PT96186B

PT96186B - Processo para a preparacao de uma liga de tit}anio e niquel para agulhas cirurgicas

Info

Publication number: PT96186B
Application number: PT96186A
Authority: PT
Inventors: Lee P Bendel; Timothy A Sardelis
Original assignee: Ethicon Inc
Priority date: 1989-12-15
Filing date: 1990-12-13
Publication date: 1998-05-29
Also published as: BR9006316A; GR1000808B; KR910011288A; CA2032317C; ES2077625T3; PT96186A; GR900100853A; JPH03277745A; DK0440948T3; DE69022020D1; DE69022020T2; IE68949B1; US5000912A; MX169705B; CA2032317A1; AU631026B2; EP0440948B1; AU6673490A; KR0139622B1; JP3251022B2

Description

DE UMA LIGA DE TITÂNIO E NÍQUEL PARA AGULHAS CIRÚRGICAS

DESCRIÇÃO

Ãablto da Invenção

A presente invenção refere-se, em geral, ao âmbito das ligas de aço. Mais especif icamente, a liga da presente invenção refere-se a aço inoxidável endurecível, de alta resistência. Mais especificamente, a liga na presente invenção refere -se a um material utilizado em agulhas cirúrgicas moldadas a par tir de aço inoxidável endurecível de alta resistência.

Antecedentes da Invenção

Presentemente, utilizam-se vários tipos de ligas na produção de agulhas cirúrgicas· Algumas destas ligas são aços inoxidáveis martensíticos, aços inoxidáveis austenlticos, e aço de carbono plano laminado. Estas ligas variam nos materiais que apresentam caracteristicas aceitáveis relativamente a resistência e ductilidade. Naturalmente, o principal factor, entre es tes, ê a resistência. A tensão de rutura de uma liga é, idealmen te, tão elevada quanto possível para fabrico, sem comprometer qualquer das outras caracteristicas do material. A tensão de ruja

tura do aço de categoria para precipitação pode ser descrita como uma combinação de uma resistência endurecida adicionada a uma resposta endurecivel, o qual ê endurecido por envelhecimento.

Em geral, é desejável para médicos que as agulhas sejam moldadas de forma a possuírem uma tensão de ruptura superior a 4000 000 libras por polegada quadrada (400 ksi).

Em geral, as ligas ãs quais esta aplicação se refere são chamadas de aços inoxidáveis de alta resistência. Esta terminologia indica endurecimento por transformação martensítica, com precipitação endurecida por envelhecimento. Aço inoxidável significa um nível relativamente elevado em crómio na liga normalmente 12t ou superior.

A primeira fase nos processamentos destes aços é a têmpera ou tratamento da solução. Este envolve o aquecimento do material atê uma temperatura adequada compreendida entre 815° C e 1149 C, suficientemente elevada para colocar um ou vários dos elementos constituintes numa solução sólida no metal de base Mais preferivelmente, os aços de alta resistência são soluções tratadas a uma temperatura compreendida entre 1Õ82°C e 1138°c.

A mudança de fase da solução a partir de um estado austenltico para o seu estado martensltico ocorre, normalmente, nestas ligas durante o arrefecimento a partir da temperatura elevada de trata mento da solução. Uma velocidade de arrefecimento rápida assegura que os constituintes permanecem na solução sólida no estado supersaturado, evitando assim, precipitações não desejadas que podem ocorrer durante um arrefecimento lento. A transformação a martensite ê, assim, uma mudança de fase sem difusão. As adições de ligas permanecem retidas na solução o que origina sítios martensíticos de enchimento intersticial do metal de base. A este respeito, as adições bloqueiam a propagação da deslocação e o posterior esforço da malha estrutural da liga* Determinadas adições de ligas podem também originar refinamento martensltico, en durecendo assim ou tornando resistente a liga devido ao espaçamento mais apertado das placas de martensite.

Em seguida, a liga ê endurecida para ganhar re, sistência adicional. O endurecimento ê um processo que aumenta * a resistência de um metal por adição de deformação mecânica*

Qualquer processo que aumente a resistência ao deslizamento ou ao movimento de deslocações na estrutura da malha de cristais aumenta a resistência do material. No endurecimento esta resistência é originada por obstáculos imóveis gerados durante o próprio processo de deformação. Eles podem contribuir para outras deslocações ou fronteiras de grão aumentando o seu numero por en durecimento mecânico»

Finalmente, a precipitação ou endurecimento por envelhecimento efectua-se envelhecendo a liga a temperaturas intermédias, suficientemente elevadas para reactivar a difusão e a formação de compostos inter-metãlicos. Em geral, o endurecimen to por envelhecimento ocorre entre temperaturas de 399°C e 565° C. De preferência, os aços de alta resistência são endurecidos por precipitação a temperaturas compreendidas entre aproximadamente 441 C e 524 C. Uma dispersão de finos precipitados nas des locações e nas fronteiras das placas de martensite originam mais endurecimento da liga* equilíbrio entre a tensão ã ruptura com a resistência â corrosão e a ductilidade no aço de alta resistência ê difícil de se conseguir* Varias tentativas proporcionaram resistências tenseis elevadas e ainda resistência baixa â corrosão ou baixa ductilidade* Assim, ê um objectivo desta liga o equilíbrio destes critérios e produzir uma liga resistente, dúctil e resistente à corrosão*

Sumario da Invenção

Ê, assim, um objectivo desta invenção proporcio nar um material de liga que possua não menos do que 380 ksi de resistência depois do processamento completo* Os momentos ã flexão de agulhas feitas deste material devem também ser superiores ao das agulhas existentes. For exemplo, para agulhas de diâmeto 0,030 cm fabricadas com esta liga, verificou-se um aumento de 281 de resistência ã flexão, em comparação com as agulhas feitas de ligas frequentemente em utilização.

A liga desta invenção tem de ser susceptível de passar nos ensaios padrão de corrosão, como os comummente descri tos em Federal Specification GG-S-0816 c. Os materiais devem tam

bem ser susceptíveís âe resistirem ã corrosão quando submetidos a uma humidade relativa de 94% a 80°C durante mais de 100 horas·

S ainda um objectivo desta invenção moldar agulhas a partir destas ligas que têm de ser susceptíveis de resistirem ao ensaio de flexão descrito em Federal Specification GG-S-00816 c.

É de esperar que seja necessário um mínimo de 10,5% em crómio para proporcionar forte resistência à corrosão.

nível máximo de crómio esperado é de aproximadamente de 18%, uma vez que é um forte formador de ferrite para níveis baixos de níquel e um estabilizador de austenite muito forte para níveis elevados de níquel. Ê de notar que ê desejável que a liga comple ta se converta da fase austenltica para a fase martensítica durante o tratamento de solução· Alguns dos outros elementos a ser adicionados formam compostos intermetãlicos com o crómio. A quan tidade de crómio que permanece numa matriz de níquel deve exceder aproximadamente 10,5%, depois do endurecimento por envelheci mento.

Ê também de esperar que o níquel seja necessário para proporcionar uma estrutura austenítica a temperaturas compreendidas entre aproximadamente 800°c e 1 100°c, o que pode a transformar em martensite meta-estãvel depois de arrefecimento â temperatura ambiente, o conteúdo de níquel necessário para esta invenção varia entre aproximadamente 4% e aproximadamente 20% 0 níquel deve estar presente para formar uma fracção em volume suficiente das várias fases de endurecimento da liga. 0 níquel necessário para esta função deve estar compreendido entre aproxi madamente 6% e aproximadamente 12%.

Além do crómio e níquel devem adicionar-se outros elementos, tais como, alumínio, cobalto, molibdénio, nióbio tãntalo, vanádio e tungsténio. Estes elementos podem, possivelmente, adicionar-se devido ã sua influência na resposta ao endurecimento por envelhecimento e â velocidade de endurecimento.

Tendo estes critérios em atenção, verificou-se que a presente invenção apresenta maior resistência tensil quando possui a seguinte composição química. A liga ê um material de base ferro na qual o conteúdo em crómio varia entre aproximada- 4 mente 11-1/2% e aproximadamente 12-1/2% em peso. Q conteúdo em níquel não deve ser inferior a aproximadamente 6,3% e nao deve ser superior a aproximadamente 9,5%. Para um níquel elevado de composição química, verificou-se que o conteúdo total de níquel e crómio adicionado deve ser aproximadamente 21%. Qualquer combinação de titânio e tântalo deve ser de pelo menos 1,5% e não superior a aproximadamente 2,1%. O titânio sozinho, a aproximadamente 2% em peso, origina uma configuração desejável da liga.

molibdénio deve estar presente na liga a aproximadamente 3,0% com um máximo de aproximadamente 4,0%. O remanescente da liga é ferro, com elementos vestígio (não superiores a 0,1% de enxofre, carbono, oxigénio, azoto, fósforo, silício e manganês).

Para outros objectivos, ê adequado pensar na re tenção austenítica na liga. Anteriormente as ligas eram discutidas em relação ã quantidade de austenite que ficava depois do es tiramento da liga. A liga resultante possuia assim um índice de retenção de austenite (IRA) compreendido entre 17,3 e aproximada mente 21,4. As ligas das agulhas comuns actuais estão acima desta gama e possuem um bom índice de retenção com base na quantidade de cobalto que contêm. Estas propriedades obtêm-se numa liga com virtualmente nenhum cobalto. £ a combinação de níquel e crómio, assim como, o conteúdo de molibdénio que cria um índice de retenção de austenite desejável, e proporciona ainda resistên cia â ruptura melhorada para as ligas.

Estas ligas, devido ao facto de conterem níquel e titânio em grandes quantidades, e devido ao facto de formarem um composto inter-metãlico Ni^Ti são coraummente referidas como elementos NI Ti. Verificou-se que os elementos Ni Ti produzem una resistência â ruptura superior a 400 ksi, ao mesmo tempo que mantêm ductilldade e resistência â corrosão elevadas.

Descrição pormenorizada da invenção

Assim, no programa de aperfeiçoamento de rotina de ligas efectuado pelos requerentes desta invenção, fundiram-se vários provetes amostra de 2,27 kg a partir dos quais se ensaiou * a liga protótipo. Naturalmente, estes provetes foram processados • sob várias condições diferentes e depois ensaiados para calcular

- 5 -ζ>\ ·®2ζ£»ΓΛ2κζκ»*χ«£ a resistência S ruptura, a ductilidade e a resistência â corrosão.

Depois do programa inicial, ê desejável experimentar um programa em que se produz um pequeno numero de mais prove tes de 2,27 kg em percursos de produção de 45 kg. Depois deste percurso de produção, efectuaram-se ensaios semelhantes com a finalidade de refinar ainda mais o produto. Finalmente, escolheu-se um projecto óptimo, sendo o projecto seleccionado para objectivos de fabrico*

Quadro 1 apresenta as percentagens de elemen tos químicos reais de cada uma das composições químicas ensaiadas. 0 quadro refere-se apenas aos elementos que possuem uma qu entidade em peso superior a 0,5% como medida em química;

QUADRO 1

Liga

Numero Cr Ni Ti Mo Nb Ta M

1	11.86	7.46	1.5	4.04
2	11.93	6.57	0.95	4.03
4	11.86	6.53	1.98	4.04
6	11.86	8.32	1.94	4.04
7	11.87	8.4	0.84	4.03
8	11.86	7.49	1.35	2.02	0.77
9	11.79	6.89	1.99	0
10	11.91	7.48	-1.5	0		0.98
12	11.92	7.52	1.49	2.01
13	11.92	6.65	0.98	0
15	H . 8	7.16	1.41	0		2.96
16	11.88	7.57	1.52	0
20	11.92	7.54	1.48	2.01		0.98
21	11.89	8.4	1.96	0
22	11.88	7.45	1.49	2.02		3.03
23	11.9	8.41	1	0
24	11.78	7.51	1.91	2.03	0.78
29	12.06	6.39	2.45	5.04
30	11.9	8.53	2.53	4*03
31	11.98	8.52	2.03	5.03
32	11.91	8.47	2.54	5*05
33	11.99	13.68	2.07	4
34	12.01	11.8	1.98	3*98
		Esta invenção	ê, em seguida,	descrita relativa

mente aos diferentes processos para a formulação de um material que satisfaça os critérios anteriores. Experimentou-se um estudo geral para apertar os factores, antes de se chegar a um programa de liga. Efectuou-se este estudo para determinar a resistência total de diferentes composições químicas de liga. 0 objectivo era desenvolver composições químicas que excedessem os níveis de resistência das ligas correntes. O objectivo principal era caracterizar a eficácia de cada uma das adições de liga particu lar e proporcionar um instrumento de projecto para futuras ligas. Finalmente, explorou-se uma comparação dos benefícios de reforço por tratamento a quente das ligas, com os benefícios do endurecimento durante o estiramento da liga. Assim, prestou-se atenção ãs restrições da produção de agulhas ou arame.

Seleccionaram-se várias composições químicas para optimizar as adições da liga particulares. Cada um dos provetas de liga de 2,7 kg foi habitualmente fundido. Cortaram-se num torno mecânico barras das ligas para proporcionar quatro com prlmentos de aproximadamente 7,62 cm. Estes comprimentos de barra foram tratados em solução (temperados) a uma temperatura pre-determinada, e, depois, cortados em pedaços de comprimento 0,64 cm para tratamento subsequente. De cada solução de tratamento reteve-se um pedaço para ensaio de dureza no estado temperado, um pedaço para tratamento criogenico, e os pedaços restantes para endurecimento por precipitação (avaliação por envelhecimento)

Ensaiou-se o ferro-magnetismo para cada um dos pedaços para cada uma das temperaturas de têmpera. Utilizou-se esta atracção para indicar as quantidades relativas de martensite presentes na matriz. Para quaisquer pedaços não ferro-magnêticos, efectuou-se o tratamento criogenico depois de se terem temperado, isto exige a refrigeração do pedaço durante 16 horas, através da suspensão em azoto líquido a - 126,5° C Í-196°F). Repetiu-se o ensaio fexro-magnêtico depois da refrigeração.

Trataram-se pedaços de liga amostra individuais para a têmpera a quatro temperaturas diferentes: 927°C, 982° C, 1 037°C e 1 093°C. O tratamento de solução exigiu uma hora de têmpera a que se seguiu arrefecimento por água ã temperatura ambiente. Depois de cortados os pedaços, endureceram-se por precipitação a temperaturas entre 454°e e 607°C. O endurecimento de

(^^'•«^CTescsEs»»' precipitação exigiu quatro horas de envelhecimento, a que se seguiu arrefecimento por ar.

Inicialmente# envelheceu-se cada um dos pedaços de liga a quatro temperaturas diferentes abrangendo a gama de endurecimento por precipitação. Com base na resposta de envelhecimento, utilizaram-se temperaturas intermédias atê se atingir uma resistência tensil máxima. Efectuaram-se os ensaios com um dispositivo de ensaio de dureza Rockwell utilizando uma prê-carga de 150 kg e um identificador de diamante brale. Converteram-se as leituras de dureza da escala Rockwell C a equivalentes aproximados de resistência ã ruptura, utilizando as conversões proporcionadas por Rockwell.

A preparação/corte dos pedaços de ensaio produziram duas superfícies paralelas por corte em torno mecânico. Arearam-se estes# ligeiramente, â mão para remover resíduos e marcas de máquina. Tomaram-se cinco impressões de dureza de cada pedaço - uma leitura central mais quatro leituras uniformemente espaçadas a partir do centro. Fez-se as medias das quatro medições, e depois converteu-se em tensão de ruptura a partir da escala de dureza.

O Quadro 2 examina vários componentes. A partir das ligas correspondentes do Quadro 1, determinou-se, primei ro, se a liga sofreu variações de austenite e martensite. Nos casos em que o material permaneceu austenítico, esse pedaço recebeu um estudo de envelhecimento muito abreviado. Ê também referida a resistência tensil õptima obtida, que ê uma combinação da resposta devida ã resistência ã têmpera e a resposta ao endurecimento por precipitação. Assim, o que permanece ê uma resposta endurecível que ocorre quando o material ê estirado a frio atê dimensões de arame ou de agulhas. Assim, a resposta delta indica a resposta de endurecimento por precipitação, fi também indicada a resistência â têmpera obtida e a temperatura utilizada para o tratamento por têmpera. A temperatura de envelhecimento ê indicada para a temperatura de endurecimento por precipitação encontrada como sendo a mais desejada para cada liga. Finalmente, o índice de retenção de austenite (IRA) ê calculado pela formula seguinte:

ARI w % Ni 4- 0,8 (t cr) + Ô,6 (% Mo) * 0,3 (% Co) .

QUADRO 2 s¹ β

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Como se pode verificar dos quadros anteriores, os estudos iniciais neste sistema possuem todos uma composição em cromio nominal de 11,9%. Acredita-se que esta quantidade é su ficiente para se obter uma boa resistência â corrosão para aço inoxidável. 0 níquel e estudado entre 5,5 e 13,7%, optimamente entre 6,5% e 8,5%. 0 titânio ê estudado a partir de 1 a 2,5%. 0 nolibdênio ê estudado de 0 a 5%. De importância secundária são es adições de niõbio a 0,75%, tântalo a 1%, e tungsténio a 3%.

Os dados precedentes limitaram-se ã resposta do tratamento por calor em massa, isto ê, ã resposta sem um componen te endurecível que pode ocorrer a partir do estiramento em arame, β de notar que no ensaio em massa, atinge-se uma resistência tenbíI máxima à mesma temperatura da temperatura de variação máxima aa resposta de endurecimento por envelhecimento.

A partir destes ensaios de massa iniciais podem tirar-se as seguintes conclusões. Primeiro, varias coiaposições juímicas excedem a resistência tensil de categorias típicas de a came. O tratamento em solução sozinho destas varias composições químicas proporciona resistências tensêis compreendidas entre 120 ksi e 160 ksi, e foram optimizadas de 982°C a 1 093°C. O endu cecimento por precipitação das mesmas composições químicas origi aou resistências globais compreendidas entre 250 ksi e 300 ksi. Verificou-se que o endurecimento por precipitação era mais efi:az para estas composições químicas na proximidade dos 496°C. To los os seis elementos utilizados nas ligas foram endurecidos em solução solida e aumentou-se a resistência tensil das ligas. O liõbio foi particularmente eficaz para este caso.

O titânio, níquel e tântalo endureceram por prejipitação e aumentaram a resposta ou variação na resistência ten lil com o envelhecimento. O titânio foi o mais eficaz. 0 titânio numa gama compreendida entre aproximadamente 1% e aproximadamente 2% em peso proporcionou a maior contribuição para a resposta notai ao tratamento por calor. Provavelmente o níquel responda aelhor ao tratamento de solução a uma temperatura aproximada de L093°C.

Todas as composições químicas de NiTi ensaiadas neste percurso converteram-se mais provavelmente a martensite

arrefecimento â temperatura ambiente depois de tratamento de solução, excepto as ligas que nunca se converteram de austeníticas. As ligas que não se converteram possuíam mais do que 9,5¾ em níquel. As ligas com menos do que 9,5% em níquel eram ferro-magneticas e apresentavam forte atracção magnética quando colocadas num campo magnético.

Assim, quando estiradas em arame, qualquer varia ção na resposta ao tratamento por calor era devida a transformações induzidas por resistência. Naturalmente, ê recomendada a re avaliação da resposta da liga depois de estas ligas serem endure cidas a frio, o que não foi feito para a maior parte dos provetas. Alem disso, o exame das micro-estruturas pode ainda explicar a fase presente e as diferentes respostas de endurecimento nestas ligas.

Submeteram-se depois as ligas iniciais a ensaios ie corrosão. Como um resultado destes ensaios, todas as ligas Ni Ii anteriores passaram nos ensaios de corrosão por sulfato de co □re apresentadas no Federal Apecification GGS-00816 c, incorpora lo aqui como referência. Verificou-se que como uma função da per centagem do crómio ou qualquer adição de liga única, a incidência de corrosão não variava em função da resistência tensil. Contudo, verificou-se alguma corrosão durante o ensaio de corrosão por ãjua salgada, e verificou-se que isto podia estar relacionado com a quantidade de ferrite presente nas ligas durante a fase marten site. Alem disso, as ligas viáveis como possíveis para agulhas aram aceitáveis para os ensaios de corrosão por ãgua salgada e ãgua em ebulição.

Ensaiaram-se depois a resposta ao endurecimento □ara as ligas e a resposta ao envelhecimento de aços inoxidáveis Ie alta resistência estirados em agulhas. As ligas foram recebidas como barras de 0,64 cm. Estirou-se a barra atê um arame utilizando um ou os dois processos de fluxo seguintes. No primeiro □rocesso de fluxo, temperou-se a barra a 1093°C, moldou-se a 0,55 temperou-se de novo a 1093°C, e estirou-se a partir de 0,55 cm itê 0,18 cm. Temperou-se o arame resultante a 1093°C e estirou-se le 0,18 cm a 0,056 cm. Alternativamente, no segundo processo de puxo, temperou-se a barra com 0,64 cm de diâmetro a 1093°C. Esti

rou-se depois a barra a partir de 0,64 era ate 0,26 cm» Temperouq

-se este arame a 1093 C e estirou-se de 0,26 cm a 0,056 cm.

Efectuaram-se depois ensaios tenséis. Uo estado temperado e como estirado ate aos diâmetros seguintes: 0,076 cm, 0,061 cm, 0,056. Efectuaram-se outros ensaios tenséis no material quando estirado até 0,056 cm e envelhecidos a 468°C durante ama hora e depois arrefecidos ao ar. Além disso, efectuaram-se outros ensaios tenséis em arames estirados até 0,056 cm e depois envelhecidos a 510°c durante uma hora e em seguida arrefecidos ao ar.

Quadro 3 demonstra a resistência tensil de têm pera quando estirados a 0,056 cm e a resposta de envelhecimento resultante do envelhecimento do material. Determinou-se a veloei lade de endurecimento (V.E) das ligas fasendo um grãfico da resistência ã ruptura (ES) do arame como ostirado em função do logaritmo natural da variação era comprimento. 0 declive da curva resultante é a V.E. da liga. A R.R. da liga para vãrios tamanhos de arame pode ser determinada de acordo com a formula seguinte:

R.R. = Resistência tensil temperada + V.E. * la (variação no comprimento original final)

Finalmente,a última coluna demonstra a resistência â rutura das ligas como estiradas em arame com 0,056 cm.:

- 12 QUADRO 3

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Devido â disponibilidade de materiais gue necessi tam de dois processos de fluxo diferentes, a têmpera final do acame a 1093 C e o estiramento do arame a partir das suas dimenssoes maiores atê um tamanho final de 0,056 cm permite a compara-* jão dos dados. Verificou-se a partir dos dados gue as ligas contendo quantidades crescentes de molibdénio possuem uma velocidale de endurecimento superior, com uma resposta de envelhecimento zirtualmente invariável. Também, o aumento de titânio de 2% a aaroximadamente 2,5% produz uma liga gue ê frágil e gue se rompe tirante o primeiro ou segundo passos do estiramento.

Uma vez gue as ligas 33 e 34 eram as versões de Liga 6 com níquel mais elevado, estas ligas eram austeníticas na jondição de têmpera, como previsto pelo seu ISA elevado» Estas Ligas possuíam uma resistência tensil â tempera baixa, uma veloci lade elevada de endurecimento inicial a ainda uma resposta ao en zelhecimento inferior â da liga de linha de base, a liga 6.

Depois dos resultados iniciais, processaram-se as ligas 6 para determinar ôs limites das ligas. Os trabalhos anteriores tinham indicado gue a liga 6 possuia a melhor combinarão de propriedades. Foi assim escolhida como um ponto de parti- ; la para a segunda fase de provetes de NiTi. Assim, a liga 102B ê ima réplica da liga 6. O Quadro 4 proporciona as composições guí oiças das quatro últimas ligas estudadas.

QUADRO 4

Liga	cr	Nl	TI	Mo	Ta
101B	11.43	3.35	1.40	4.04	0.90
102B	11.48	8.27	1.88	4.06	nenhum
102C	11.46	8.24	1.86	4.60	nenhum
	Os	objectivos	da escolha	destes	critérios foi

leterminar os limites superiores para os elementos de endureciaento de titânio, tântalo e molibdénio por sistema de liga. Alem lisso, o objectivo desta escolha de liga foi determinar a gama le velocidade de têmpera aceitáveis e as temperaturas para pro- ^:

- 14 -¼

cessamento de ligas de NiTi eia arame de agulha. Também é desejável proporcionar material suficiente para a produção de agulhas e para estudos de endurecimento por envelhecimento.

Processaram-se depois três ligas NiTi. A compo sição química foi fundida por indução no vácuo e em seguida foi refundida por arco de vácuo (VIM-VAR). Fundiram-se os lingotes a aproximadamente 16,12 cm moeram-se a superfície e enrolaram-se a quente a aproximadamente 0,74 cm. Temperaram-se as barras quen tes a 815^QC, estiraram-se a 0,67 cm e cortaram-se em rolos de 0,622 cm.

Processou-se depois o arame em rolos em arame de agulhas. Pre-revestiu-se primeiro e estirou-se a 0,368 cm. Temperou-se depois a 1060°C a 91,44 cm por minuto. Estirou-se de pois o material de 0,368 cm a 0,236 cm. 0 tratamento por têmpera dos fios foi feito a temperaturas compreendidas entre 1049°C e 1115°C a velocidades compreendidas entre 91,44 cm e 731,5 em por minuto.

Temperatura de têmpera F

QUADRO 5

Liga numero - 102C Velocd.têmpera-pês p/mint.

12

1920 desintegra-se «47 frágil « 36 -se Ml frágil «54

1960 desintegra- desinfcegra-se «47 -se «47 frágil «31 frágil «41 estirado a estirado a

WHR estirado a 21

VÍHR - 28

-se «47 WHR - 29 estirado a desintegra21 —se « 47

WHR « 31 ofián desintegra- desintegra- desintegra- estirado a ^υ -se «47 -se «47 -se «41 21

2000

Cont.

Liga numero - 101B Velocd.tsmpera-pés p/mint.

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frágil £36	desintegra-se £47 _;frágil £36;	; frágil £36	frágil £41
	- frágil £24	estirado a	desintegra-	h
2000		21	-se £ 46 demasiado
			pequeno £24
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	estirado a 21	frágil £31	desintegra-se £46	frágil £31
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		Liga numero - 102B
		Velocd.têmpí	sta-pes p/mii	lt.
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1920	demasiado
pequenaΛ 24	frágil £36	riscado £24 frágil £54

1960 estirado a 15,5

WHR 28 estirado a desintegra21 — se. £47

WHR - 35 desintegra-se* 47 demasiado pequena £24 L estirado a 21

WHR = 23 estirado a 21

TOS. = 32 estirado a

15,5

WHR ~ 33 estirado a 21

WI-IR = 35 desintegra- estirado a estirado a -se £47 15,5 21

WHR - 29 - WHS » 33 estirado a 21

WHR = 37

Estirou-se depois o material de 2,36 em a

0,053 cm e depois estirou-se desse tamanho ate 0,046 cm ou 0,039 cm, os tamanhos aplicáveis para agulhas*

Utilizou-se o ensaio tensíl no arame estirado para determinar a velocidade de endurecimento das ligas. Os resultados são como se seguems

QUADRO 6

Liga	Terap.de Velocidade Têmpera de têmpera	UTS AS-ANN (ksi)	UTS Estirado í 0.021 (ksi)	UTS i Estirado 0.0155 (ksi)
(OF)	(Ipm)
102b	2040	6	161	248	266
	2040	12	164	248
	2040	24	157	264
	2000	3	158	245
	2000	6	163	252
	2000	12	160	263	266
	2000	24	160	254
	1960	3	156	240	260
	1960	6	158	257
102c	2000'	3	160	256
	2000	6	161	252
	2000	12	162	257
	1960	12	160	263
101b	2000	6	147	243
	2040	3	153	235
	2040	12	153	237

Podem tirar-se algumas conclusões a partir des tes ensaios. Verificou-se gue a liga 102B foi temperada com suees so pára o estiramento de arame a uma gama vasta de temperaturas e velocidades de têmpera. Assim, a composição química da liga 102B, entre outras, a aceitável para um arame de agulha. A liga 101B era altamente susceptível á desintegração. Assim, concluiu-se que o conteúdo de titânio mais o conteúdo de tántalo das ligas para as agulhas deve ser limitado a aproximadamente 2,1%, e, especialmente, um aumento de titânio de 2,0% a 2,5% origina fragilidade. A liga 102c, com 4,2% de molibdénio, era susceptível â desintegração e ã ruptura para muitas das velocidades e temperaturas de tempera. Assim, o conteúdo de molibdénio das ligas deve ser limitado a aproximadamente 4,1%.

A liga 161b, com 1,5% de titânio e 1,8% de tán talo experimentaram ducfcilidade semelhante ã liga 30, com 2,5% de titânio, durante o estiramento. Pode-se concluir, assim, gue as adições de liga de tãntalo possuem um efeito igual em ductili dade âs de titânio. As ligas 10 e 20, gue possuíam 1,5% de titanio e 1,0% de tãntalo, mas com conteúdos de molibdênio de 0 e 2% respectivamente, apresentavam bos ductilídade e boa resistência â ruptura. Por outras palavras, o titânio e o tãntalo combinados comportaram-se de forma semelhante na liga e, assim, as suas quantidades máximas devem ser mantidas inferiores a aproximadamente 2,1%. Ê de verificar gue esta combinação a 2,5% era frágil pa ra a liga da invenção.

Como uma ultima função desta fase, testaram-se dez das ligas escolhidas para os ensaios de resistência ã flexão Envelheceu-se cada uma das ligas a temperaturas compreendidas en tre 413°C e 579°C em intervalos de tempo compreendidos entre 1 hora e 23 horas, e arrefeceu-se por ar. Efectuaram-se ensaios, fie flexão e registaram-se a resistência ã flexão máxima e a deflexão anelar total para a ductilídade. Efectuou-se a conversão para a resistência ã ruptura, matematicamente, utilizando tabelas de conversão jã estabelecidas. Efectuaram-se todos os ensaios ã flexão para deflexões de 84 utilizando um braço de momento de 0,38 cm, e a calibração para uma carga de 453,6 g.

Como se pode ver dos quadros, a liga 34 produziu uma resistência tensil muito elevada e uma resposta ao trata mento por calor igualada apenas pela liga 33. Em oposição, a sua ductilídade era mais baixa. Estas ligas continham conteúdos elevados em níquel, o que originou um ISA elevado e eram austeníticas quando temperadas. Devido ao trabalho extenso a frio durante □ estiramento do arame, eram forçadas a transformações induzidas sm martensite. A informação proporcionada durante o estiramento do arame indicou que a liga 34 se transformou completamente em martensite e a liga 33 se tinha transformado em grande parte. As restantes ligas ensaiadas eram essencialmente martensíticas quan do temperadas e passaram nos ensaios de ductilídade:

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Em geral, a partir destes ensaios de ductilida de, obtêm-se o maior endurecimento por precipitação para o conte udo mais elevado em níquel. Mas para o endurecimento por envelhe cimento óptimo aparece a degradação da ductilidade. Em oposição, nenhuma das ligas martensíticas apresentou perdas apreciáveis da ductilidade.

A velocidade de resposta indicou que uma a duas horas ê suficiente para produzir 90% ou mais do endurecimento por precipitação. A melhor combinação de resistência e ductilida de entre as 8 ligas foi assim encontrada para a liga martensítica 102b. Obteve-se uma resistência tensil calculada de 400 ksi com resposta ao tratamento por calor de 120 ksi. A ductilidade excedeu a deflexão total dos ensaios de flexão.

Com estas novas ligas de NiTi escolhidas para avaliar os níveis elevados de titânio (2% e superiores), e os ní veis de molibdénio de 4% ou superiores, agruparam-se as resistên cias tenséis óptimas resultantes a aproximadamente 300 ksi para todas estas ligas. Estas resistências excederam todas as das com posições químicas anteriores. Como uma conclusão destes ensaios de segunda fase, pode-se reafirmar que o limite de solubilidade sólida para a combinação de titânio e tântalo deve estar a um má ximo compreendido entre aproximadamente 2,1 e aproximadamente 2,3%, e determinou-se o conteúdo de níquel a partir destes estudos como sendo mais benéfico a um máximo entre 8% e 9,5%.

Finalmente, processou-se o arame para agulhas do provete 102b (o provete mais desejável) em agulhas utilizando equipamento, ferramentas e processos de fabrico de agulhas padrãc A resistência tensil do arame para agulhas era superior à normal para ligas típicas. Efectuaram-se estudos de formação de canais para determinar se poderiam ser perfurados canais num material de resistência mais elevada. Compararam-se estas agulhas com as agulhas presentes feitas antes ou depois destas agulhas de prove te 102b.

Em conclusão, determinou-se que estes provetes podem ser processados com sucesso em agulhas sem modificações Im portantes no equipamento ou ferramentas. A resistência â flexão das agulhas feitas dos provetes 102b era de 20% a aproximadamente ι tf »

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28% superior â das agulhas típicas feitas do mesmo tipo. Compa» rou-se isto favoravelmente com a resistência tensil elevada calculada.

Assim, em conclusão, estes provetes depois de estirados em tamanhos de agulhas proporcionam resistências a rup tura superiores a 400 ksi. A este respeito determinou-se a partir destes estudos gue uma tal liga ê altamente desejável na utilizaçao como arame ou especialmente em utilização como agulhas

Assim, com os ensaios anteriores, verificou-se gue existe um novo assunto em condições para uma Patente e consi deram-se que as reivindicações seguintes e seus equivalentes des crevem o âmbito dessa patente.

Claims

R Β I V I M D I C A Ç δ E S

Processo para a preparação de uma liga de aço inoxidável de estrutura martensítica caracterizado por se incorporar cerca de 11,5% a 12,5% em peso de cromio, cerca de 6,3% a 9,5% em peso de níquel, cerca de 3% e 4% em peso de molibdénio e cerca de 1,5% a 2,4% em peso da combinação de titãnio e tântalo e por o remanescente ser constituido por ferro e elementos raros _a

- 2 Processo de acordo com a reivindicação 1, caracterizado por a quantidade de molibdénio estar compreendida en tre 3,5% e 4%.

- 3^a Processo de acordo com a reivindicação 1, caracterizado por a quantidade da combinação de titãnio e tântalo não ser superior a cerca de 2,1%.

- 21 < ‘ ί »

-4^aProcesso de acordo com a reivindicação 1, caracterizado por a quantidade de níquel estar compreendida entre 7,5% e 8,5%.

- 5 ^aProcesso de acordo com a reivindicação 3, caracterizado por a quantidade de titênio ser cerca de 2,1%.

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-* o **- Processo de acordo com a reivindicação 3, caracterizado por a quantidade de tãntalo ser de cerca de 1,5%i

Processo de acordo com a reivindicação 3, caracterizado por a quantidade de crómio ser de cerca de 12%.

- 8^a Processo de acordo com a reivindicação 7, caracterizado por a quantidade de titãnio ser de cerca de 2,1%.

-9^aProcesso de acordo com a reivindicação 8, caracterizado por a liga ser utilizada na manufactura de agulhas cirúrgicas.

A requerente reivindica a prioridade do pedido norte-americano apresentado em 15 de Dezembro de 1989, sob o numero de serie 451,078.

Lisboa, 13 de Dezembro de 1990

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