGDON, T.G.; Developing grain refinement and superplasticity in a magnesium alloy processed by high-pressure torsion. Materials Science Engineering A, 448, 117-124, 2008.

KAINER, K.U. “Magnesium. Alloys and Technologies”.Wiley-VCH, Alemanha, 2003.

KOKUBO, T., KIM, H.M., KAWASHITA, M. et al. 2000, "What kinds of materials exhibit bone-bonding?". In: Davies, J.E. (eds), Bone Engineering, Toronto, Canadá.

KOKUBO, T., KIM, H.M., KAWASHITA, M., 2003, "Novel bioactive materials with different mechanical properties", Biomaterials, v. 24, n. 13, pp. 2161-2175.

KRAUSE A, HÖH von der N, BORMANN D, KRAUSE C, BACH F.W, WINDHAGEN H, et al. Degradation behaviour and mechanical properties of magnesium implants in rabbit tibiae. J Mater Sci 2010;45:624–32.

LATIMER, K.S.; MEYER. D.J. Os leucócitos na Saúde e na Moléstia. In: ETTINGER, S.J. Tratado de medicina Interna Veterinária. 3. ed. São Paulo: Manole, 1992. v. 4, p. 2616-2664.

LEE J.Y., HAN G., KIM,Y.C. BYUN J.Y., JANG J.I., SEOK H.K., YANG S.J. Met. Mater.Int. 15 (2009) 955e961.

154

LEE, B.H., KIM, Y.D., LEE, K.H., 2003, "XPS study of bioactive graded layer in Ti-In-Nb-Ta alloy prepared by alkali and heat treatments", Biomaterials, v. 24, n. 13, pp.2257-2266.

LI J.N., CAO P., ZHANG X.N., ZHANG S.X., HE Y.H., J. Mater.Sci. 45 (2010) 6038e6045.

LI N., ZHENG Y. Novel Magnesium Alloys Developed for Biomedical Application: A Review. J. Mater. Sci. Technol., 2013, 29(6), 489-502.

LI Z., GU X., LOU S., ZHENG Y., The development of binary Mg-Ca alloys for use as biodegradable materials within bone, Biomaterials 29 (2008) 1329-1344.

LIMA, D.R.S. Desenvolvimento e controle de processos de conformação da liga de magnésio AZ61. Tese de Doutorado UFRGS (PPGE3M), 2012.

LIU M., SCHMUTZ P., UGGOWITZER P.J., SONG G.L., ATRENS A., Corros. Sci. 52 (2010) 3687e3701.

LIU Y., BHANDARI B., ZHOU W. Study of glass transition and enthalpy relaxation of mixtures of amorphous sucrose and amorphous tapioca starch syrup solid by differential scanning calorimetry (DSC). Journal of Food Engineering 81 (2007) 599–610.

LIU, X.L.; ZHOU, W.R.; WU, Y.H.; CHENG, Y.; ZHENG, Y.F. Effect of sterilization process on surface characteristics and biocompatibility of pure Mg and MgCa alloys. Materials Science and Engineering C, Vol33, Issue7, 2013, 4144-4154.

LU, X., LENG, Y., 2005, "Theoretical analysis of calcium phosphate precipitation in simulated body fluid", Biomaterials, v. 26, n. 10, pp. 1097-1108.

LU, X., ZHAO, Z., LENG, Y., 2006, "Biomimetic calcium phosphate coatings on nitric-acid-treated titanium surfaces", Materials Science and Engineering: C, v. In Press, Corrected Proof.

MARQUES, P.A.D.A.P., 2003, Reacções de superfície de cerâmicos de fosfato de cálcio em plasma simulado. tese de doutorado, Universidade de Aveiro, Aveiro, Portugal.

MATIAS T.B.; RAMASCO B.T.; ASATO G.H.; KIMINAMI C.S.; BOTTAFILHO W.J.; BOLFARINI C. Processamento e Caracterização Estrutural de Ligas à Base de Magnésio. CBECiMat, 2012.

MEYER D. J.; COLES, E. H.; RICH, L. J. Medicina de laboratório Veterinário: Interpretação e diagnóstico. 1ª ed. São Paulo: Roca, 1995. 308 p.

MESTE Le, M; CHAMPION, D.; ROUDAUT, G.; BLOND, G.; SIMATOS, D. Glass transition and food technology: a critical appraisal. J. Food Sci. 2002, 67 (7), 2444-2458.

155

MÜLLER W. D., NASCIMENTO M. L., ZEDDIES M., CÓRSICO M., GASSA L. M., MELEC M. A. F. L. de. Magnesium and its Alloys as Degradable Biomaterials.Corrosion Studies Using Potentiodynamic and EIS Electrochemical Techniques. Materials Research, Vol. 10, No. 1, -10, 2007.

MULLER, L., MULLER, F.A., 2006, "Preparation of SBF with different HCO3- content and its influence on the composition of biomimetic apatites", Acta Biomaterialia, v. 2, n. 2, pp. 181-189.

NAKAMURA Y., TSUMURA,Y. TONOGAI Y., SHIBATA T., ITO Y., TOXICOL. Sci. 37 (1997) 106e116.

NASSAB, M.B.; NASSAN, M.R. Metalic Biomaterials of Knee and Hip – A Review.Trends in Biomaterials & Artificials Organs, 24, 2010.69-82.

NELSON, R., & COUTO, G. (2006). Leucopénia e Leucocitose. In Medicina Interna de Pequenos Animais (3ª ed., pp. 1187 - 1190). Mosby Elsevier.

NIU C, LIU M., LI C., DU Z., GUO C. Thermodynamic description on the miscibility gap of the Mg-based solid solution in the Mg–Zn, Mg–Nd and Mg–Zn–Nd systems. CALPHAD: Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry 34 (2010) 428–433.

PARIS R. Ternary alloys. No. 45. Publications Scientifiques et Techniques du minist’ere de L’Air, Ministe` re de L’Air; 1934. p. 1–86.

PEREDA M.D, ALONSO C, BURGOS-ASPERILLA L, DEL VALLE J.A, RUANO O.A, PEREZ P, et al. Corrosion inhibition of powder metallurgy Mg by fluoride treatments. Acta Biomater 2010;6:1772–82.

PERSAUD-SHARMA, D., MCGOROM, A. Biodegradable Magnesium Alloys: A Review of Material Development and Applications. J Biomim Biomater Tissue Eng. 2012 February 3; 12: 25-39.

QUEIROZ, C.M.G.A., 2005, Cristalização de Biomateriais Vitrocerâmicos e Mineralização em Meio Fisiológico Simulado acelular. Tese de doutorado, Universidade de Aveiro, Aveiro, Portugal.

REBAR, A. (2003). Interpretacion del Hemograma Canino y Felino. Wilmington, Delaware: Nestlé Purina PetCare Company

RESENDE, C.X., 2007, Estudo teórico - experimental de duas soluções para testes de bioatividade e revestimento de metais, Dissertação - Universidade Federal do Rio de Janeiro, COPPE.

ROBINSON A. D., GRIFFITH R.W., SHECHTMAN D., EVANS R.B., CONZEMIUS M.G., In vivo antibacterial properties of magnesium metal against Escherichia coli, Pseudomonas aeruginosa and Staphylococcus aureus, Acta Biomaterialia, Vol. 6, (2010), p. 1869-1877.

156

RODAN G.A., Bone homeostasis, The National Academy of Sciences, USA Vol. 95, (1998), p. 13361-13362.

RUCDI T.P., MURPHY W.M., AO Principle of Fracture Management, AO Publishing, Dübendorf, Switzerland, (2002), p. 13–14.

SALAHSHOOR M., GUO Y.B. Numerical Modeling and Simulation of High Speed Machining Biomedical Magnesium Calcium Alloy. Proceedings from the Materials & Processes for Medical Devices Conference 2009 August 10–12, 2009, Minneapolis, Minnesota, USA, J. Gilbert, Ed., p 214-219.

SCHELLER, K.H., ABEL, T.H., POLANYI, P.E. et al. 1980, "Metal ion/buffer interactions. Stability of binary and ternary complexes containing 2-[bis(2- hydroxyethyl)amino]-2(hydroxymethyl)-1,3- propanediol (Bistris) and adenosine 5'-triphosphate (ATP)", FEBS Journal, v. 107, n. 2, pp. 455-466.

SEITZ JM, EIFLER R, STAHL J, KIETZMANN M, BACH W. Characterization of MgNd2 alloy for potential applications in bioresorbable implantable devices. Acta Biomaterialia, 8 (2012) 3852-3864.

SHI Z, SONG G, ATRENS A. Corrosion resistance of anodised single-phase Mg alloys. Surf Coat Technol 2006; 201:492–503.

SIEBEL, G. Technology of Magnesium and Its Alloys. Editora Beck, Londres, 1940. Apud Kainer, K.U. “Magnesium. Alloys and Technologies”.Wiley-VCH, Alemanha, 2003.

SONG G, ATRENS A, JOHN D, NAIRN J, LI Y. The electrochemical corrosion of pure magnesium in 1N NaCl. Corrosion Science.1997;39(5):855.

SONG G, ATRENS A, LI Y, ZHANG B. Negative Difference Effect of Magnesium. Proc. Corrosion and Prevention-97, Australasian Corrosion Association, Inc.; 1997. p. 38.

SONG G., Control of biodegradation of biocompatible magnesium alloys, Corrosion Science, Vol.49, No. 4, (2007), p.1696-1701.

SONG S., SONG G.L., SHEN W. and LIU M.. Corrosion and electrochemical evaluation of coated magnesium alloys.Corrosion. Vol. 68, No. 1, (2012), p. 015005-1-015005-12.

SONG Y., ZHANG S., LI J., ZHAO C., ZHANG X., Electrodeposition of Ca–P coatings on biodegradable Mg alloy: In vitro biomineralization behaviour, Acta Biomaterialia, Vol. 6, (2010), p. 1736–1742.

SPINELLI, MO; GODOY, CMSC; MOTTA, CM; CRUZ, JC; JUNQUEIRA, MS; MOTTA, CM. – Parâmetros hematológicos normais em coelhos Nova Zelândia do biotério da faculdade de Medicina da USP. RESBCAL, 1(3), 224-228,2012.

STAIGER, M. P. et al. Magnesium and its alloys as orthopedic biomaterials: A review. Biomaterials, v. 27, p. 1728-1734, 2006.

157

SUGUIHIRO, N. M. Processos de precipitação na liga supersaturada Cu-10at.%Co e sua influência nas propriedades magnéticas e de magneto-transporte Tese (doutorado)–Pontifícia Universidade Católica do Rio de Janeiro, Departamento de Engenharia de Materiais, 2013.

SUN Yu, ZHANG Baoping, WANG Yin, GENG Lin, JIAO Xiaohui. Preparation and characterization of a new biomedical Mg–Zn–Ca alloy. Materials and Design 34 (2012) 58–64.

SURYANARAYANA, C.; INOUE, A. Bulk Metallic Glass. Boca Raton: CRC Press, 2011.

THOMANN M., KRAUSE C., ANGRISANI N., BORMANN D., HASSEL WINDHAGEN T., H. A. Meyer-Lindenberg, J. Biomed. Mater.Res. Part 93 (2010) 1609e1619.

VANZILLOTTA, P.S., SADER, M.S., BASTOS, I.N. et al. 2006, "Improvement of in vitro titanium bioactivity by three different surface treatments", Dental Materials, v. 22, n. 3, pp. 275-282.

VIRTANEN, S. Biodegradable Mg and Mg alloys: Corrosion and biocompatibility. Materials Science and Engineering B, v. 176, p. 1600-1608, 2011.

WANG H.X., GUAN S.K., WANG X., REN C.X., WANG L.G. In vitro degradation and mechanical integrity of Mg–Zn–Ca alloy coated with Ca-deficient hydroxyapatite by the pulse electrodeposition process. Acta Biomaterialia, 6 (2010) 1743–1748.

WANG Y., WEI M., GAO J. Improve corrosion resistance of magnesium in simulated body fluid by dicalcium phosphate dihydrate coating, Materials Science and Engineering: C, Vol. 29, (2009), p. 1311-1316.

WANG, C.X., WANG, M., ZHOU, X., 2003, "Nucleation and growth of apatite on chemically treated titanium alloy: an electrochemical impedance spectroscopy study", Biomaterials, v. 24, n. 18, pp. 3069-3077.

WASIUR-RAHMAN S., MEDRAJ M.. Critical assessment and thermodynamic modeling of the binary Mg–Zn, Ca–Zn and ternary Mg–Ca–Zn systems.Intermetallics 17 (2009) 847–864.

WASIUR-RAHMAN S., MEDRAJ M.. Critical assessment and thermodynamic modeling of the binary Mg–Zn, Ca–Zn and ternary Mg–Ca–Zn systems.Intermetallics 17 (2009) 847–864.

WEN C.E., MABUCHI M., YAMADA Y., SHIMOJIMA K., CHINO Y., ASAHINA T., Processing of biocompatible porous Ti and Mg. Scripta Materialia. Vol.45, No.10, (2001), p.1147-1153.

WEN C.E., YAMADA,Y. SHIMOJIMA K., CHINO Y., HOSOKAWA H., MABUCHI M., Mater. Lett.58 (2004) 357e360.

WILLIAMS, D.F. (2008). On the mechanisms of biocompatibility.Biomaterials, 29, 2941.

158

WILLIAMS, D.F., 1987, Definitions in biomaterials. Elsevier ed. Amsterdam.

WITTE F, Fischer J, Nellesen J, Crostack H, Kaese V, Pisch A, Beckmann F, Windhagen H. In vitro and In vivo Corrosion Measurements of Magnesium Alloys. Biomateriails. 2006;27:1013-1018 [PubMed]

WITTE F, Hort N, Vogt C, Cohen S, Kainer K, Willumeit R, Feyerabend F. Degradable Biomaterials Based on Magnesium. Current Opinion in Solid State and Material Science. 2008;12:63–72.

WITTE, F. et al.In vivo corrosion of four magnesium alloys and the associated bone response. Biomaterials, 2005. 3357-3563.

WITTE, F. The history of biodegradable magnesium implants: A review. Acta Biomaterialia, v. 6, p. 1680-1692, 2010.

Xi, X. K. et al. Glass-forming Mg-Cu-RE (RE=Gd, Pr, Nd, Tb, Y and Dy) alloys with strong oxygen resistance in manufacturabilty. Jounal of Non-Crystalline Solids, 2004.105-109.

XIN, Y.; HU, T.; CHU, P. K. In vitro studies of biomedical magnesium alloys in a simulated physiological environment: A review. Acta Biomaterialia, v. 7, p. 1452-1459, 2011.

XU Z.G., SMITH C., CHEN S.O., SANKAR J., Mater. Sci. Eng. B 176 (2011) 1660e1665.

YAN T.T., TAN L.L., XIONG D.S., LIU X.J., ZHANG B.C., YANG K., Mater. Sci. Eng. C 30 (2010) 740e748.

YANG J., CUI F., LEE I.S., Surface modifications of magnesium alloys for biomedical applications, Annals of Biomedical Engineering, Vol. 39, No. 7, (2011), p. 1857- 1871.

ZBERG, B ; UGGOWITZER, PJ ; LOFFLER, JF. MgZnCa glasses without clinically observable evolution for biodegradable implants. Nature Materials, 2009, vol.8(11), pp.887-891.

ZHANG B.P., WANG Y. and GENG L..Research on Mg-Zn-Ca Alloy as Degradable Biomaterial. Capitulo 9 de livro 2011.

ZHANG E, YANG L, XU J, CHEN H. Microstructure, mechanical properties and bio-corrosion properties of Mg-Si(-Ca, Zn) alloy for biomedical application. Acta Biomater. 2010 may;6(5):1756-62.

ZHANG E., HE W., DU H., YANG K. Mater.Sci. Eng.A 488 (2008) 102e111.

ZHANG E.L., XU L.P., YU G.N., PAN F., YANG K., J. Biomed.Mater.Res. Part A 90 (2009) 882e893.

ZHANG X., YUAN G., MAO L., NIU J., DING W., Mater. Lett. 66 (2012) 209e211.

159

ZUCCHI F., GRASSI V., FRIGNANI A., MONTICELLI C., TRABANELLI,G. Electrochemical behaviour of a magnesium alloy containing rare earth elements, Journal of Applied Electrochemistry, Vol. 36, (2006), p. 195-204.