SPECIALIZAREA INGINERIE MEDICALA LUCRARE DE LICENTA CERCETARI PRIVIND INTERFATA METALO-CERAMICA IN RESTAURARI DENTARE DE TIP PFM COORDONATOR… [304183]

[anonimizat]: [anonimizat].dr.ing. [anonimizat]

2017

[anonimizat] a aliajelor

Capitolul 1. Aspecte privind componentele aliajelor dentare

1.1. Ceramica dentară

1.2. [anonimizat]

1.3. Influența elementelor de aliere asupra proprietăților Co și aliajelor sale

1.4. Metode de obținere și prelucrare

1.5. [anonimizat]-Mo

Capitolul 2. Elaborarea aliajului si turnarea pieselor

2.1. Cuptorul pentru elaborarea și turnarea în vid a aliajelor

2.1.1. Caracteristicile tehnice ale cuptorului

2.2. Elaborarea și turnarea aliajului

Capitolul 3. Materiale si metode folosite in cercatarile experimentale

3.1.Materiale utilizate in cadrul experimentarilor

3.2. Metode de investigare utilizate in programul experimental

3.2.1. Dilatarea termica

3.3. Executarea modelului ușor fuzibil

3.3.1 Construirea matriței pentru executarea modelelor ușor fuzibile

Capitolul 4. [anonimizat]

4.1. Restaurari dentare de tip PFM

4.2. [anonimizat]

4.3. Teste de compatibilitate

Capitolul 5. Rezultate esperimentale si interpretarea lor

Capitolul 6.

[anonimizat] a proprietăților mecanice ale suprafeței sau cu scop estetic. [anonimizat], din punct de vedere al compatibilității termice între materialul de bază și depunerea ceramică. Cum aceste depuneri ceramice se realizează la temperaturi foarte ridicate apare necesitatea estimării proprietăților termofizice în vederea anticipării comportamentului termic.

[anonimizat], depind de procesul de acoperire. Astfel, este aproape imposibilă estimarea proprietăților termofizice ale unei acoperiri ceramice pornind de la starea inițială a materialului de acoperire. Pentru a [anonimizat], măsurătorile proprietăților termice trebuie realizate și direct pe compozitul multistrat.

[anonimizat] a [anonimizat]-Cr/ceramică dentară.

În literatura de specialitate nu este stabilită o [anonimizat]. [anonimizat], sticle și lianți organici. [anonimizat], obținute la temperaturi înalte cu punct de plecare de la o pulbere, a [anonimizat]. Termenul de ceramică dentarăpare a corespunde mai mult compoziției și proprietăților maselor ceramice utilizate în stomatologie.

Dezvoltarea maselor ceramice constituie la ora actuală unul din capitolele cele mai interesante și mai dinamice din studiul materialelor dentare. Deoarece biocompatibilitatea și estetica maselor ceramice nu sunt puse la îndoială, singurul punct slab al acestora îl constituie rezistența mecanică redusă. De aceea ceramica se utilizează încă cu precădere pentru placarea scheletelor metalice, care asigură rezistența mecanică necesară.

Capitolul 1. Aspecte privind componentele aliajelor dentare

1.1. Ceramica dentară

Din punct de vedere etimologic termenul ceramică provine de la cuvîntul grecesc KERAMOS,care constituie materia primă a olarilor(KERAMON=ARGILE , KERAMIN=CERAMICĂ).

Tehnicile și sistemele ceramice s-au dezvolatat rapid ,apârand modificări importante în compoziția și tehnologia de lucru.

În 1958 Weinstein pune la punct ceramica cu temperatură joasă de sinterizare care a permis realizarea de reconstituiri metalo-ceramice pe metale nobile,iar în 1970 pe aliaje nenobile.Astfel se poate spune că începe era metalo-ceramicii.

În 1962 firmele Vita și Degussa lansează sistemul metalo-ceramic VMK,iar în 1965 McLean și Hughes realizează ceramica aliminoasă,relansând coroanele Jacket.În 1966 firmele De Trey și Heraeus elaborează procedee și sisteme comerciale metalo-ceramice pentru aliajele nobile.

În 1984 O’Brien pune la punct ceramica magnezică,iar în 1985 M.Sadoun concepe o nouă compoziție pentru ceramică (85% alumină) și un nou procedeu de realizare a restaurărilor integral ceramice In Ceram care a fost brevetat in 1989(VITA).

În 1987 Morman și Brandestini lansează cu ajutorul firmei Siemens tehnica CAD/CAM,Cerec prin care se realizează reconstituiri protetice în sistem computerizat.

În același an Jeneric/Pentron (SUA) lansează sistemul integral ceramic Optec,iar în 1990 Ivoclar promovează sistemul IPS Empress ce constă în realizarea prin injectare la temperatură înaltă a uni nucleu ceramic ce va fi placat ulterior cu ceramică,clasic.Între 1980 și 1990 apar ceramicele sticloase și aluminoase,crescând astfel interesul pentru sitemele integral ceramice.În condițiile de dezvoltare continuă a sistemelor ceramice este de așteptat ca în viitor sistemele integral ceramice să înlocuiască lucrările mixte metalo-ceramice.

Proprietatile fizice si mecanice

1) Porozitatea. Aparitia de incluziuni de aer in masa ceramica este inevitabila in cursul procesului de sinterizare. Golurile de aer din masa ceramica determina o structura mai poroasa, deci o rezistenta si transluciditate mai reduse.

Arderea in vacuum determina eliminarea porilor, iar racirea sub presiune determina reducerea

dimensiunilor porilor. Portelanul dentar ars in atmosfera are o porozitate de 5-7% in timp ce probele

tratate termic in vid au o porozitate intre 0,5-0,7%.

2) Duritatea maselor ceramice utilizate in practica stomatologica este de 6,5 (scara mohs), depasind duritatea smaltului dentar. Pornind de la aceasta caracteristica, duritatea este considerata unul dintre dezavantajele maselor ceramice, producand abrazarea neuniforma a dintilor antagonisti.

3) Rezistenta maselor ceramice dentare este dependenta in mare masura de compozitia si structura interna, precum si de eventuala prezenta a golurilor si bulelor de aer care scad rezistenta maselor ceramice dentare.

Condensarea si procedeul de ardere influenteaza rezistenta acestor lucrari ceramice. Daca arderea nu este completa sau din contra, daca masa ceramica a fost supraarsa, rezistenta scade.

Un alt factor care influenteaza rezistenta este modul de racire. Daca se realizeaza o racire rapida creste riscul aparitiei fisurilor de suprafata si scade rezistenta masei ceramice.

Rezistenta la tractiune este sub 34 MPa, ea fiind considerata mica, dar nu prezinta importanta in practica stomatologica, avand in vedere fortele de tractiune relativ scazute ce actioneaza asupra lucrarilor protetice fixate in cavitatea bucala.

Rezistenta la indoire sau rupere.

Rezistenta la indoire a maselor ceramice dentare este destul de mica, avand valori cuprinse intre 62-90 MPa, fapt ce a determinat pe multi cercetatori sa caute o solutie in sensul cresterii acesteia. J. W. Mclean a introdus oxidul de aluminiu ca material de intarire.

Rezistenta la rupere este de 110 MPa.

Rezistenta la presiune este de 172 MPa si este mult superioara fortelor masticatorii ce se dezvolta la nivelul aparatulul dento-maxilar.

4) Intervale de topire. In functie de intervalul de temperatura in care se produce inmuierea progresiva a maselor ceramice dentare, aceste a se impart in 3 grupe:

– mase ceramice cu fuziune inalta – interval 1200-1400°C;

– mase ceramice cu fuziune medie – interval 1050-1200°C;

– mase ceramice cu fuziune joasa -800-1050°C.

5) Conductivitatea termica este foarte slaba (0,0030°C/cm) datorita absentei electronilor liberi din structura. Acest fapt indica ceramica drept un biomaterial izolant, de protectie termica a structurilor dentare.

6) Dilatarea termica. Existenta componentelor cu coeficienti de dilatare diferiti va determina aparitia tensiunilor interne in masa ceramica care vor duce la formarea fisurilor sau fracturilor. Pentru ca aceste mase sa poata fuziona fara acumulare de tensiuni interne, coeficientul lor de dilatare trebuie sa fie cat mai apropiat. Acest lucru este valabil si pentru masele ceramice arse pe metal.

Ceramica aluminoasa si magnezica are coeficientul de dilatare termica mult mai mic.

7) Contractia este unul dintre marile dezavantajele maselor ceramice dentare.

Factorii care pot influenta contractia maselor ceramice sunt:

a) granulatia masei ceramice dentare: Prin folosirea maselor ceramice dentare cu granule de marimi si forme diferite, se reduce mult gradul de contractie al masei respective, acest lucru datorandu-se micsorarii spatiului liber dintre granule.

Masele ceramice care au in compozitia lor granule de aceeasi dimensiune au spatiul liber intre acestea de pana la 45% din volumul total. Masele ceramice care au in compozitia lor granule de doua dimensiuni au spatiul liber redus la 25%, iar acolo unde se folosesc trei dimensiuni ale granulelor, spatiul liber dintre ele este de 22%.

b) tehnica de condensare. Printr-un procedeu bun de condensare aceste spatii se pot reduce. In ultimul timp, prin introducerea arederii in vid a maselor ceramice dentare, s-a obtinut reducerea considerabila a spatiilor libere dintre particule, fara a inlatura complet contractia. Metode de condensare folosite sunt: spatularea, vibrarea, magnetizarea, sugativarea, presarea, etc. Din tabelul 3 se poate constata ca vibrarea reduce totusi cel mai mult contractia. Se pot combina, cu bune rezultate, doua sau mai multe tehnici de condensare.

c) contractia de ardere. Directia de ardere ramana cea mai importanta cauza a contractiei maselor ceramice. Prima faza a contractie se produce in timpul uscarii, prin evaporarea alcoolului sau a apei din compozitia masei ceramice. A doua faza de contractie se produce la temperatura de 600-800°C, prin arderea adaosurilor organice utilizate ca liant in masa ceramica. In timpul arderii se produce a treia faza a contractiei, datorita eliminarii bulelor de aer care, cu toata condensarea facuta, mai raman in masa ceramica in numai destul de mare. Asa cum afirma majoritatea studiilor de specialitate, toate masele ceramice dentare au tendinta ca la ardere sa ia forma sferica, reducerea producandu-se in directia masei mai mari. Experienta a aratat ca masele ceramice cu o temperatura de topire joasa au un grad de contractie mai mare fata de cele cu punct de topire inalt. Pana la ora actuala nu exista masa ceramica dentara lipsita de contractie.

8) Proprietati optice.

Cromatica. Pigmentii folositi in ceramica dentara sunt oxizi metalici (tabelul 4), aurul coloidal (culoarea roz) sau diferite sisteme oxidice, care insa se folosesc in cantitati extrem de mici.

Transluciditatea: Masele ceramice arse in vid sunt cca. 20 de ori mai translucide decat cele arse in atmosfera, datorita eliminarii incluziunilor de aer din masa ceramica.

Izotropia: Ceramica are o structura amorfa, fiind un material izotrop. Smaltul dentar, avand o structura cristalina, reflecta diferit lumina in comparatie cu ceramica

Proprietati chimice

Masele ceramice sunt foarte rezistente la atacul chimic, fiind inerte la variatiile largi ale pH-ului in cavitatea orala. Expunerea excesiva la floruri poate sa duca la o degradare chimica a suprafetelor ceramice smaltuite. Acest lucru poate favoriza acumularea de bacterii la nivelul rugozitatilor formate si aparitia unor procese inflamatorii la nivelul gingiei.

Proprietati biologice

Majoritatea publicatiilor de specialitate considera masele ceramice ca fiind neutre din punct de vedere biologic, datorita stabilitatii chimice in mediul bucal, suprafetelor extrem de netede si tensiunii superficiale scazute, care nu permit aderarea bacterilor din mediu bucal de suprafata dintiilor ceramici.

1.2 Diagrama de faza Co-Cr

Relațiile dintre faze. După un prim studiu superficial asupra structurii (K. Lewkonja 1908), F. Wever, U. Haschimoto, H. Lange publică o diagramă de faze care, deși se bazează pe investigații cuprinzătoare, poate fi considerată numai o schiță calitativă a domeniilor fazelor. Diagrama (A.R.Elsea, A.B.Westerman și G.K.Manning, 1949) este caracterizată de existența a două faze intermediare, o fază de compoziție singulară CrCo (46,88 %gr Cr) și o fază de compoziție variabilă (indicată ulterior cu σ ) cu aproximativ 55-62 % gr Cr sau 58-65 %at Cr. Nu s-a încercat o determinare precisă a limitelor soluției solide principale și a fazei intermediare σ; rata de difuzie, la fel la temperaturi înalte, dovedește a fi extrem de joasă, acest lucru fiind studiat ulterior (J.W.Weeton, 1952). La reinvestigarea mai atentă a diagramei (Y.Matsunaga, 1931), trăsăturile esențiale în acord cu diagrama găsite (F. Wever, U. Haschimoto, H. Lange), cu excepția numai a acestei faze intermediare σ, cu aproape 53,5-62 %gr (56,6-65 %at) Cr, a arătat că există. U.Haschimoto (1937) publică o diagramă de faze care, în acord cu o scurtă declarație, a fost remisă pe baza unei lucrări autentice (F. Wever, U. Haschimoto, H. Lange și Y.Matsunaga).

Fundamental, diagrama pare a fi o combinație de rezultate ale lui F. Wever, U. Haschimoto și Y.Matsunaga. Aceasta este caracterizată de existența fazei CrCo (după F. Wever, U. Haschimoto), rezultată în urma unei reacții peritectoide de α și σ la aproape 12600C și de descompunerea eutectoidală din nou în α și σ la aproximativ 9400C. Denumirea CrCo este însoțită de o problemă de marcă, probabil indicând această dovada neconcludentă legată de prezența acestei faze, raportată de F. Wever, U. Haschimoto și neevidențiată de Y.Matsunaga, a fost găsită.Diagrama de faze prezentată în Fig.1. este fundamentală datorită acestora (A.R.Elsea, A.B.Westerman și G.K.Manning). Curbele lichidus și solidus ale aliajelor urcă până la aproape 65 %gr Cr conform cercetărilor făcute de F. Wever, U. Haschimoto și A.G.Metcalfe(1953). Temperatura eutectică găsită a fi 14080C (F. Wever, U. Haschimoto), 1393 (Y.Matsunaga) și 1401 (A.G.Metcalfe) a fost înlocuită cu o valoare medie 14000C (A.R.Elsea, A.B.Westerman și G.K.Manning). Compoziția eutectică a fost stabilită la 42 %gr ( 45 %at)Cr de (F. Wever, U. Haschimoto, Y.Matsunaga, A.R.Elsea, A.B.Westerman și G.K.Manning); A.G.Metcalfe găsește posibile valori mai precise de 4205 %gr (45,5 %at)Cr. Limitele fazelor ε, α, δ, σ și β au fost evidențiate prin analizele micrografice ale aliajelor, distingându-se de la temperaturi variate cuprinse între 600 și 13000C după recoacere pentru numai 50-65 ore, indiferent de temperatură. Admitând-ul, acest timp este de departe insuficient pentru a atinge echilibrul; în orice caz, o metodă grafică specială a fost revindecată pentru a permite extrapolarea valorilor la echilibru. Domeniul de omogenitate a fazei σ a fost dat ca fiind 56,6-61 %atCr. În orice caz, dincolo de 39 %atCr, limitele sunt influențate de o eroare de 2 %gr (2 %at)Cr. Diagrama parțială propusă de A.G.Metcalfe este aproape în acord cu cea emisă de A.R.Elsea, A.B.Westerman și G.K.Manning. Principalele diferențe constau în asumarea transformării polimorfice a Co la 1120-11450C și a unor schimbări minore legate de această transformare; vezi punctele date în Fig.1. Transformarea magnetică a soluție solide bogată în Co a fost studiată de K. Lewkonja(1908) și K. Honda(1910). Este un substanțial acord între rezultate; de fapt date de la F. Wever, U. Haschimoto, H. Lange și Y.Matsunaga coincid foarte bine. Tempraturile de transformare ε, → α (F. Wever, U. Haschimoto, H. Lange și Y.Matsunaga) nu este în acord pentru aliajele cu mai mult de 5 %grCr. Aspectul curbelor de transformare în fig.1 au fost media datelor (F. Wever, U. Haschimoto, H. Lange și Y.Matsunaga) și diferă de cele propuse de .R.Elsea, A.B.Westerman și G.K.Manning; aparent nu sunt bazate pe date experimentale.

Faza σ. A fost sugerată prima dată de A.H.Sully și T.J.Heal, faza din domeniul (56,6-61)%atCr este o fază σ [dincolo de 39%atCr, limitele sunt influențate de o eroare de 2 %gr (2 %at)Cr]. Aceasta a fost confirmată de (P.A.Beck și W.D.Manly, P.Duwez și S.R.Baen, P.Pietrokowsky și P.Duwez) și alți cercetători (S.Rideout, W.D.Manly, E.Lkamen, B.S.Lement și P.A.Beck) au determinat domeniul de omogenitate la 12000C a fi (58,6-63)%atCr. (P.Duwez și S.R.Baen) propun o celulă tetragonala pentru sistemul de cristalizare cu a = 6,205Å, c = 9,030Å, c/a = 1,455. (G.J.Dickins, A.M.B.Douglas și W.H.Taylor) sugerează o celulă tetragonală cu 30 de atomi și o atribuie ca o mare similitudine la structura β-U. Mai târziu, ei au dat parametrii ca a = 8,80Å, c = 4,56Å, c/a = 0,518 pentru un singur cristal cu 56,4 %atCr (G.J.Dickins, A.M.B.Douglas și W.H.Taylor). J.S.Kasper, B.F.Decker și J.R.Belanger raportau parametrii unui singur cristal cu 52,8 %atCr a fi a = 8,75Å, c = 4,54Å, c/a = 0,519 (16 Cr și 14 Co atomi pe unitatea de celulă corespunzând la 53,34 %atCr). Mai tărziu autorii (G.J.Dickins, A.M.B.Douglas și W.H.Taylor) au publicat o structură mai exactă a fazei σ. Este evidentă o ordine de distribuție a atomilor de Co și Cr în spațiile atomice.

1.3. Influența elementelor de aliere asupra proprietăților Co și aliajelor sale

Domeniul soluției solide primare a diferitelor elemente în crom este în concordanță, cu mici excepții, cu diferența între razele atomilor. Formarea soluției solide este improbabilă dacă diferența între razele atomilor cobaltului și elementului dizolvat depășește 15%. Din acest punct de vedere, elementele pot fi împărțite în două grupe. În prima grupă se găsesc elementele a căror raze atomice diferă cu mai mult de 15% față de a cromului: Ba, Bi, Cd, Cs, Ca, C, In, Pb, Li, Mg, Hg, Ru, Sc, Se, Na, Sr, Te, Tl. Studiul diagramelor de echilibru a demonstrat că aceste elemente sunt insolubile sau foarte puțin solubile în Co. Ele sunt considerate în cele mai numeroase cazuri ca impurități, deoarece formează cu cromul eutectice ușor fuzibile sau compuși intermetalici, care măresc fragilitatea și înrăutățesc prelucrabilitatea prin deformare a cromului și aliajelor sale. A doua grupă cuprinde elemente cu rază atomică ce nu depășește cu ±15% pe cea a cobaltului: Al, Be, Cr, Cu, Ga, Ge, Au, Fe, Mn, Mo, Ni, Nb, Os, Pd, Pt, V, Si, Ag, Ta, Ti, W, Zr e.t.c. O mare parte din metalele din această grupă reprezintă principalele elemente de aliere ale cromului (Fe, Mo, Co, Ta, Ti, V, Y, Zr, W, Ni, Si). Pe lângă raza atomică mai există o serie de factori care influențează domeniul de solubilitate. Astfel, acesta este micșorat pentru elementele care tind să formeze compuși definiți. De asemanea, solubilitatea este cu mult mai mică cu cât electropozitivitatea sau erlectronegativitatea față de Co este mai mare. Un alt factor care influențează domeniul de solubilitate este și valența. Un metal tinde să formeze o soluție solidă cu un element cu valență mai mare decât cel cu valență mică. De exemplu, Cu și Ag, metale monovalente nu sunt solubile în stare solidă în Co, pe când Cr, Fe, Mn, Mo, Ti, W, e.t.c. se pot dizolva până la 10%. Pentru Nb, Pd, Ta, limita de solubilitate este mai mică, maxim 5%, deoarece acestea formează compuși intermetalici. Structura electronică este, de asemenea, un factor important în analiza comportării aliajelor și pentru determinarea compoziției la care apar fazele caracteristice. Este necesar să se cunoască rolul electronilor de valență sau stratul d incomplet, pentru a se putea cunoaște proprietățile magnetice și de absorție a razelor X, pentru aliajele de Co cu elemente de tranziție.

1.4. Metode de obținere și prelucrare

Aliajele Co-Cr-Mo

Cobaltul apare în mod natural în roci purtătoare de nichel și depozitele de sulfură de nichel-cupru și, prin urmare, este cel mai adesea extras ca un produs secundar al nichelului și cuprului. Potrivit Institutului de Dezvoltare a Cobaltului, circa 48% din producția de cobalt provine din minereuri de nichel, 37% din minereurile de cupru și 15% din producția primară de cobalt. Minerele principale de cobalt sunt cobalt, eritrit si glaucodot. Tehnica de extracție folosită pentru producerea metalului cobalt rafinat depinde de faptul că materia primă este sub formă de minereu de sulfură de cupru-cobalt, concentrat de sulfat de cobalt-nichel, minereu de arsenid sau nichel-laterit minereu. După ce catodii de cupru sunt produși din sulfuri de cupru conținând cobalt, cobaltul, împreună cu alte impurități, este lăsat pe electrolitul uzat. Impuritățile (fier, nichel, cupru, zinc) sunt îndepărtate și cobaltul este precipitat în forma sa de hidroxid folosind var. Cobaltul metalic poate fi apoi rafinat de la acesta folosind electroliza, înainte de a fi spart și degazat pentru a produce un metal pur comercial.

Cobaltul care conține minereuri de sulfură de nichel este tratat folosind procesul Sherritt, numit după Sherrit Gordon Mines Ltd. (acum Sherritt International). În acest procedeu, concentratul de sulfat care conține mai puțin de 1% cobalt este presurizat la temperaturi ridicate într-o soluție de amoniac. Atât cuprul cât și nichelul sunt îndepărtate în serie de procese de reducere chimică, lăsând doar sulfuri de nichel și cobalt. Lichidarea prin presare cu aer, acid sulfuric și amoniac recuperează mai mult nichel înainte ca pulberea de cobalt să fie adăugată ca semințe pentru a precipita cobaltul într-o atmosferă de hidrogen gazos. Minerele de arsenide sunt prăjite pentru a elimina majoritatea oxidului de arsenic. Minerele sunt apoi tratate cu acid clorhidric și clor sau cu acid sulfuric, pentru a crea o soluție de curgere care este purificată. Din acest cobalt se recuperează prin rafinare electrolitică sau precipitare cu carbonat.. Minerele din rocile cu continut ridicat de nichel-cobalt pot fi topite și separate prin tehnici de piroetalurgie sau prin tehnici hidrometalurgice care utilizează soluții de acid sulfuric sau de amoniac.

Conform estimărilor , producția mondială de cobalt a fost de 88 000 de tone în 2010. Cea mai mare țară producătoare de minereu de cobalt în această perioadă a fost Republica Democrată Congo (45 000 tone), Zambia (11 000) și China (6 200 ). Rafinarea cobaltului are loc deseori în afara țării unde se produce inițial concentrația de minereu sau de cobalt. În 2010, țările care au produs cele mai mari cantități de cobalt rafinat au fost China (33.000 de tone), Finlanda (9.300) și Zambia (5.000).

Producerea componentelor protetice prin turnare este o practica atractiva deoarece se pot obtine forme de complexitate ridicate cu operatii si costuri minime. Aliajele Co-Cr-Mo se toarna in domeniul de temperaturi cuprins intre 1350-14500C, turnarea se face de regula prin procedee speciale de formare-turnare, pentru a se obtine dimensiuni precise si calitate superioara a suprafetei pieselor turnate. Au fost facute numeroase studii pentru a se identifica si imbunatati natura fazelor structurale din piesele turnate. Structura fragila a fazelor de carbura de crom si molibden si a fazelor intermetalice precum si distributia lor sunt responsabile de ductilitatea redusa (alungirea 5-8%) a acestor aliaje in stare brut turnata. De asemenea neomogenitatea structurala a pieselor turnate afecteaza rezistenta la coroziune.   Pentru imbunatatirea tuturor caracteristicilor mecanice si de rezistenta la coroziune aceste aliaje, dupa turnare, se supun la diverse tratamente termice de recoacere si imbatranire in scopul cresterii omogenitatii chimice si structurale. De asemenea aceste aliaje sunt susceptibile si la alte tratamente ca microalierea in faza de elaborare (aliajul Muller), tratamente termomecanice prin deformare plastica  si altele, asa cum sunt prezentate in tabelul 5.9.

Tabelul 5.9 Caracteristicile mecanice obtinute in aliajele    Co-Cr-Mo in urma aplicarii unor tratamente termice si termomecanice

Compozitia eterogena a structurii turnate (fig. 5.18), afecteaza toate proprietatile mecanice si rezistenta la coroziune, in consecinta aliajul dupa turnare se supune tratamentelor termice. Primul tratament termic consta dintr-o recoacere la 12300timp de o ora urmat de racirea fortata in aer sau apa. Rezultatul tratamentului consta in omogenizarea partiala a structurii de turnare prin dizolvarea carburilor si a fazelor intermetalice  in faza ,, a matricei (fig.5.19). Cu acest prim tratament se obtine o crestere sensibila a plasticitatii aliajului manifestata prin dublarea alungirii (de la 5-8% la 11-17% dupa recoacere). Tratamentul de recoacere la temperaturi inalte poate declansa inceputul topirii interdendritice cu aparitia fazei lichide de-a lungul limitei dintre graunti, cu posibilitatea de fragilizare a structurii metalice, care poate favoriza fisurarea sub sarcina. Prin aplicarea unor tratamente de imbatranire a aliajului turnat, dupa recoacerea la temperaturi inalte, s-a reusit sa se obtina o structura mai omogena in aliaj,  cu ameliorarea proprietatilor de rezistenta si ductilitate.

Tratamentul de imbatranire are loc la cca. 6500C, timp de 20 de ore, cand structura C.F.C. stabila la peste 8900 C se transforma in structura H.C. cu formare de benzi metastabile, in care precipita carburile complexe de tipul M23 C6.

Imbunatatiri sensibile ale tuturor caracteristicilor mecanice in aliajele CoCrMo turnate se pot obtine (asa cum rezulta din tabelul 5.10) prin urmatoarele tratamente:

–          microalierea cu azot (max. 0,2%) a aliajului, conduce la formarea de carbonitruri intragranulare si precipitate de faza    (diagrama Co-Cr). Aceste aliaje studiate de Muller poarta denumirea comerciala de ENDOCAST si se caracterizeaza prin proprietati de rezistenta si tenacitate ridicate (tabelul 5.9). Tratamentul termic al acestor aliaje consta dintr-o imbatranire artificiala la 8150 C timp de 4 ore, urmata de o normalizare la 12250C timp de 4 ore, cu racire rapida. Recoacerea la temperaturi inalte are scopul de a realiza punerea in solutii a carbonitrurilor formate in structura aliajului;

–          microalierea cu Al, B, Nb, Ta, Ti, Zn in proportie de max. 0,1 %, conduce de asemenea la cresterea ductilitatii si rezistentei aliajelor. Si aceste aliaje sunt apoi tratate termic prin recoacere- imbatranire pentru punerea in solutie a carburilor formate prin microaliere cu elemente carburigene;

–          deformarea plastica cald a aliajelor turnate asigura de asemenea inalte proprietati de rezistenta si tenacitate. Forjarea si matritarea acestor aliaje este posibila la 12000C cand se produce fragmentarea si distributia carburilor rezultate la turnare si a retelelor intermetalice.

Tabelul 5.10 Proprietatile mecanice ale aliajelor din sistemul     Co Cr Mo forjate

1.5. Biocompatibilitatea aliajelor Co-Cr-Mo

Biocompatibilitatea aliajelor Co-Cr-Mo În toate cazurile, introducerea unui implant într-un organism, este susceptibil de a antrena interacțiuni chimice, mecanice, electrice, termice, magnetice, atomice. Pentru a sublinia acest risc, în introducerea normei 5832 se precizeză: ,,Nu există în prezent nici un produs cunoscut, utilizat în fabricarea implanturilor chirurgicale, care să nu exercite absolut nici un efect defavorabil în corpul uman. Între timp, oexperiență clinică de lungă durată în utilizarea produsului la care se face referire în prezenta parte din ISO 5832, a arătat că un nivel acceptabil de răspuns biologic poate fi obținut, când produsul este utilizat într-un cadru adaptat de aplicații”. Studiind protezele explantate, ale căror cel puțin unul dintre componenți era din aliaj cobalt-crom, Jacobs și coloboratorii au arătat că între cap și gât se formează un strat fin, dintr-un amestec de oxizi și de cloriți. Mai jos pe gât, dar și în pseudocapsula articulară, în membranele de la interfața os-implant, precum și în lacunele de osteoliză femurală, se observă aceste depuneri mult mai dese de hidratortofosfat de crom.

În numeroase cazuri aceste particule identice au fost găsite la nivelul suprafețelor de contact din polietilenă, sugerând participarea lor în uzura a trei componente și creșterea resturilor de polietilenă. Studii în vitro au arătat că fosfatul de crom este un activator de macrofaze și de monocite. El stimulează resorbția ososoasă în culturile de organe Mathiesen raportează o necroză extensivă a țesuturilor periprotetice la revizuirea a patru proteze LORD. Țesuturile, înconjurând protezele corodate la nivelul joncțiunii cap gât, prezenta o înmulțire de celule uriașe și o infiltrare de limfocite și plasmocite. Din studiile efectuate de Haynes, în 1993, reiese că, particulele de uzură de la aliajul Ti 6Al 4V sunt puțin toxice chiar la o concentrație înaltă, în timp ce, particulele de cobalt-crom sunt foarte toxice. Kreibich și colaboratorii au arătat că există o creștere a procentului de cobalt în serul pacienților purtători de implanturi din cobalt-crom, probabil prin frecare. Jacobs, studiind pacienții purtători de proteze Mac Kee-Farrar de mai mult de 20 ani, a găsit o creștere a conținutului de crom de 9 ori în ser și de 13 ori în urină iar conținutul de cobalt era crescut de 3 ori. În 1997 Brodner a dovedit că la utilizarea protezei, în contactul metal-metal, intervine o creștere foarte clară a nivelului de cobalt în ser (1,1 μg/l), fără răsunet clinic deosebit. Nichelul și molibdenul sunt rapid transportați și eliminați în urină. Cobaltul este în mod egal eliminat prin urină dar mult mai lent. El este stocat în splină, plămăni și în firele de păr. La nivelulu acestuia, procentul de cobalt, după punerea la loc a unei proteze metal-metal tip Mac Kee, este multiplicat printr-un procent variant de 10 la 20. O parte din crom se elimină prin urină iar o altă parte se acumulează în organism, în particular, în splină. La fel se întâmplă și cu titanul. Vanadiul este eliminat rapid prin urină precum aluminiul.

CAPITOLUL 2. Elaborarea aliajului si turnarea pieselor

2.1. Cuptorul pentru elaborarea și turnarea în vid a aliajelor

În ultimii ani s-a dezvoltat metoda elaborării și turnării sub vid a aliajelor în cadrul turnării de precizie. La început turnarea în vid a fost utilizată pentru turnarea super-aliajelor pe bază de nichel, în prezent turnarea extinzându-se și la aliajele pe bază de cobalt, fier precum și a altor aliaje. Desfășurarea procesului tehnologic, la producerea de piese prin procedeul turnării de precizie, este aceeași atât la turnarea în aer cât și la turnarea în vid. Diferența semnificativă este de turnare și posibilitatea unui control mai riguros la turnarea sub vid. În cazul nostru dispunem de Instalatia de retopire cu arc elerctric in vid MRF ABJ 900.

Instalatia de retopire cu arc elerctric in vid MRF ABJ 900

Instalatia permite obtinerea oricãror tipuri de probe metalice (baza Fe, Co, Cr, Zr, Ti) in vid sub atmosferã protectoare de argon; puterea de topire este de minimum 55 kVA, temperatura maximã realizatã este de 3.700°C, iar nivelul maxim al vidului atinge valori de ordinul 10-6 mbar.

Pentru studiul proceselor de elaborare si rafinare, laboratorul dispune de o instalatie INJECT de injectare a materialelor pulverulente in topituri metalice si de aparate si instalatii de simulare a injectãrii gazelor in topituri.

2.1.1.Caracteristicile tehnice ale cuptorului

Aliajele metalice au fost obținute în laboratorul ERAMET UPB-SIM, folosind un cuptor de retopire cu arc în vid (RAV) model MRF ABJ 900, instalație care are următoarele caracteristici:

cameră de lucru confecționată din oțel inoxidabil 304L cu pereți dubli și răcire cu apă;

baza camerei de lucru confecționată din aluminiu;

încărcarea se realizează prin clopotul articulat la partea posterioară;

vizualizare: creuzetul și electrodul pot fi observate prin fereastra de vizitare cu diametrul de 4'' plasată în partea anterioară a cuptorului; în partea posterioară se găsește o fereastră pentru iluminat cu diametrul de 1'';

fereastra de vizitare este dotată cu un geam de sudură rabatabil pentru protecția vederii în timpul topirii;

creuzetul din cupru al cuptorului prezintă o serie de cavități și este fixat de baza răcită cu apă a cuptorului;

cabluri de alimentare cu energie electrică răcite cu apă care alimentează curent la electrod și baza cuptorului;

camera de lucru cu formă de clopot este montată pe un cadru care înconjoară aparatul de sudură, pentru a reduce suprafața cuptorului;

un electrod neconsumabil din wolfram thoriat (¼'' DIA. x 3,00'' lg.) montat central care permite mișcări radiale astfel încât să se poată acoperi întreaga suprafață a creuzetului;

burduful de protecție care acoperă electrodul pentru a preveni apariția pericolului de electrocutare în timpul funcționării;

sistem de vidare avansată (10-4-10-5 torr) format dintr-o pompă de vidare preliminară și o pompă de difuzie;

analizor de oxigen cu un domeniu de măsurare de 0 – 10000 ppm;

mecanism de încărcare suplimentară în timpul topirii;

supapă de evacuare la 2 PSI, atașată la camera de lucru pentru a menține o presiune pozitivă în interiorul acesteia, prevenind pătrunderea gazelor în cuptor.

Fig. 3.3. Cuptor de retopire cu arc în vid MRF ABJ 900.

2.2.Elaborarea și turnarea aliajului

La turnarea cu modele ușor fuzibile, topirea și turnarea sunt în general diferite de cele din cazul turnătoriilor obișnuite. Condițiile de umplere a formelor și calitatea pieselor cer o pregătire corespunzătoare a șarjelor. În acest caz cele mai indicate cuptoare de topire sunt cele de capacitate mică cu topire prin inducție.

Procedura de lucru pentru topirea unei șarje în cuptorul MRF ABJ 900 cuprinde următoarele etape:

Pornirea

1. Pe panoul de control al generatorului se verifică următoarele:

întrerupătorul POWER este în poziția OFF

comutatorul POLARITY este în poziția GTAW (gas tungsten arc welding)

butonul ARC FORCE CONTROL este adus la 0

comutatorul HOT START este în poziția OFF

întrerupătorul OUTPUT are setarea REMOTE

întrerupătorul AMPERAGE CONTROL are setarea REMOTE

comutatorul ADJUST de reglare a amperajului este poziționat la valoarea maximă necesară pentru aplicația dorită.

2. Se verifică următoarele:

supapa de vid este în poziția închis

supapa debitmetrului de gaz este închisă, rotită complet în sens orar

robinetul principal de admisie a apei este închis

Având toate supapele în pozițiile corespunzătoare, execută următorii pași:

se deschide sursa principală de apă

se deschide sursa principală de gaz

se pornește alimentarea cu energie electrică

3. Se deschide clopotul și se introduc probele.

4. Se închide clopotul și se asigură cu cele 3 închizătoare.

Pregătirea atmosferei

1. Cuptorul trebuie să fie închis și închizătoarele articulate fixate.

2. Se deschide robinetul principal al distribuitorului de admisie a apei.

3. Butonul POWER de pe sursa aparatului de sudură trebuie comutat în poziția ON. Acesta se va aprinde.

4. Pentru a menține presiunea dorită în camera de lucru este necesară doar reglarea robinetului de control al debitului aflat pe debitmetrul de gaz.

Vidarea preliminară:

1. Comutatorul CB1 de pe panoul de control al sistemului de vidare se rotește în poziția ON (I).

2. Se apasă butonul POWER ON RESET de pe panoul de comandă al sistemului de vidare; butonul se va aprinde.

3. Se rotește comutatorul de selecție de pe panoul de control al sistemului de vidare în poziția BACKING PUMP ON; se va aprinde indicatorul BACKING PUMP RUNNING iar pompa ajutătoare va porni.

4. Se rotește mânerul supapei de vid cu trei căi în poziția de vidare preliminară. Puteți monitoriza presiunea din camera de lucru urmărind instrumentele de măsură.

5. Operația de vidare continuă până la atingerea presiunii dorite.

6. Când s-a încheiat pomparea, mai întâi mânerul supapei de vid cu trei căi trebuie rotit în poziția centrală (supapa se închide în ambele direcții).

7. Se rotește comutatorul de selecție de pe panoul de control al sistemului de vidare în poziția OFF; indicatorul BACKING PUMP RUNNING se va stinge iar pompa ajutătoare se va opri.

Vidarea avansată:

1. Se verifică circulația apei prin pompa de difuzie și deflector.

2. Comutatorul CB1 de pe panoul de control al sistemului de vidare se rotește în poziția ON (I).

3. Se apasă butonul POWER ON RESET de pe panoul de comandă al sistemului de vidare; butonul se va aprinde.

4. Se rotește comutatorul de selecție de pe panoul de control al sistemului de vidare în poziția BACKING PUMP ON; se va aprinde indicatorul BACKING PUMP RUNNING iar pompa ajutătoare va porni.

5. Mânerul supapei de vid cu trei căi trebuie rotit în poziția de vidare ajutătoare.

6. Se trece comutatorul de selecție de pe panoul de control al sistemului de vidare în poziția BACKING AND DIFFSTAK ON; se va aprinde indicatorul DIFFSTAK ON iar pompa cu difuzie va porni.

7. Este necesar un interval de 20-30 de minute pentru ca pompa cu difuzie să atingă temperatura de funcționare pentru a putea fi folosită la pompare.

8. După încălzirea pompei cu difuzie se rotește mânerul supapei de vid cu trei căi în poziția de vidare preliminară. Indicatorul DIFFSTAK ON se va stinge și se începe pomparea. Puteți monitoriza presiunea din camera de lucru urmărind instrumentele de măsură.

9. În timp ce se desfășoară evacuarea, inițial presiunea din conducta de vid preliminar crește, oprind pompa cu difuzie. Atunci când presiunea scade sub 3·10-1 torr pompa cu difuzie repornește.

10. Când presiunea din cameră scade sub 2·10-1 torr se rotește mânerul supapei de vid cu trei căi în poziția de vidare preliminară. Astfel pompa cu difuzie este susținută și toate moleculele vor fi eliminate în pompa ajutătoare.

11. Se rotește lent (în sens orar) mânerul supapei de vid înalt în așa fel încât săgeata să indice marcajul OPEN.

12. În acest moment în incintă se lucrează cu vid înaintat; operația de pompare continuă până se atinge presiunea dorită.

13. Când s-a încheiat pomparea mai întâi se rotește lent (în sens trigonometric) mânerul supapei de vid înalt în așa fel încât săgeata să indice marcajul CLOSED.

14. Sistemul de pompare cu difuzie poate rămâne în acest regim atâta timp cât circulă apă prin pompă sau până este din nou nevoie de acesta.

15. Dacă pompa cu difuzie nu mai este folosită, se rotește comutatorul de selecție de pe panoul de control al sistemului de vidare în poziția BACKING PUMP ON; indicatorul DIFFSTAK ON se va stinge iar pompa cu difuzie se va opri.

16. Înainte să opriți sistemul trebuie mai întâi să permiteți pompei cu difuzie să se răcească.

17. După aproximativ 30 de minute de răcire, rotiți mânerul supapei de vid cu trei căi în poziția centrală (supapa se închide în ambele direcții).

18. Rotiți comutatorul de selecție de pe panoul de control al sistemului de vidare în poziția OFF; indicatorul BACKING PUMP RUNNING se va stinge iar pompa ajutătoare se va opri.

Topirea în atmosferă inertă

1. Sistemul de vidare trebuie utilizat așa cum este descris în secțiunea Vidare avansată, pentru a aduce camera de lucru la presiunea dorită.

2. Se izolează sistemul de vidare.

3. Se deschide supapa de control al fluxului de gaz de pe debitmetru (presiunea din camera de lucru va crește); mențineți alimentarea cu gaz până presiunea atinge valoarea 0.

4. Se evacuează a doua oară așa cum este descris anterior.

5. Camera de lucru se reumple cu gaz a doua oară așa cum este descris anterior.

6. Se evacuează a treia oară.

7. Camera se reumple cu gaz a treia oară.

8. Electrodul de topire trebuie deplasat astfel încât să fie la o distanță de aproximativ ¼'' de electrodul de pe placa de cupru.

9. Se reglează comutatorul de control al amperajului, aflat pe panoul de comandă anterior al aparatului de sudură, la valoarea maximă necesară pentru topirea probei.

10. Geamul de sudură protector trebuie plasat în dreptul ferestrei de vizitare.

11. Se apasă pedala de comandă ½ – ¾ din cursă.

12. Se deplasează electrodul de topire spre cel de pe creuzet până când se formează arcul electric. După apariția arcului se ridică imediat piciorul de pe pedala de comandă până la aproximativ ¼ din cursă.

13. După formarea arcului se deplasează electrodul spre proba care trebuie topită. Poate fi necesară apăsarea mai mult sau mai puțin a pedalei de comandă.

14. La elaborarea probelor poate apărea necesitatea de a adăuga mai mult material în topitură pentru a obține o probă suficient de mare. Pentru a adăuga material trebuie trasă tija recipientului de încărcare pentru a permite unei cantități de material să intre în fața acesteia; se împinge apoi tija până când materialul cade în cavitatea corespunzătoare.

15. Când topirea este încheiată se ridică piciorul de pe pedala de comandă.

16. Când probele s-au răcit deschideți cuptorul.

Oprirea

După utilizarea cuptorului trebuie realizate următoarele operații pentru oprirea și asigurarea cuptorului:

1. Circulația apei sau a gazului inert (sau funcționarea sistemului de vidare) trebuie menținută până la răcirea completă a cuptorului.

2. După răcirea cuptorului se oprește alimentarea cu apă și gaz (sau sistemul de vidare); acum cuptorul poate fi deschis și descărcat.

3. Se descarcă cuptorul.

4. După descărcare se închide clopotul care va rămâne închis până la următoarea utilizare. Este recomandabil să se evacueze atmosfera din interiorul cuptorului timp de 25 de minute, pentru a obține un nivel satisfăcător al vidului, și apoi să se izoleze (se închide supapa de vid și se oprește pompa în această ordine). Prin această operațiune se elimină orice urmă de umezeală care ar fi putut intra când cuptorul a fost deschis și este înlesnită evacuarea viitoare.

5. Se întrerupe alimentarea cu apă și energie electrică de pe panoul de control al aparatului de sudură.

Procesul de elaborare a constat în topirea materialelor încărcate urmată de retopirea de 5-7 ori a probelor, pentru a asigura obținerea unei bune omogenități. Probele au fost clasificate în două categorii după greutate, menținând greutatea la o valoare cvasiconstantă în fiecare categorie. Pentru toate probele, procesul de elaborare a fost realizat prin retopire cu arc electric în atmosferă de argon, după o vidare prealabilă a camerei de vid la 10-4 mbar.

Topirea șarjelor

Capitolul 3. Materiale si metode folosite in cercatarile experimentale

3.1.Materiale utilizate in cadrul experimentarilor

Clasificarea maselor ceramice:

1) După structura atomică:

– ceramica silicatică;

– ceramica oxidică;

– ceramica neoxidică;

2) După structură:

– ceramica cristalină;

– ceramica vitroasă;

3) După tehnica de ardere:

– în atmosferă;

– în vid relativ;

4) După forma de prezentare:

– sub formă de pulberi;

– sub formă de lingouri (pentru frezaj sau tehnologia MPRESS);

– dinți artificiali.

5) După temperatura de sinterizare:

– ceramica care sinterizează (arde) la temperaturi joase 800-1050șC;

– ceramica care sinterizează la temperaturi medii 1050-1200șC;

– ceramica care sinterizeaza la temperaturi înalte 1200- 1400°C;

6) Dupa stratul pe care îl reface ceramica:

– ceramică de bază (miezul ceramicii);

– ceramica de dentina (puțin translucidă si în mai multe culori);

– ceramica de smalț (translucid mai mare și mai puțină culoare);

– glazura;

Structura și rezistența:

Masele ceramice dentare au o structură heterogenă compusă din:

Faza amorfă (sticlă transparentă) de exemplu K2O x AI2O3 x 6 Si02 – Ortoclas sau Na2O x A1203 x 6 Si02 – Albit

Faza cristalină (opacă) de exemplu: K2O x AI2O3 x 4 Si02- Leucit

Cristalele dispersate în faza amorfă au un rol dublu:

Modificarea transparenței prin reflecție, refracție și absorbție, care să-i asigure ceramicii un aspect cât mai asemanator de cel al smalțului;

Creșterea rezistenței la arderile din cuptor, respectiv a rezistenței la solicitările mecanice din cavitatea bucală.

Cu toate că ceramica destinată pentru placarea unor schelete metalice prezintă o serie de asemănări cu celelalte mase ceramice utilizate în stomatologie, din punct de vedere al compoziției există și o serie de diferențe (tabelul 1 ).

Tabel 1. Compozitia maselor ceramice pentru dentină care sinterizează la temperaturi înalte, medii si joase (in procente de greutate) comparativ cu cea destinată metalo-ceramicii

Masele ceramice pentru placare se prezintă în sistem bicomponent pulbere/lichid. Pulberea este ambalată în flacoane de sticlă care poartă pe ele o serie de însemne specifice destinației lor (opac, dentină, smalț, colet etc.) dar și un număr care indică culoarea sau nuanța.

Lichidul compus din apă distilată și alte adaosuri care-i cresc vâscozitatea este ambalat în flacoane (din polietilenă sau alte mase plastice), prevăzute de obicei cu sisteme de picurare.

In compoziția pulberilor ceramice pentru placaj se disting componente principale și adaosuri. Componentele principale ale pulberii (fritei) sunt reprezentate de feldspat (ortoclaz, albit, anortit), cuarț și caolin.

Feldspatul este un silicat din punct de vedere chimic. După compoziția chimică se deosebesc trei feluri de feldspat:

Silicat de sodiu (ALBIT) – Na2OAl203(Si02)6

Silicat de potasiu (ORTOCLAZ) – K20 Al203(SiO)6

Silicat de calciu (ANORTIT) – CaOAl203(Si02).

Dintre cele trei componente, ortoclazul se găsește în cantitatea cea mai mare și contribuie la scăderea temperaturii de ardere a masei ceramice. Feldspatul reprezintă volumul (procentul cel mai mare de substanță) al maselor dentoceramice.

Proporția de feldspat față de alte ingrediente influențează în cea mai mare măsură deosebirile dintre porțelanurile dentare și cele industriale.

Feldspatul reprezintă componenta de bază, fiind conținut în proporție de 70-80%. Se topește la temperatura de 1160°C. Masele dentoceramice cu temperaturi joase de sinterizare, sub 1000°C, prezintă în compoziție substanțe adăugate în mod special pentru coborârea temperaturii de sinterizare, care poate ajunge sub 950°C.

Cuarțul (Silicea) este, din punct de vedere chimic, bioxid de siliciu (Si02). În natură se prezintă sub formă de nisipuri: nisip de cuarț, cuartite, cuartit sedimentar etc. Pentru obținerea maselor dentare ceramice sunt folosite nisipurile de cuarț pure, foarte curate și bine malaxate. În faza de sinterizare cuarțul constituie masa refractară. La temperatura de sinterizare se formează scheletul refractar (rezistent) în jurul căruia fiecare dintre particulele celorlalte substanțe se pot alipi (lipi) și înmuia (deforma).

Cuarțul este componenta care favorizează pastrarea formei coroanelor în timpul sinterizării, fiindcă temperatura sa de fuziune este foarte înaltă, peste 2000°C. Sub acțiunea temperaturilor înalte cuarțul se dilată. La variațiile bruște de temperatură cald-rece conferă rezistența necesară ce caracterizează masele ceramice. În compoziția maselor ceramice pentru dentină, cuarțul intră într-un procent de până la 20%. În compoziția maselor ceramice pentru smalț, cuarțul deține un procent de numai 3%. Datorită indicelui de refractie produce opacitatea materialului sinterizat. Cuarțul în proporție redusă (3%) conferă transluciditate masei ceramice.

Caolinul, componenta plastică a maselor ceramice este cunoscut sub numele de argilă de China. Caolinul prezintă următoarele caracteristici: este lipicios, aderent prin natura sa, unește particulele altor substanțe, astfel încât materialul poate fi modelat. Caolinul amestecat cu apa formează o pastă ce nu se fracturează la malaxare și încălzire lentă.

Caolinul este o argilă superioară. Proprietățile plastice ale caolinului sunt determinate de încărcările electrice negative ale particulelor din structura și suprafața exterioară mare. Particulele se prezintă sub formă de plăcuțe.

Comportamentul sub influența căldurii se manifestă prin uscare, apa din compoziție se evaporă, ceea ce are ca rezultat micșorarea volumului. La temperatura de 800°C caolinul curat se fărâmițează, fiindcă își pierde apa de hidratare. La aproximativ 1600°C caolinul se transformă într-o masă compactă, impermeabilă, cu o suprafață rugoasă. Caolinul este substanța care determină menținerea formei masei ceramice în fazele de sinterizare. În trecut a fost adăugat în masele ceramice dentare în proporție foarte mică, de 1-3%. În prezent masele metalo-ceramice nu au în compoziție caolin decât în microprocente, deoarece mărește temperaturile de sinterizare și crește coeficientul de contracție.

Fondanții sunt substanțe introduse în compoziție pentru a coborî temperatura de sinterizare și pentru a umple spațiile cuprinse între particulele substanțelor de bază. Substanțele care coboară temperatura de sinterizare sunt: fosfatul de potasiu, silicatul de potasiu, carbonatul de potasiu, boraxul, oxidul de zinc etc. Substanțele de umplutură sunt: carbonatul de calciu și corindonul. Cantitatea și compoziția exactă a substanțelor fondante reprezintă secrete de fabricație.

Coloranții sunt de doua tipuri: anorganici și organici. Coloranții anorganici. Diversitatea nuanțelor coloristice a maselor dentoceramice reprezintă caracteristica de bază pentru a fi eficiente din punct de vedere clinic. Culoarea unei mase dentoceramice de bază variază de la alb la transparent. Diferitele nuanțe solicitate de activitatea clinică sunt obținute prin adăugarea unor pigmenți care este necesar să coloreze imediat într-o diluție extremă și la temperaturile folosite pentru sinterizare.

Coloranții sunt oxizi metalici arși într-o parte din amestecul primar de masă dentoecramică. Astfel de coloranți sunt oxidul de fier (roșu), oxidul de crom (verde), oxidul dc cobalt (albastru), oxidul de iridiu (negru), oxidul de nichel (cenușiu), oxidul de aur (purpuriu), oxidul de zinc (alb), oxidul dc titan (galben brun). Coloranții organici sunt indicatorii pentru diferențierea sortimentelor de masă ceramică, dentină, smalț, grund, transparență, efecte cromatice.

Examinând datele sumare referitoare la compoziție, este și mai evident că termenul de porțelan este impropriu pentru domeniul abordat, ceramica dentară conținând, în special, feldspat și doar câteva procente de caolin:

Componentele principale și adaosurile sub formă de pulberi sunt amestecate de producători în proporții bine stabilite (constituind secrete de fabricație) și se topesc. Răcirea se face brusc prin turnare în recipiente cu apă rece, proces care duce la fisurări și fracturări ale masei de ceramică. Operațiunea este cunoscută sub numele de fritare. Majoritatea producătorilor combină două frite: o frită sticloasă fuzibilă la temperaturi joase și o frită înalt fuzibilă formată din cristale de leucit, care prezintă o simetrie tetragonală

Frita (produsul fritării) se fragmentează și apoi se macină, obținându-se una dintre componentele inițiale ale maselor ceramice: pulberea.

Cristalele care se găsesc în matricea sticloasă pot să crească în următoarele condiții de laborator: timp prelungit de ardere (sau arderi succesive) la temperaturi joase și răcire lentă. Dimpotrivă, la un regim termic opus, faza cristalină scade în favoarea matricei sticloase.

Avantajele fritrării sunt:

Ciclurile de sinterizare sunt comprimate

Coeficientul de contracție în timpul sinterizării se reduce

Timpul de uscare este mai mic

Gazele sunt degajate din compoziția substanțelor

Omogenizarea compoziției (particulele componentelor din structură sunt repartizate uniform în toată masa).

Realizarea componentei fizionomice a coroanelor metalo – ceramice

Masele ceramice destinate arderii pe aliaje metalicese prepară sub formă de pastă și se aplică în straturi succesive pe scheletul metalic, condensându-se prin diferite metode și absorbindu-se excesul de lichid cu o hârtie specială.

Pentru masele ceramice folosite în tehnicile metalo-ceramice, rezistența mecanică a placajelor are un rol secundar, deoarece se consideră că rezistența finală a restaurăriieste dată de componenta metalică. Bineînțeles această afirmație este valabilă doar în situația existenței unei legături optime între metal și ceramică. în această situație trebuie respectate următoarele condiții:

prelucrare corectă a scheletului metalic;

punctul de ardere al masei ceramice să fie cel puțin cu 100°C inferior intervalului de topire al aliajului;

coeficientul de dilatare termică (CDT) pentru cele două materiale-aliaj, respectiv masa ceramică să aibăvalori apropiate. Aceasta se obține în urma combinării fazei amorfe(CDT faza amorfa= 7- 8pm/m°K) cu cristale de leucit(CDT leucit= 25 – 27um/mK) până la obținerea unei valori apropiate de coeficientul de dilatare termică al aliajelor folosite în tehnica metalo-ceramică (CDT = 14-15 μm/m°K) (vezi tabelul 2.8)

Astfel, prin înglobarea a 20-30% cristale de leucit în sticla feldspatică se obține un CDT pentru masele ceramice destinate placării aliajelor clasice de 12 μm/m°K. Prin înglobarea unui procent optim de leucit în masele ceramice pentru placarea titanului (mai puțin decât în cadrul maselor ceramice folosite la placarea aliajelor clasice) se atinge un CDTde 8 μm/m°K. În cazul maselor ceramice de placare a aliajelor nobile cu conținut scăzut de aur este necesar un conținut mai mare de leucit decât în cazul maselor ceramice utilizate la placarea aliajelor nenobile, în vederea obținerii unui CDTde 16μm/m°K.

Legăturile covalente dintre atomi sunt de multe ori mai puternice decât cele metalice, însă odată deschise în urma suprasolicitărilor pot fi refăcute doar sub influența unor temperaturi foarte înalte. Ceramica este un material predispus la fisurare. O fisură apărută în cavitatea bucală, pe suprafața sau în grosimea masei ceramice, nu va avea nici o șansă de refacere la temperatura cavității bucale, spre deosebire de un aliaj, care, în urma unei deformări plastice, suferă ruperi și desfaceri ale structurilor atomice la temperatura mediului ambiant. La o solicitare supraliminară fisurile deja existente în faza amorfă se propagă până când întâlnesc un cristal (de leucit sau mulit). Dacă solicitarea nu este prea mare și legătura dintre cele două faze este suficient de puternică fisura se oprește la acest nivel.

Pentru limitarea propagării fisurilor, o importanță deosebită o au și mărimea și densitatea cristalelor: cu cât acestea sunt mai dese și mai mari, fisura va întâlni în momentul propagării mai multe obstacole până își va pierde complet din putere și se oprește la nivelul unui cristal. O concentrație prea mare de cristale are însă efecte negative asupra aspectului estetic al maselor ceramice.

Rezistența maselor ceramice trebuie abordată din puncte diferite de vedere în funcție de utilizarea lor: pentru placare sau pentrusisteme integral ceramice.

In cazul coroanelor și intermediarilor metaloceramici rezistența mecanică are o importanță subordonată sincronizării CDTa aliajului și ceramicii. În acest caz rezistența mecanică se obține printr-o bună susținere a masei ceramice (principiul lui Shore) respectiv în urma unei legături metalo-ceramice de calitate. Așadar, cel mai important lucru este obținerea unui CDT optim, printr-o corectă amestecare a celor două componente: sticla(CDT = 7-8 um/m°K) și leucitul (CDT= 25 – 27 pm/m°K). Dacă se atinge un procent de 20 – 30 % cristale se obține un CDTal masei ceramice de circa 12 pm/m°K, foarte apropiat de cel al aliajelor uzuale în tehnologia metalo – ceramică (tabelul 2.8).

Tabelul 2.8. Diferiți coeficienți de dilatare termică specifică unor mase ceramice și a componentelor lor [49].

Legătura metalo – ceramică

Fixitatea masei ceramice la suprafața aliajelor a fost explicată diferit, fiind imaginate următoarele ipoteze:

Ipoteza mecanică

Retentivitatea mai mare sau mai mică de la nivelul suprafețelor constituieelementul care fixează masa ceramică. Prezența proeminențelor în interiorul masei ceramice reduce dimensiunea (grosimea), apar zone cu rezistențe diferite între care apar tensiuni interne. Însă și dimensiunea mai redusă este cauza fracturilor și fisurilor.

Ipoteza fizică

Forțele Van der Walls rezultate din atracția electrostatică dintre cele două componente (suprafețe din materiale diferite) are la bază atracția dintre doi atomi fără să se stabilească legături chimice. Atracția dintre atomi se produce prin fluctuațiile spontane ale sarcinii electrice.

Ipoteza chimică

Are la bază rezultatul unor cercetări relativ recente ale lui Duckworth, Pask, Fulrath, Naly, Trip King. S-a demonstrat valoarea legăturii chimice de tip ionic între aliaj și masa ceramică. A fost acceptată pentru că are argumente științifice. În faza de sinterizare, ionii metalici din masa ceramică și ionii metalici din structura aliajului devin mobili, condiție favorabilă pentru producerea unui schimb reciproc de ioni. Acest schimb constant de ioni la nivelul interfeței celor două materiale asigură fixitatea masei ceramice de aliaj. Între masa ceramică și aliaj se creează un strat special de legături reprezentat de oxizii metalici din aliaj și oxizii acelorași metale din compoziția masei ceramice.

Fixarea masei ceramice la componenta metalică

În prezent sunt cunoscute două tehnici pentru fixarea masei ceramice la suprafața aliajului, dar este utilizată mai mult tehnica de fixare cu ajutorul substanțelor speciale Bonding-uri.

1. Tehnica de fixare prin oxidarea aliajului.

Componenta metalică este tratată termic pentru a se produce oxidarea suprafeței. Fenomenul fizico-chimic constă în acțiunea un anumit timp a temperaturilor înalte cu valori termice bine determinate asupra aliajului componentei metalice.

Exemplu: pentru aliajele nobile temperatura este de 960-980°C, timp de 7-10 minute. Pentru aliajele inoxidabile temperatura este de 1030-1050°C timp de 30-60 secunde. Stratul de oxizi metalici este obținut prin migrarea celor existente în structura reprezentată de oxizii de indiu, fier, zinc, staniu, crom etc.

2. Tehnica de fixare prin utilizarea substanțelor speciale – Bonding-uri

Aceste substanțe sunt agenți de cuplare (legătură), fiind prezentate sub formă de pastă fluid-vâscoasă ce conține pulberi de aur și pulberi de ceramică spongioasă. Agenții de cuplare reduc faza de ardere pentru oxidarea aliajului. Componenta metalică după sablare și degresare este acoperită cu agentul de fixare depus cu ajutorul pensulei în strat subțire. Rolul agenților delegătură:

Măresc valoarea legăturii chimice;

Măresc gradul de fuzionare al maselor ceramice;

Sunt sisteme tampon între cele două componente, se opun forțelor de torsionare

Utilizarea lor elimină etapa de oxidare a capelor.

Sinterizarea maselor ceramice pe componenta metalica

Noțiunea de sinterizare nu caracterizează exclusiv fuziunea particulelor de ceramică, fiind, de asemenea utilizată pentru descrierea fenomenelor ce au loc între particulele de metal din cadrul unor tehnici mai recente de elaborare a componentei metalice a sistemului metalo – ceramic. (SMC).

Arderea maselor ceramice pe scheletul metalic al unui SMC sau pe scheletul unor intermediari se face în cuptoare speciale.

Modelele noi de cuptoare oferă în camerele lor de ardere o stabilitate termică deosebită, precum și posibilități sporite de control al regimului termic. La aceste cuptoare există o constanță remarcabilă a reglajelor, existând o independență a celor doi parametri esențiali: timpul și temperatura.

Indiferent de tipul cuptorului, în timpul arderii maselor ceramice și scheletul metalic al SMC (la 900-980 °C) au loc o serie de fenomene:

în etapa inițială, de uscare „la gura cuptorului", lichidul din pastă se evaporă, iar substanțele organice (lianții, coloranții) ard fără reziduuri, realizând diminuarea spațiului dintre particule cu aproximativ 75%;

în etapa de ardere la 900-980 °C, conform unui regim termic bine stabilit de fiecare producător, se realizează o topire superficială a particulelor care le scade tensiunea superficială, astfel încât ele încep să „curgă", spațiile dintre ele micșorându-se până la dispariție.

Concomitent, în funcție de regimul termic aplicat, are loc sau nu, o creștere a fazei cristaline. Cristalele pot depăși faza sticloasă în care erau incluse și să se unească cu cristalele din particulele învecinate.

După arderile succesive se formează o structură chimică bicomponentă care cuprinde o matrice vitroasă cu incluziuni cristaline – leucitul, mulitul etc. și un grad mai mic sau mai mare de incluziuni gazoase. Este de dorit ca numărul arderilor să fie cât mai mic.

Contracția maselor dentoceramice:

În fazele de sinterizare masele își micșorează volumul cu 10-15%. Această caracteristică reprezintă un factor de dificultate pentru confecționarea coroanelor mixte, deoarece produsul obținut în final se impune să posede o anumită formă și volum.

Contracția este determinată de:

Evaporarea lichidului de amestec (apă distilată, alcool), care este necesar pentru obținerea și modelarea pastei.

Calcinarea la temperaturi de 600-800°C a substanțelor organice introduse ca lianți (dextrină, amidon, zahăr), plastifianți și coloranți anorganici.

Aglutinarea (alipirea) particulelor de către topitura care formează sticla de feldspat.

Condensarea pastei prin vibrare și absorbția excesului de lichid cu hârtia de filtru în timpul depunerii pe bontul modelului reduce coeficientul de contracție.

Contracția se produce în direcția volumului cu dimensiunile cele mai mari. La masele înmuiate (topire superficială) se manifestă tendința de a se forma o sferă datorită forței de coeziune dintre particule și tensiunea de suprafață. La coroana mixtă masa se poate îndepărta de la nivelul pragului, mai ales dacă este foarte îngust. Zonele mai subțiri se vor contracta mai mult. Aceasta impune condiția ca bontul dentar să fie preparat echilibrat, coroana să prezinte toți pereții de grosime egală.

Masele dentoceramice cu temperatura de sinterizare joasă au coeficientul de contracție mai mic în comparație cu cele care au punctul termic de sinterizare mai înalt.

Fenomenul fizico-chimic de sinterizare în vid

Toate masele ceramice sinterizate la presiune atmosferică au o structură întrepătrunsă mai mult sau mai puțin cu multe microcavități de aer.

La masele dentoceramice arse în vid, aerul dintre particulele substanțelor este absorbit în cea mai mare parte permițând feldspatului topit să curgă în spațiile libere. Incluziunile de gaze în structura maselor dentoceramice influențează negativ proprietățile fizice ale coroanei mixte. Astfel:

numărul și volumul: cu cât sunt mai mari incluziunile de gaze cu atât se diminuează transparența;

porii din structura masei ceramice creează condiții nefavorabile pentru obținerea aspectului lustruit al fețelor coroanei mixte. Porii deschiși reprezintă microspații retentive ce favorizează depunerea resturilor alimentare și modificarea culorii;

incluziunile de gaz scad rezistența mecanică a pereților făcând posibilă fracturarea.

Incluziunile de gaze sunt produse de următoarele cauze:

Masele dentoceramice sub formă de pulbere sunt preparate prin amestecarea cu apă distilată sau alcool. Cantitatea de lichid este redusă la minimum prin vibrare sau uscare (tamponare). După evaporarea lichidului (prin uscare și sinterizare) rămân spații libere. Acestea sunt mai multe și mai mari când nu se lucrează conștiincios (vibrare și tamponare).

Masele dentoceramice posedă în compoziție materiale neplastice (feldspat și cuarț). Pentru a nu se fărâmița după uscare, li se adaugă în general substanțe organice (dextrină, zahăr, amidon). Aceste ingrediente ard fără să rămână reziduuri, rezultând astfel spații libere.

La prepararea pastei și în fazele de depunere a masei ceramice există posibilitatea încorporării aerului care se menține între particulele diferitelor substanțe.

La temperaturi înalte silicații topiți încorporează gaze care nu sunt evacuate la coborârea temperaturii.

în timpul aglutinării (alipirii) pulberii minerale, apar la limita dintre particule mici spații libere. Ele formează o parte redusă din întregul volum de pori. Este cunoscut faptul că masa ceramică este formată din particule egale ca dimensiune, spațiul dintre ele reprezentând 45% din totalul volumului. Dacă particulele prezintă două dimensiuni, spațiul poate fi redus până la 25% din volum iar dacă sunt folosite particule de trei sau mai multe dimensiuni spațiul poate fi redus până la 22% din volum. Dimensiunile diferite ale particulelor de masă ceramică favorizează apropierea dintre ele, creând după ardere corpuri mult mai compacte și mai rezistente.

Pătrunderea în masa ceramică a corpurilor străine (impurități organice) din atmosfera laboratorului prin procedeul de lucru murdar. Arderea acestor corpuri în faza de sinterizare degajă gaze.

Mecanismul de formare a incluziunilor de gaze în masa ceramică este generat de procesele pirochimice incepute la nivelul suprafeței în timpul înmuierii masei ceramice. Pe parcursul creșterii temperaturii sau după un timp mai lung de sinterizare, fenomenul de inmuiere se propagă și în direcția straturilor profunde.

Suprafața sticloasă care se formează la început împiedică degajarea incluziunilor de gaze din interiorul substanței. Prin utilizarea unui cuptor cu vid care funcționează corespunzător, se obține indepărtarea acestor incluziuni de gaze din interiorul masei ceramice nesinterizate. Sinterizarea efectuată excluziv in vid creează o suprafață cu depresiuni crateriforme. Aceste depresiuni se formează după microexplozia bulelor de gaze din apropierea suprafeței.

Sinterizarea în vid solicită un consum foarte mare de energie deoarece căldura se transmite numai prin radiație nu și prin convecție (lipsește curentul de aer). Transmiterea căldurii prin convenție este mai eficientă, sinterizarea obținându-se într-un timp mai redus.

Sinterizarea în vid nu creează o masă ceramică total omogenă, lipsită de pori. În structură rămân unele porozități dar numărul și volumul lor este atât de redus încât nu afectează caracteristicile materialului.

Avantajele arderii în vid:

Transparența crește prin reducerea substanțială a porozităților, devenind aproape translucide. Masele dentoceramice conțin o cantitate mărită de coloranți care reduc transparența.

Structura densă, în cea mai mare parte lipsită de pori, ce se obține, creează suprafețe foarte lucioase. Omogenitatea maselor ceramice sintetizate în vid, datorată lipsei porilor, le reduce conductibilitatea termică.

Astfel, șlefuirea pentru adaptare a lucrărilor protetice nu este însoțită de degajare de căldură, posibilitatea unei încălziri locale fiind diminuată. Dilatarea termică a materialului și apariția eventualelor tensiuni, sunt reduse.

Depunerea, modelarea și arderea straturilor de mase ceramice

Sortimentele de pulberi (opac-ul, masele pentru dentină, colet, margini incizale, smalț etc.) se amestecă cu lichidul în godeuri de porțelan sau pe plăci de sticlă până la obținerea unor paste cremoase. Cu ajutorul pensulelor și a unor instrumente care fac parte din truse standardizate (Vita-Omega, Standard-Vita, Ivoclar ete.), pastele se depun pe suprafețele metalice ale coroanei mixtesau a intermediarilor într-o anumită succesiune.

Depunerea este urmată de condensare, care se poate face:

cu instrumentul de presare a masei ceramice pe scheletul metalic;

cu hârtie absorbantă care absoarbe excesul de lichid;

prin vibrare mecanică.

De obicei se utilizează succesiv condensarea manuală și cea prin vibrare mecanică, după fiecare strat depus. In mod obișnuit, în funcție de tipul masei ceramice sunt necesare patru sau cinci arderi succesive fără a ține cont de arderea stratului intermediar de adeziv:

arderea grundului (opac-ului);

arderea stratului de bază;

arderea de corecție;

glazurarea.

A) Depunerea și arderea opac-ului

Rolul stratului opac este :

să mascheze culoarea aliajului;

să asigure legătura aliaj/ceramică;

să redea placajului ceramic culoarea de bază;

De obicei este suficientă o singură aplicare, majoritatea maselor opace având o aderență excelentă. În unele tehnologii, înainte de ardere, opac-ul se usucă la gura cuptorului.

Aplicarea opac-ului în două straturi, primul foarte subțire și al doilea normal ca și grosime garantează o umectare mai bună a scheletului metalic de masa ceramică. Uscarea trebuie făcută în timp, pentru a se evita formarea fisurilor și porozităților.

Stratul de opac trebuie să acopere în totalitate aliajul, în caz contrar, pe suprafețele neacoperite se depune un strat nou, repetându-se arderea. În final stratul de opac ars trebuie să aibă culoarea alb-gălbuie. Orice zonă gri trădează prezența unui strat prea subțire. In funcție de preparația dentară și de conformarea scheletului metalic în această zonă, depunerea opac-ului în zona cervico-vestibulară prezintă o serie de particularități.

B) Depunerea, modelarea și arderea straturilor de mase ceramice

După arderea opac-ului urmează depunerea pastei pentru dentină și smalț (mase principale sau substanțe de bază). De regulă, o dată cu acestea se poate aplica și masa de colet (fig. 2.8.).

Fig. 2.8. Repartizarea straturilor de mase ceramice în funcție de zonă

Pastele au consistență cremoasă. Ele se depun peste stratul de opac, succesiv, în porții mari cu ajutorul pensulelor sau al spatulelor.

Operațiunea este urmată de vibrare și tamponare cu hârtie absorbantă. Pentru a compensa contracțiile din cursul arderii, coroana se realizează cu un volum supradimensionat în toate sensurile (20-25%). Se schițează crestele marginal, lobulii de creștere, pantele cuspidiene etc.

Coroana se pune pe suportul de ardere, poziționându-se corect pentru a evita deformarea marginilor cervicale. Preîncălzirea se face la „gura cuptorului" cel puțin cinci minute. Ceramica depusă devine după preîncălzire complet albă, semn că apa s-a evaporat, iar constituenții organici au ars. Urmează arderea în condiții de vid timp de 6-7 minute la 980 °C. Supunerea masei ceramice la prea multe arderi va provoca o densificare a matricei sticloase (transformarea structurii amorfe în cristale) caracterizată prin creșterea coeficientului de expansiune termică și opacifiere.

Coroana se aduce progresiv la temperatura de ardere care se menține constantă pentru scurt timp. După aceasta are loc o răcire progresivă. După scoaterea coroanei din cuptor, se pot constata o serie de deficiențe cu privire la forma și culoarea ei. În această situație, dacă este necesar, se fac o serie de prelucrări cu pietre și freze diamantate. După aceste șlefuiri de corectură coroana, se curăță sub jet de apă, apoi se execută corectările necesare cu diferite mase. După arderea de corectură se fac șlefuirile necesare în vederea obținerii unor raporturi ocluzale corecte cu antagoniștii.

Procedura de placare ceramică în acest caz a fost identică pentru toate aliajele fiind sintetic prezentata mai jos:

Slefuirea probelor cu oxid de aluminiu

Sablare cu oxid de aluminiu de 50 de microni si apoi curățare în cuva ultrasonică cu apa distilată timp de 10 minute.

Degazare de la o temperatură de 980șC în vid timp de 7 minute. În urma acestei etape apare o pelicula de oxizi de culoare galbena sau usor verde (dacă se formeaza o peliculă de oxizi roșiatică înseamnă că temperatura a fost prea mare; dacă apar oxizi de culoare albastruie înseamnă că temperatura a fost mică. În aceste doua cazuri, se sablează din nou și se reia procesul de degazare.

Aplicarea opacului direct pe oxizi. S-a ars un strat subtire de “wash opaque” la o temperatură cu 10șC mai putin decât temperatura standard de ardere a opacului după care s-a început aplicarea propriu-zisa a opacului și ardere la 850șC cu menținere timp de 10 minute.

Aplicarea dentinei și arderea la 950 șC cu menținere 8 minute.

3.2. Metode de investigare utilizate in programul experimental

3.2.1. Dilatarea termica

Dilatarea termică este fenomenul fizic prin care dimensiunile unui corp (volumul, suprafața, lungimea) cresc în urma modificari temperaturii. Fenomenul invers se numește contracție termică. Pentru unele substanțe creșterea temperaturii duce la creșterea dimensiunilor, dar există și excepții.

În funcție de starea de agregare a corpului, dilatarea se manifestă diferit. Astfel, un corp solid își mărește toate dimensiunile în același raport, un lichid își mărește volumul, iar un gaz își mărește fie presiunea, fie volumul, fie amîndouă, depinde de incinta în care se află.

Pentru solide creșterea relativă a unei dimensiuni (raportul dintre variația dimensiunii și dimensiunea inițială) este proporțională cu creșterea temperaturii. Coeficientul de proporționalitate se numește coeficient de dilatare termică, o mărime de obicei pozitivă, a cărei unitate de măsură este inversul unității de măsură a temperaturii. Pentru polimeri (de exemplu materiale plastice) acest coeficient este de circa 10 ori mai mare decat pentru metale, care la randul lor au un coeficient mai mare decat al ceramicilor. Dilatarea termica se masoara cu dilatometrul.

3.3. Executarea modelului ușor fuzibil

3.3.1. Construirea matriței pentru executarea modelelor ușor fuzibile

Modelul din material ușor fuzibil constituie elementul de bază ce determină geometria piesei turnate. Aceste modele se obțin cu ajutorul unor matrițe, prin introducerea unor amestecuri ușor fuzibile în cavitatea lor.Pentru construirea matriței se au în vedere o serie de condiții, și anume:

• Montarea și demontarea matriței

• Geometria piesei

• Precizia dimensională

• Calitatea suprafeței

• Seria de fabricație

În cazul lucrării de față, la proiectarea și executarea matriței s-au avut în vedere următoarele aspecte:

• La baza de proiectare și executare a stat o piesă originală finită

• Serie de execuție experimentală

• Criteriile economice

CAPITOLUL 4. Compatibilitatea metalo-ceramica

4.1. Restaurari dentare de tip PFM

Restaurările metalo-ceramice sunt cunoscute în domeniul stomatologiei restaurative. Compatibilitatea chimică implică o legătură chimică între ceramică și aliaj care rezistă solicitărilor rezultate din incompatibilitatea termică și mecanică, fără a schimba aspectul. Acest studiu a încercat să testeze compatibilitatea si s-a realizat un adevarat succes. În ciuda cercetarilor efectuate asupra probelor metalo-ceramice de-a lungul anilor, compatibilitatea rămâne nedefinită fără proceduri standardizate de testare. Pentru rezultate optime, dentistul ar trebui să comunice cu personalul experimentat de laborator pentru a răspunde nevoilor specifice ale pacientului. (J PROSTHET DENT i990; 63: 21-5). Restaurările metalo-ceramice imbina estetica naturală a unui material fragil, cum ar fi porțelanul, cu durabilitatea unei probe metalice. Combinarea porțelanului cu metalul susține porțelanul cu o structură metalică, crescand rezistența porțelanului prin reducerea defectelor de suprafață și plasează suprafața exterioară a porțelanului în compresie. Deși restaurările metalo-ceramice sunt acceptate, există dezavantaje ale fatetelor, cum ar fi proba metalică se poate deforma dupa aplicarea porțelanului. Restaurarile metalo-ceramice trebuie să fie proiectate în mod corespunzător și materialele compatibile ar trebui să fie utilizate în mod corespunzător. Aliajele de topire pentru restaurări metalo-ceramice trebuie să îndeplinească aceleași cerințe fizice și biologice ca și aliajele pentru restaurări metalice. În plus, ele trebuie să fie termic, mecanic și chimic compatibile cu porțelanul de fațeta, fără a compromite aspectul. Fatetele cu fixare redusă, dezvoltate împreună cu aceste aliaje, au un coeficient de dilatare termică, "a", compatibile termic.

4.2. Compatibilitatea sistemelor metalo-ceramice

Compatibilitatea metalo-ceramica depinde de combinația proprietăților atât a aliajului cât și a porțelanului. Restaurările acceptate necesită ca aliajul și porțelanul să fie compatibile din punct de vedere chimic, termic, mecanic și estetic.

Compatibilitatea chimică presupune o legătură suficient de puternică pentru a rezista atât solicitărilor termice tranzitorii și reziduale, cât și forțelor mecanice întâlnite în domeniul medical. Compatibilitatea chimică implică formarea unei legături puternice în timpul arderii porțelanului. Inițial implică formarea unui oxid aderent legat de aliaj și, în al doilea rând, capacitatea oxidului format să satureze porțelanul, completând legătura chimică a porțelanului cu metalul. Arderea prin degazare sau oxidare produce stratul de oxid necesar pentru lipire. Timpul și temperatura de ardere prin oxidare trebuie să fie suficient de ridicate pentru a produce un strat de oxid adecvat pentru lipire. Oxidarea excesivă are ca rezultat un strat de oxid neaderent și o legătură ceramică metalică slabă.

Compatibilitatea termică și mecanică include o temperatură de topire a porțelanului care nu provoacă distorsiuni ale substructurii metalice, împreună cu un anumit grad de corespondență a coeficienților de dilatare termică. În cele din urmă, combinația metalo-ceramică trebuie să realizeze o gamă larga de forme de dinți, nuanțe, translucențe, fluorescență și finisare de suprafață, deoarece nerespectarea acestor cerințe limitează aplicațiile medicale. Problemele de compatibilitate termică și mecanică trebuie depășite de legătura produsă prin compatibilitatea chimică. Compatibilitatea termică și mecanică este adesea discutată ca fiind o singura proprietate a materialului. În primul rând, arderile de porțelan nu ar trebui să topească sau să distorsioneze cadrul metalic. În al doilea rând, ambele materiale trebuie sa fie in legatura directa cu schimbările de temperatură până la un nivel similar, dar nedefinit.

Cercetătorii consideră că deformatia substructurii metalice în timpul aplicării porțelanului este cauzată de o nepotrivirea coeficienților de expansiune. Alte motive de deformatie sunt eliberarea tensiunilor reziduale de turnare, contaminarea în interior a turnării cu porțelan si creșterea temperaturii a substructurii metalice. Amplasarea coroanelor și dimensiunile protezelor parțiale fixe au fost studiate la diferite etape de aplicare, deși schimbarea la o anumită etapă a aplicării porțelanului a fost dezbătută, mai mulți cercetatori consideră că cele mai semnificative schimbări apar în timpul ciclului de ardere prin oxidare și necesită cercetări suplimentare.

Tensiunile termomecanice sunt produse de diferențele de temperatură dintre contracția termică și de extinderea aliajului și a porțelanului în timpul ciclului de ardere. Existența solicitărilor termice tranzitorii și reziduale depind de compatibilitatea termică a porțelanului și a aliajului. Tensiunea termică tranzitorie apare deoarece coeficienții de expansiune din porțelan și aliaj sunt inegali în timpul ciclului de ardere. Tensiunile termice tranzitorii nu sunt dăunătoare decât dacă sunt însoțite de fluajul aliajului. Rezistențele termice reziduale există în restaurările metalo-ceramice datorită unei incompatibilitati a coeficienților de dilatare pe întreaga serie de temperaturi de ardere. Rezistența termică reziduală se imbina cu solicitările aplicate medical. Legătura dintre porțelan și metal trebuie să reziste imbinarii atât a solicitărilor termice reziduale cât și a solicitărilor mecanice aplicate. Nu există potriviri exacte ale coeficienților termici pe întreaga serie de ardere pentru combinațiile metalo-ceramice din stomatologie. Cu toate acestea, multe combinații de porțelan-metal reușesc medical. Există o gamă necunoscută de compatibilitate și este afectată de coeficienții de dilatare termică a aliajului și a porțelanului,de temperatura de tranziție a sticlei din porțelan si de rezistența metalului la fluaj de temperatură ridicată.

Industria ceramică și cercetătorii au folosit testele de șoc termic pentru a evalua compatibilitatea sistemelor de ceramică metalică. Indicele de compatibilitate al Fairhursului s-a corelat bine cu rezistența la șoc termic a lui Anusavice. Rezistența la șocul termic poate furniza o măsură a rezistenței la solicitări termice tranzitorii și poate identifica sisteme incompatibile în mod semnificativ. Cu toate acestea, rezistența la șoc termic nu se corelează cu eșecul medical, deoarece nu testează rezistența la tensiunile mecanice aplicat.

Rekhson și Mazurin și Hsueh și Evans au inclus tensiunile în ceramică atunci când au confirmat compatibilitatea metalo-ceramica ca depinde de raportul grosimii celor două material,deoarece grosimea unuia dintre materiale este modificată în raport cu cealaltă, rigiditatea relativă variază. Pe măsură ce se modifică rigiditatea, schimbarile termice tranzitorii sunt variabile.

4.3. Teste de compatibilitate

Deoarece nu există teoriile existente de porțelan-metal-interacțiune (PFM) pentru a explica anumite incompatibilități, cercetătorii au investigat metode de măsurare a compatibilității sistemelor metalo-ceramice;

De exemplu,

(1) măsurarea deformarii probelor după aplicarea porțelanului,

(2) diferite teste ale puterii legaturii

(3) teste de aderență a ceramicii

(4) măsurarea tensiunii reziduale.

Cercetătorii au adoptat abordarea directă, aaderenței combinațiilor de aliaje pe porțelan pentru a determina rezistența la tensiuni mecanice. Testele de rezistență măsoară rezistența la tensiunea aplicată și la tensiunea reziduală. Mai multe metode au fost folosite pentru a evalua rezistența legăturilor, inclusiv testarea de tensiune, forfecare și îndoire în trei și patru puncte. Oamenii de stiinta au demonstrat diferențe în ceea ce privește rezistența legăturilor dintre metalele pure nobile și aliajele dentare pentru fațeta din porțelan. Testele de rezistență au fost sugerate pentru a face diferenta între diferitele preparate de suprafață înainte de finisare, rezultatele fiind contradictorii.

Capitolul 5. Rezultate esperimentale si interpretarea lor

Cu toate că este o constanta de material, coeficientul de dilatare termică (α) nu rămâne constant pe game largi de temperatură. De exemplu, coeficientul de dilatare termică liniara al cerii dentare poate avea o valoare medie de 30×10-6/°C până la 40°C [50], în timp ce intre 40 si 50°C aceasta ar putea avea o valoare medie de 50×10-6/°C, sau de exemplu coeficientul de dilatare termică a unui polimer se modifica la temperatura de tranziție vitroasă. Atât coeficientii de dilatare termică liniar cat si volumic sunt importanti pentru materialele și procesele de restaurare dentara. Este evident că, odata cu o scaderea temperaturii, apare o contracție a substanței care este egala cu expansiunea ce rezulta la încălzire. Prin urmare, la nivel bucal, structura dintelui și materialele restaurative se vor dilata cand sunt încălzite cu alimente și băuturi calde si se va contracta atunci când sunt expuse la substanțe reci. Astfel de variatii ciclice repetate pot provoca ruperi marginale ale încrustațiilor sau insertiilor dentare, în special în cazul în care diferența dintre coeficientul de dilatare al dintelui și materialul de restaurare este mare. Un coeficient ridicat de dilatare al cerii utilizate pentru realizarea modelului, este un factor important în realizarea de restaurari corespunzătoare. Modificarea volumului, ca rezultat al răcirii este responsabil pentru aparitia petelor de contracție, microfisurilor de suprafață care de multe ori se produc în piese turnate în timpul solidificare. Prin urmare, pentru anumite materiale și anumite operații, coeficientul de dilatare termică poate fi la fel de important ca si rezistenta, duritatea, sau aspectul estetic al materialului.

De o importanță deosebită în turnarea in forme fuzibile este dilatarea termică a celor trei forme cristaline polimorfice a siliciei. Ca ingredient principal în formele dentare care urmează să fie încălzite înainte de turnarea metalelor, dilatarea la temperaturi diferite este de importanta critică.

Compatibilitatea metalo-ceramică este un factor important în execuția restaurărilor dentare ceramice. Coeficientul de dilatare termică liniară (CTE), conductivitatea termică, precum și natura și rezistența legăturii metalo-ceramice sunt factorii care influențează capacitatea porțelanului de a rezista fisurării în timpul utilizării clinice a restaurării [51,52].

Potrivit cercetărilor anterioare, diferența de coeficient de dilatare termică liniară dintre porțelan și metal este parametru important în estimarea compatibilității [53-56]. Consensul general este ca aliajul ar trebui să aibă un coeficient de dilatare termică mai mare decât porțelanul (o nepotrivire pozitivă a coeficientului de dilatare), în scopul de a produce tensiuni de compresiune în porțelan la răcire [51,56]. De obicei, o variație de 0,5…1,0 x
10-6°C-1 între coeficienții aliajului și ceramicii este considerată potrivita în cazul în care coeficientul metalului este mai mare decât cel al ceramicii, menținând ceramica comprimată și crescând durata de viață a restaurării dentare [57]. Unii autori [58, 59] au raportat că probele metalo-ceramice, cu o diferență de CTE negativă au eșuat la sarcini de încovoiere semnificativ mai mici decât la probele prezentând a diferentă de CTE pozitivă.

Numeroase metode au fost concepute și selectate de cercetători pentru a evalua legătura metalo-ceramică, iar valoarea minimă recomandată de către standardul ISO969315 pentru sistemele restaurative dentare metalo-ceramice este de 25MPa, pentru testul de încovoiere în trei puncte. Cu toate acestea, se poate afirma că această valoare este legată mai mult de rezistența la încovoiere a substratului metalic, decât de rezistența legăturii metalo-ceramice [55,60,61], cauzând dificultăți atunci când se încearcă o comparație între substraturi metalice diferite.

Aliajele metalice nobile au fost si sunt utilizate pe scară largă pentru placajele ceramice în stomatologie. Cu toate acestea, ținând cont de fluctuațiile de preț ale metalelor nobile, o mai mare atenție a fost acordată aliajelor alternative. Aliajele din sistemele Co-Cr au proprietăți mecanice bune, cum ar fi de duritatea ridicata, densitatea scăzută și rezistența de rupere la tracțiune mare. De asemenea, costurile reduse și tehnologia de fabricatie relativ simplă a aliajelor Co-Cr au condus la utilizarea pe scară largă în proteze dentare fixe în ultima perioadă [50]. Adăugarea Beriliului în aceste aliaje a îmbunătățit proprietățile de turnare a acestor aliaje și a conferit o rezistență sporită legăturii dintre porțelan și aliaj [50, 57, 62, 63, 64, 65].

Dupa cum am precizat, scopul acestui studiu este evaluarea interfetei metalo ceramice dintre aliajul Co-Cr si ceramica dentară prin diferența coeficientilor de dilatare termică liniara dintre metale și ceramică.

Tensiunile termice sunt cauzate de diferențele de contracție termică și dilatare a metalului și ceramicii în timpul ciclului de ardere. Pentru a evalua semnele și nivelurile de tensiune termică, trebuie să cunoastem temperaturile la care sunt generate tensiunile. O alegere rezonabilă pentru temperaturile superioare este temperatură de tranziție vitroasă (Tg) a ceramicii, pentru că peste aceasta temperatura tensiunile din ceramică sunt aproape nule. [69]

Tensiunile care se creeaza în timpul răcirii de la temperatură de tranziție vitroasă a ceramicii la temperatura camerei, sunt dependente nu numai de diferența de contracție termică dintre metal și ceramică, dar si de temperatura de tranziție vitroasă a ceramicii, de geometria probelor și de constantele elastice ale materialelor utilizate. Mai mult decât atât, variabile cum ar fi viteza de răcire și numărul de cicluri de ardere naturală, au propriile lor efecte [70, 71]. În 1968 Tuccillo și Nielsen remarcă faptul că tensiunea termică controlată ar putea întari ceramica, deoarece o tensiune de compresie la interfața metalo-ceramică ar putea fi de dorit în restaurarile dentare [72]. De obicei coeficientul de dilatare termică al aliajelor dentare (αm) are valori în intervalul 13.5 – 14.5×10-6/°C; al ceramicilor dentare (αc) are valori în intervalul 13.0 – 14.0×10-6/°C [73]. O ușoară neconcordanță între αm și αc pune ceramica într-o stare buna de tensiune de compresiune reziduală la temperatura camerei.

Pentru a măsura compatibilitatea sistemelor metalo-ceramice au fost investigate diverse tipuri de metode, cum ar fi:

(1) măsurarea distorsiunilor probelor după arderea ceramicii

(2) diferite teste ale puterii legaturii

(3) teste de aderenta a ceramicii

(4) măsurarea tensiunii reziduale.

Cu toate acestea acordul între rezultatele preconizate si cele măsurate este rar. [66]

Mai multe grupuri de cercetatori au folosit analiza cu elemente finite pentru a studia compatibilitatea sistemelor metal-ceramica și efectul datorat tensiunii [74, 75, 76, 77]. Cu toate acestea, modelele sunt lipsite de rafinament pentru a calcula tensiunea in sistemele metalo-ceramice din punct de vedere medical. Modelele au fost bidimensionale sau axiosimetrice iar valorile constantelor fizice si termice ale materialelor au fost presupuse si nu masurate efectiv.

Consiliul Asociatiei Stomatologilor din America asupra Materialelor Dentare, Instrumentelor si Echipamentelor a recomandat evaluarea compatibilității prin imbinarea datelor cu privire la dilatare asociată cu alte două din cele trei teste: testarea sub șoc termic, caracterizarea legaturii folosind o legatura în trei puncte sau testul de rezistenta la incovoiere și arderi multiple fără formarea fisurilor [78]. Cercetătorii examineaza in continuare diferitele teste noi de laborator utilizate pentru a evalua compatibilitatea materialelor [66].

Caracterizarea structurală a materialelor experimentale prin microscopie optică

Studiile de metalografie optică au fost efectuate pe probe in stare turnata si dupa efectuarea a trei ciclari termice, cu urmatorii parametrii: Vinc = 50 0C/ min – mentinere 5min. la cca. 1000 0C – racire cu max.70 0C/ min (in intervalul 1000 0C – 600 0C ), si apoi cu cca.100 0C/ min. In figura 3.1 sunt prezentate micrografiile optice corespunzatoare probei din aliajul NP in stare turnata (a,b,c,d) si dupa cele 3 ciclari termice (d si f). Microstructura a fost pusa in evident cu reactivul metalografic preparat din: 20ml HNO3, 80ml HCl. Pe sectiunea transversala a probei metalografice pregatite se observa o orientare tip stea a axelor principale ale dendritelor, datorita solidificarii dirijate care a avut loc in forma metalica de turnare. La puteri de marire de circa 500X, se pot observa atat limitele de graunti cat si cresterea aproape perfect simetrica a dendritelor fata de axele principale. Axele secundare ale dendritelor cat si distantele dintre ele, datorita vitezei mari de solidificare sunt de ordinul micronilor. La puteri mari de marire se observa ca nu exista precipitate nici la limita de graunte si nici interdendritic, ceea ce ne conduce la afirmatia ca structura este una specifica a unei solutii solide puternic segregate chimic. Dupa efectuarea celor 3 ciclari termice, se observa o diminuare pronuntata a segregatiei precum si o tendinta de rotunjire si extindere a axelor secundare ale dendritelor, fenomene puse pe seama micsorarii gradientului de concentratie a principalelor elemente de aliere Cr respectiv Mo. Din punct de vedere al starii incluzionare, avand in vedere ca probele au fost elaborate prin retopirea aliajului comercial, iar elaborarea si turnarea s-a efectuat in atmosfera controlata respectiv in forme metalice sablate si decapate, nu se observa incluziuni exogene, iar cele de natura endogena sunt de maximum 10μm (figura 5.1, e). In figura 5.2 sunt prezentate micrografiile optice corespunzatoare probei din aliajul HNA, atat in stare turnata cat si dupa 3 ciclari termice. Microstructura a fost pusa in evidenta cu reactivul metalografic preparat din: 20ml HNO3, 80ml HCl. Se poate observa neuniformitatea atacului metalografic preponderent pe directia axelor principale ale dendritelor (figura 5.2, c). La puteri de mariri suficient de mari (figura 5.2, d) se poate observa si o precipitare a compusilor atat la limita grauntilor cat si interdendritic. Tinand cont de compozitia chimica a aliajului (continut ridicat de Cr si Mo) se poate aprecia ca la limita grauntilor precipita compusul de forma Mo2Cr (compusul de culoare inchisa) la care continutul de Cr poate varia intre 21 si 37%, el aparand in structura la temperaturi mai mici de 590°C (diagrama ASM). Compusul de culoare deschisa, plasat intre ramurile dendritelor, tinand cont de microsegregatia Mo, este un compus metastabil si poate fi conform diagramei ASM, de forma: Cr4Mo, Cr17Mo5, sau eventual Cr3Mo.

Avand in vedere ca aliajul contine circa 60% Cr, se poate aprecia ca cel mai probabil, compusul cu procentajul cel mai mare de Cr este cel prezent.

Dupa cele 3 ciclari termice, datorita temperaturii ridicate (solubilizare totala) de incalzire, precum si vitezei lente de racire (conditii de echilibru), compusii se dizolva total in solutia solida, aspectul dendritic mentinandu-se. Gradul de uniformizare al dendritelor creste considerabil fata de starea turnata.

In figura 5.3 sunt prezentate micrografiile optice corespunzatoare probei din aliajul NPS, atat in stare turnata cat si dupa cele 3 ciclari termice. Microstructura a fost pusa in evident cu reactivul metalografic preparat din: 1gKOH, 4g KMnO4, 95ml AD. Se poate observa o structura dendritica puternic directionata si segregata chimic. Datorita intervalului mare de solidificare, morfologia dendritelor este una dispusa in pachete in interiorul carora dendritele sunt aliniate aproape perfect dupa directia de solidificare. Pe sectiunea materialului nu se observa microretasuri, cu toate ca acest aliaj datorita intervalului mare de solidificare si a coeficientului mare de contractie, este susceptibil la asa ceva. Si pentru acest aliaj dendritele secundare sunt foarte putin dezvoltate avand o lungime de aproximativ 20 de ori mai mica decat axa principala. Se observa deasemenea unele neomogenitati chimice dispuse aleatoriu ca microvolum in material, ele fiind materializate prin microsuprafetele in care continuitatea structurii dendritice prezinta un hiatus (fig. 5.3 e, f).

Dupa cele 3 ciclari termice, microsegregatia la nivel de axe secundare ale dendritelor dispare practic complet, rezultand o structura dendritica ceva mai grosolana dar mai uniforma (fig. 5.3, f).

Microstructura a fost evidentiata in urma atacului chimic cu reactivul metalografic preparat din: 1gKOH, 4g KMnO4, 95ml H20. Ca o prima obesrvatie, neuniformitatea atacului cu reactivul metalografic este cea mai pronuntata in cazul structurii brute de turnare, el disparand practic dupa primul ciclu termic. Structura este alcatuita dintr-o solutie solida puternic microsegregata, cu aspect dendritic, specific starii de turnare. Orientarea dendritelor este radiala, ca urmare a directiei radiale de solidificare. Deoarece turnarea s-a efectuat in forma metalica de Cu, viteza de solidificare a fost de cca. 1040C/s, motiv pentru care dendritele prezinta aproape in exclusivitate numai axe secundare, a caror lungime creste spre axa termică a probei turnate.

In urma ciclarilor termice, se poate observa o usoara crestere a lungimii axelor secundare ale dendritelor, structura ramanand altfel stabila. Deasemenea si gradul de uniformitate si de uniformizare a dendritelor creste sensibil dupa fiecare ciclu termic. Se observa o structura dendritica directionata si relativ neuniforma.

Segregatia dendritica este puternica, iar axele secundare ale dendritelor sunt dezvoltate mai puternic, lungimea acestora raportata la axa principala fiind de aproximativ 5 la 1. Se observa deasemenea la puteri mari de marire (1000X – figura 5.4. d), spre axa termică a probei, intre axele secundare ale dendritelor, microretasuri intrerupte si/sau in retea. De aici rezulta ca acest aliaj are un coeficient de contractie foarte mare la solidificare. Castigul in omogenizare dupa cele 3 ciclari termice este mai accentuat decat la aliajul precedent (NPS), pastrandu-se gradul de neuniformitae al structurii dendritice ereditare.

In figura 5.5 sunt prezentate micrografiile optice corespunzatoare probei din aliajul HCE, atat in stare turnata cat si dupa cele 3 ciclari termice. Microstructura a fost pusa in evident cu reactivul metalografic preparat din: 1gKOH, 4g KMnO4, 95ml AD. Se observa o structura dendritica uniforma, fara tendinta pronuntata de orientare dupa directia de solidificare. Lungimea dendritelor este considerabil mai mica iar proportia de aliaj solidificata cu front planar este considerabil mai mica decat in cazul aliajelor NPS si HCE. Aceasta se poate pune pe seama prezentei Mn (2%) care este total solubil in αCo (vezi diagrama ASM), micsorand considerabil intervalul de solidificare. In spatiile interdendritice, se observa precipitate de compus intermetalic de culoare cenusiu inchis probabil compusul Mo4Mn5 (vezi diagrama ASM). Acesti compusi, dupa cele 3 ciclari termice, la aproximativ 1000C, aproape dispar in structura, regasindu-se la dimensiuni submicronice in spatiul interdendritic (aspectul de “sare si piper” din spatiul interdendritic din figura 5.5. f).

Analiza interfeței metalo-ceramice

In figura 5.6 sunt prezentate in sectiune transversala micrografiile optice ale interfetei metal-strat opac (a, b), metal-strat opac-dentina (c, d) in stare neatacata. Din micrografiile prezentate se poate observa ca atat dupa doua ciclari termice (a ,b) cat si dupa trei ciclari (c, d), interfata metalo-ceramica este continua, neobservandu-se desprinderi. Se observa in schimb pori de marime micronica, relativ uniform distribuiti, acestia rezultand in urma procesului de ardere a opacului. Aceeasi pori se regasesc si in masa opacului. Nu se observa microfisuri, nici dupa 2 nici dupa 3 cilclari termice.

In cazul suportului din aliaj tip HNA (figura 5.7), se observa deasemenea o continuitate aproape perfecta a interfetei metalo-ceramice, porii de la interfata lipsind. Prezenta porilor in imediata apropiere a interfetei in stratul de opac dupa cele 3 ciclari termice poate fi pusa pe seama reactiei chimice opac-dentina. Intr-adevar nu se observa microfisuri.

In figura 5.8, in cazul suportului din aliaj tip NPS, dupa doua ciclari, se observa aparitia aleatorie a porilor la interfata metal-opac. Dupa a treia ciclare se observa in stratul ceramic prezenta unor microfisuri nepatrunse, care se formeaza in dreptul microporilor de la interfata. Aceste microfisuri au sistematic un anumit unghi de inclinare fata de interfata.

In cazul depunerii ceramice pe suportul din aliaj tip HNA (figura 5.7), in aceleasi conditii termice se observa aparitia unui numar sporit de pori la interfata precum si dispunerea acestora sub forma de siruri partial continue. De asemenea, in aceste microzone opacul nu are contact cu materialul suport. Dupa a treia ciclare termică, se observa aparitia unor fisuri la nivelul opacului, amorsele acestora pornind de la microporii prezenti in acesta. Practic si in acest caz, morfologia fisurii este una puternic dantelata datorita materialului ceramic, unghiul de inclinare mentinandu-se aproximativ la aceleasi valori.

In cazul materialului suport din aliajul MCC, dupa aplicarea opacului se observa aparitia unor micropori sporadici la interfata, plasati in opac. Dupa aplicarea dentinei, porii din opac dispar, iar interfata metalo-ceramica ramane practic la fel ca la ciclarea precedenta. Pentru toate depunerile ceramice se observa ca, la sfarsitul ciclarilor materialul ceramic indiferent de suportul pe care este depus prezinta o omogenitate avansate, ceea ce inseamna ca parametrii de ciclare termică si tehnologia de depunere au fost corect alesi si s-au respectat intocmai.

Capitolul 6. Concluzii

Consider ca rezistența legăturii metalo-ceramice poate fi îmbunătățită foarte mult prin utilizarea unui strat intermediar compozit la interfață. Stratul intermediar cu compoziția de 40 M [% vol.] a fost cel care a maximizat rezistența la legături metalo-ceramice, ducând la o îmbunătățire a rezistenței legăturii> 140% față de grupul martor (portelan convențional fuzionat cu probe metalice).

În etapa de fabricare a aliajelor CoCrMo cu material reciclat trebuie efectuată procedura de curățare într-un dispozitiv de curățare cu ultrasunete pentru a elimina particulele de Al2O3. Este necesar să se efectueze o analiză detaliată a fazelor materialelor turnate și să se verifice posibilitatea realizării unei structuri omogene prin aplicarea unui tratament termic adecvat pentru a îmbunătăți proprietățile pieselor turnate durabile. Studiul arată că adăugarea la reciclarea resturilor pure de aliaje Wironit în cantități care nu depășesc 50% nu cauzează o degradare semnificativă a calității pieselor turnate și din motive economice, această tehnologie ar putea fi utilizată în practica protezelor dentare.

Din punct de vedere bioeconomic, putem aprecia că utilizarea unor materiale biocompatibile, cu calități superioare, contribuie la reducerea resurselor naturale utilizate pentru confecționarea restaurărilor prin reducerea ratei complicațiilor apărute în timp.

În vederea confecționării unor restaurări metalo-ceramice cu o lunga durata de viata, propunem selectarea individualizată a aliajelor metalice în funcție de pH-ul salivar și eventualele patologii asociate ale fiecărui pacient în parte. În cazul pacienților cu un pH salivar scăzut este indicată confecționarea unor lucrări protetice integral fizionomice pentru a reduce suprafața de contact a aliajului metalic cu mediul bucal.

Bibliografie