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Caracterizacion metalografica de barras para sobredentaduras, elaboradas por sobrecolado de pilares para implantes dentales.

METALLOGRAPHIC CHARACTERIZATION OF OVERDENTURE BARS MANUFACTURED BY OVERCASTING ABUTMENTS FOR DENTAL IMPLANTS [1]

INTRODUCCION

El uso de protesis totales convencionales en pacientes totalmente edentulos, en ocasiones se convierte en una opcion de tratamiento de dificil adaptacion para el paciente, donde la configuracion de las estructuras anatomicas sobre las cuales debe elaborarse la protesis no ofrece el soporte, estabilidad y retencion suficiente para brindar el confort que el paciente necesita para hacer de forma eficiente, todas sus funciones orales. (1) La implantologia oral ofrece en la actualidad la posibilidad de colocar minimo 2 implantes en el arco inferior, (2) y 4 en el arco superior, (3) sobre los cuales mediante el uso de diferentes sistemas de anclaje y disenos protesicos, se puede ofrecer el incremento significativo de la estabilidad, retencion y en algunas ocasiones soporte; a las protesis tipo sobredentaduras, (4) mejorando la calidad de vida de quienes la utilizan.

Los sistemas de anclaje para sobredentaduras con implantes mas utilizados y reportados en la literatura son los anclajes individuales tipo bola y locator; destacandose tambien el uso de barras. La elaboracion de barras sobre implantes, tiene como ventaja proveer altos niveles de retencion, mejorar la distribucion de las fuerzas a los implantes debido al efecto de ferulizacion, (5) y adicionalmente es una opcion de primera linea cuando no se tiene un paralelismo adecuado en los implantes. (6) Slot y colaboradores describen el diseno de barras, como el comportamiento clinico mas predecible especificamente para los pacientes edentulos del maxilar superior. (7)

Los metales utilizados y los metodos de elaboracion de este tipo de barras para sobredentaduras son variados. En la literatura se reportan metodos de soldadura, donde se utilizan cilindros de aleaciones de oro sobre los cuales se hace soldadura de barras prefabricadas en oro tipo IV, (8) metodos de colado, en los cuales se ferulizan pilares y barras calcinables, ya sean prefabricadas o fresadas, mediante un patron en cera, el cual es revestido y posteriormente colado como una sola unidad en metales como el oro tipo III, (9-11) o aleaciones no nobles como Co-Cr (12) y metodos de fresado por CAD/CAM de aleaciones de titanio y Co-Cr. (6,13,14)

Los altos costos que tienen actualmente los metodos de fresado dejan ver que la elaboracion de barras para sobredentaduras sobre implantes, a traves del metodo de colado, es una tecnica aun muy utilizada. El colado de una estructura permite evaluar inmediatamente la adaptacion y provee una maxima resistencia, debida a la rigidez de los conectores. (15)

Durante los procesos de colado, el material de eleccion son las aleaciones con metales nobles, debido a su precision en la reproduccion de detalles. Como alternativa a los metales nobles, se encuentran las aleaciones no nobles o tambien conocidas como metales base. Dentro de este grupo la aleacion mas utilizada para estos procesos es la aleacion de Co-Cr; ampliamente utilizada en la elaboracion de estructuras para protesis removible. Entre las ventajas de las aleaciones de metal base, se encuentran: menor costo, propiedades de alta dureza, resistencia y modulo de elasticidad; que ofrecen resistencia al desgaste, y la posibilidad de disenar estructuras de menor espesor. (16)

Entre las aleaciones de metales base para odontologia se encuentra las de Co-Cr y Ni-Cr. Existen varias razones para usar las aleaciones de cromo-niquel en odontologia, el niquel se combina con el cromo para formar una aleacion resistente a la corrosion, las aleaciones de Cr-Ni y Cr-Ni-Be tienen menor costo, en comparacion con las aleaciones nobles y altamente nobles. Con respecto a la cuestionada biocompatibilidad de las aleaciones de Ni-Cr; Setcos y colaboradores, en 2006, (17) publica una revision acerca de la seguridad de las aleaciones dentales con contenido de Ni, concluyendo que el niquel se encuentra en muchas de las aleaciones utilizadas en la practica de la odontologia, y que estas aleaciones tienen una larga historia de uso con exito, sin reportes de efectos biologicos importantes.

Aunque el niquel se ha reportado como un alergeno moderado, detectado mediante pruebas especificas para alergias de contacto, no hay evidencia de que cada paciente tenga un riesgo significativo de desarrollar sensibilidad al niquel, exclusivamente atribuible a la exposicion durante el uso de aparatologia y restauraciones dentales.

No hay evidencia de carcinogenicidad asociados con el uso intraoral de aleaciones dentales con contenido de Ni. Adicionalmente menciona que la alergia de la mucosa a los metales es rara. En un estudio in vitro se demuestra la baja citotoxicidad de 11 aleaciones, entre las cuales se evalua una de Ni-Cr, en un periodo de observacion de 10 meses. Los resultados soportan su uso exitoso en boca. (18)

Uno de los principales factores que influyen en la biocompatibilidad de las aleaciones es la corrosion. De acuerdo con la propuesta de clasificacion quimica y electroquimica de aleaciones dentales, utilizando los resultados obtenidos con los test de corrosion estandar descritos en la ISO 10271, se describe una resistencia a la corrosion disminuida y mayor liberacion de iones para las aleaciones no nobles como el Ni-Cr, en comparacion con las aleaciones nobles con contenido de oro o paladio. Sin embargo, se ha encontrado que la proporcion en el contenido de cromo en las aleaciones, puede variar la resistencia a la corrosion de la misma. Cuando el contenido de cromo es mayor a 18 wt.% se asegura la pasivacion de la superficie de la aleacion que la protege contra la corrosion. (19) Se ha demostrado que la liberacion de Ni y Mo de las aleaciones de Ni-Cr con contenidos de Cr entre 22,5 y 26%, fue similar, y sus efectos citotoxicos no difieren significativamente cuando se comparan con una aleacion altamente noble Au-Pt. (20)

Viswanathan en 2009 concluye que la resistencia a la corrosion de las aleaciones de Co-Cr es superior a la de las aleaciones de Ni-Cr; sin embargo, en su estudio utiliza una aleacion de 16% de fraccion de masa, y a su vez reconoce que las aleaciones de Ni-Cr con un nivel mas alto de Cr (cerca del 25%) exhibe resistencia a la corrosion superior debido a la distribucion mas uniforme de Cr en la microestructura de la aleacion. (21)

Las aleaciones de metal base tienen generalmente mayor dureza, valores mas altos de modulo elastico y son mas resistentes a la deformacion por torsion a altas temperaturas; pero tambien pueden ser mas dificiles de colar y presoldar que las aleaciones de oropaladio o de plata-paladio. Las aleaciones metalicas no nobles poseen temperaturas de fusion mas altas que las aleaciones de oro, razon por la cual se puede dificultar el proceso de colado. La alta dureza de estas aleaciones puede complicar su terminacion y pulido, (16) lo que puede disminuir la exactitud en el colado. (22,23)

Aunque las principales aleaciones estudiadas para el colado de estructuras dentales sobre implantes de Ti son aleaciones con metales nobles y aleaciones con metales no nobles como el Co-Cr, se tiene pocos reportes del comportamiento de estructuras sobrecoladas con Ni-Cr usando pilares prefabricados de Ti, como alternativa para los procesos de fabricacion de supraestructuras para implantes dentales.

En este estudio se plantea la posibilidad de elaborar barras por sobrecolado de una de las aleaciones de metal base ampliamente utilizada en el mercado (Ni65%-Cr22,5%-Mo9,5%), sobre pilares prefabricados en aleacion de titanio (Ti-6Al-4V), de tal manera que se conserve la adaptacion de la estructura sobre la plataforma de los implantes que ofrece el aditamento prefabricado de titanio, y a su vez se pueda contar con las ventajas de las propiedades del metal base y la disminucion de costos en la elaboracion de este tipo de tratamiento.

Es importante evaluar inicialmente el comportamiento in vitro de este diseno protesico con el fin de determinar el tipo de union entre las aleaciones y el potencial de corrosion, como factores importantes para determinar su viabilidad clinica y las recomendaciones de uso en pacientes de manera provisional o definitiva. Para estos objetivos se busca caracterizar metalograficamente el tipo de union que se pueda presentar en la interfase pilar-barra, para asi deducir que propiedades puede llegar a presentar.

METODOS

Se elaboraron 5 barras de aproximadamente 10 mm de longitud, ferulizando dos pilares de implantes dentales (MIS) con resina acrilica para patrones (Pattern Resin, GC), la forma definitiva y los espesores se dan a traves de un encerado y calibracion manual, manteniendo un recubrimiento de los pilares de 1,5 mm alrededor de todo el diametro de cada pilar. Se utiliza un revestimiento de fosfato (Calibra Express), que posterior a su fraguado es llevado al horno a 800[grados]C durante 30 min, para evaporar la resina y la cera. Posteriormente, se hace el colado de la aleacion de Ni65%-Cr22,5%-Mo9,5% (Wiron 99) en centrifuga de induccion a temperatura de colado de aproximadamente 1350[grados]C. Finalmente el enfriamiento se hace al aire libre (figura 1).

[FIGURA 1 OMITIR]

Las aleaciones que se estudiaron fueron las de Ti-6Al-4V y la de metal base Ni65%-Cr22,5%-Mo9,5%, Wiron 99 (Bego, Germani), aleacion ampliamente utilizada para el colado de estructuras de protesis fija y sobre implantes. La tabla 1 muestra la composicion quimica de las aleaciones suministradas por la casa fabricante.

Para la preparacion de superficie se hizo pulido manual, con papel de carburo de silicio numeros 180, 220, 280, 320, 400, 600, 1000 y 1200, de acuerdo con la norma ASTM E3, para luego llevarlos a un pulido a traves de los panos humedos con particulas de 0,3 y 1|i despues fue llevado a enjuague y secado. Se tuvo precaucion a la hora de pulir la aleacion de Ti, ya que esta sufre transformacion por la deformacion que se le cause.

Las probetas se prepararon haciendo un lavado con acetona y en ultrasonido con agua destilada. La revelacion microestructural se llevo a cabo en dos etapas con el reactivo de Kroll, con dos concentraciones distintas (tabla 2), despues de hacer cortes transversales y longitudinales para observar la variacion microestructural desde la superficie de la barra hasta el pilar (figura 2), con el fin de inspeccionar la microestructura presente a traves del microscopio optico (Oliympus, GX 41F)) a diferentes aumentos. Ademas fueron embebidas en lucita para mantener los bordes de la probeta.

[FIGURA 2 OMITIR]

Tambien se hicieron pruebas en el microscopio electronico de barrido (SEM) y de espectroscopia de energia dispersa de rayos X (EDS) (JEOL, Modelo JSM-6490LV/ Oxford Instruments) de la Escuela de Ingenieria de materiales de la Universidad del Valle. Se hicieron ademas, macroanalisis en un estereomicroscopio (Nikon, modelo (C-LEDS)).

RESULTADOS

Se observo, a traves de estereomicroscopia, que las barras muestran irregularidades, rugosidades, porosidad y heterogeneidad en su superficie (figuras 3 y 4) que evidencian fallas durante el proceso de conformado de la pieza, las cuales podrian llegar a afectar su comportamiento mecanico y de resistencia a la corrosion.

[FIGURA 3 OMITIR]

[FIGURA 4 OMITIR]

La microestructura observada despues del ataque quimico por MO se evidencia en la figura 5 donde se muestra que las aleaciones Ni-Cr-Mo estan constituidas por una estructura dendritica de fase gamma y un constituyente interdendritico de carburos de Cr y Mo. (24).

[FIGURA 5 OMITIR]

En la figura 6 (izquierda) se vio manifiesta la formacion de una interfase, que puede ser evidencia de un anclaje quimico mas que mecanico. Tambien se observo, a mayores aumentos (derecha) la misma estructura dendritica, tipica de las aleaciones de Ni-Cr-Mo.

[FIGURA 6 OMITIR]

El Ti-6Al-4V experimenta un cambio microestructural debido al sobre-colado de la aleacion de Ni-Cr-Mo sobre su superficie. Este proceso se llevo a cabo a una temperatura de 1350[grados]C, enfriado al aire, obteniendose una microestructura de placas a Widmanstatten de tonalidad clara rodeada de una fase [beta] oscura (figura 7). (24-26)

[FIGURA 7 OMITIR]

Tambien se pueden observar a mayores aumentos (figura 8) las precipitaciones en los bordes de granos, estos son caracteristicos de este tipo de aleaciones, ya que estas, son endurecidas por solucion solida. (24)

[FIGURA 8 OMITIR]

En la micrografia de la figura 8 tambien se observan dos fases: la frontera principal y el grano. La fase principal, tambien conocida como homogenea, aun conserva un caracter dendritico. En los grupos del limite de grano se observan posibles compuestos de carburos de Cr y Mo. (27)

DISCUSION

Desde una vista superior (figura 4) se logra observar que, debido al encerado manual, los espesores no son completamente homogeneos a lo largo de la barra, esto trae como consecuencia que en las zonas de mayor espesor se generen microestructuras dendriticas mas gruesas debido a que la disipacion de calor es mas lenta y esto permite el mejor desarrollo de estas, mientras que el caso contrario se evidencia en las zonas mas delgadas.

En la figura 7 se evidencia una transformacion en la aleacion de Ti-6Al-4V a una estructura a Widmanstatten, esta presenta una disminucion en el porcentaje de elongacion y en el limite elastico, en comparacion con las aleaciones de Ti-6Al-4V recocidas y forjadas. La resistencia a la traccion exhibida por esta fase es menor en comparacion con las estructuras recocidas pero mayor a las estructuras forjadas. La nucleacion de grietas en bandas de deslizamiento en las placas [alfa] de Widmanstatten aumenta cuanto mas elevada es la amplitud de deformacion. Las grietas, al propagarse por la microestructura, se bifurcan, dificultando su crecimiento y presentando mayor resistencia al crecimiento de grietas, es decir, que en la estructura Widmanstatten la nucleacion de grietas es mas rapida que en la de recocido, pero la propagacion es mas lenta. Esta microestructura se caracteriza por alta resistencia a la fractura, ductilidad reducida y disminucion de la tension por compresion, estas pueden ser caracteristicas favorables para el comportamiento final de la aleacion de Ti-6Al-4V sometida al sobrecolado. (24,28)

En cuanto a las aleaciones de Ni-Cr, algunas investigaciones han demostrado que al ser sometidas a tratamientos termicos a temperaturas utilizadas en los procesos de fundicion, generan engrosamiento de la microestructura dendritica, y disminucion de la dureza de la aleacion asi como disminucion de la resistencia, caracteristicas implicitas en los procesos de transformacion de las aleaciones mediante el colado. (26,29)

Las precipitaciones en los bordes de granos son caracteristicas de este tipo de aleaciones (figura 8). Generalmente esto es atribuido a la tendencia del molibdeno a segregar en los bordes de grano. (30) Por tanto los bordes de grano actuan como frenos en el avance de las dislocaciones, lo que provoca la resistencia a la termofluencia. (24) Asimismo es conocido que los tratamientos termicos de alta temperatura y los procesos simulados de coccion tambien han demostrado afectar microestructuralmente la aleacion, los oxidos de superficie, la corrosion y las propiedades fisicas. (31,32)

La estructura colada es predominantemente dendritica (figura 8) y se sabe que en esta estructura, las dendritas tienen una concentracion de los metales presentes (Ni-Cr), diferente de la concentracion de metales en los espacios interdendriticos. Esto se debe al proceso de solidificacion, donde las dendritas solidifican en primer lugar formando una fase gamma ([gamma]) o fase primaria y una fase gamma prima ([gamma]') que es una fase intermetalica, responsable de la elevada resistencia a la temperatura del material y, en consecuencia, tienen una resistencia a agentes quimicos diferentes y a los ataques electroquimicos. (27)

Estos precipitados estan probablemente constituidos por Cr y carburos Mo (principalmente Mo), si comparamos esta microestructura con investigaciones anteriores, son similares. (33) La microestructura de Ni-Cr-Mo presenta una fase mas blanda que la estructura interdendritica que es mas dura, de alli que una variacion en la proporcion de estas fases ocasionadas por las diferentes velocidades de enfriamiento, hacen que el material pueda exhibir diferentes propiedades mecanicas. Ademas, el hecho que existan dos fases quiere decir que existe una diferencia de potencial entre las mismas lo cual hace que variando esta proporcion se tenga un comportamiento distinto ante la corrosion.

Estos elementos (Cr y Mo) aportan al fortalecimiento de la solucion solida de las fases presentes de la microestructura dendritica la cual presenta precipitados dispersos en toda la matriz, que se observan como formacion de los elementos eutectoides, que muestra la solubilidad solida extensa de cromo en el niquel, y como resultado de las aleaciones binarias endurecidas. (27)

En la figura 9.a se observa que el Mo es menos importante que el Cr; sin embargo, con menos cantidad de Mo en la aleacion se conoce que la aleacion es mas susceptible a la picadura. La tendencia del molibdeno (Mo) para separar a las regiones interdendritica en la zona de fusion ha sido bien demostrada en la literatura tecnica. (34) Las estructuras dendriticas tambien son evidencia de segregacion y heterogeneidad en el material, esto se evidencia en los analisis tomados a traves del EDS. (34)

En la figura 9. (b) el alto contenido de molibdeno corresponde a la presencia de un carburo de composicion [M.sub.6]C, donde M corresponde a la presencia de molibdeno o silicio, la presencia de silicio se debe a que este elemento aumenta la fluidez del colado de la aleacion durante el proceso de fundicion. (35)

En la figura 10 se resalta la interfase formada entre las aleaciones de niquel y titanio y su respectivo analisis EDS en el cual se evidencian componentes de las dos aleaciones utilizadas como lo son el Ti y el Cr en la interfase, que pueden influir en los mecanismos de corrosion. Que la influencia sea positiva o negativa depende de resultados electroquimicos posteriores.

Tambien cabe destacar la presencia de oxigeno, que nos muestra la presencia y formacion de oxidos que pueden ser [Cr.sub.2][O.sub.3], Mo[O.sub.3] o de niquel que aunque confieren muy buenas propiedades frente a la corrosion, por ser oxidos pueden llegar a ser fragiles por su comportamiento ceramico. Aunque es de suma importancia mencionar que no es usual que esta interfase se vea expuesta a la superficie.

Estos analisis evidencian claramente que la interfase esta delimitada por una capa de oxido, debido a que el proceso de produccion se hace sin una atmosfera protectora.

En algunos de los resultado obtenidos en el SEM se evidencian disminucion en el contenido de Cr y Ni en las dendritas. Roach y colaboradores (36) Encontraron que despues del procedimiento de fundicion, las aleaciones con 14-22% de Cr y 9-17% de Mo revelaban una disminucion en el contenido de Cr y Mo en la superficie del oxido, lo que mostro una disminucion en la corrosion, aunque no es muy significativa en todos los casos.

CONCLUSIONES

Entre de las limitaciones de este estudio, se observo una union quimica de las 2 aleaciones de Ni65%-Cr22,5%-Mo9,5% y Ti-6Al-4V despues del proceso de sobrecolado, al detectarse intercambio de elementos de una aleacion a otra, el cual permite considerar desde el punto de vista metalografico el sobrecolado entre estas dos aleaciones como una opcion viable para la realizacion de estructuras sobre pilares de implantes.

En la aleacion Ti-6Al-4V, se observo un cambio en la microestructura posterior al proceso de sobrecolado, generando una estructura laminar de fase a Widmanstatten, la cual proporciona mejor comportamiento a la fluencia, mayor tenacidad y una mejor resistencia a la propagacion de grietas.

Se aprecio que las barras no presentaban un espesor homogeneo en el recubrimiento de Ni65%-Cr22,5%-Mo9,5% sobre el pilar, esto genera mayor heterogeneidad microestructural lo que incide directamente en el material alterando sus mecanismos de corrosion, por lo tanto se debe estandarizar el proceso de fabricacion de las barras con estructuras prefabricadas para garantizar mayor control en la microestructura final.

Se evidencio que en las secciones donde las barras presentaban mayores espesores, las muestras presentaban dendritas con grosores diferentes respecto a las partes con menor espesor, esto posiblemente causado por la menor velocidad de enfriamiento en la parte con mayor espesor.

Durante el proceso de fundicion, debera garantizarse una atmosfera inerte para que la interfase generada no presente formacion de oxidos, que pueden repercutir en las propiedades mecanicas de esta.

Se requieren pruebas electroquimicas de corrosion y mecanicas para evaluar el comportamiento de estas estructuras, simulando las caracteristicas del medio oral.

CORRESPONDENCIA

Maritza Parra Lozada

Calle 12A No. 56-60

Cali, Colombia

Correo electronico: antigona24@hotmail.com

Herney Garzon Rayo

Escuela de Odontologia, Universidad del Valle

Cali, Colombia

Correo electronico: herneygarzon@hotmail.com
Tabla 1. Composicion quimica de la aleacion (% en masa)

Aleacion      Ni      Cr    Mo    Nb    Fe    Ce    Si

Wiron 99    65,000   22,5   9,5   1,0   0,5   0,5   1,0
Ti-6Al-4V   0,183

Aleacion        C        N2     Al       V      Ti

Wiron 99    Max. 0,02    --     --      --      --
Ti-6Al-4V               0,05   6,102   4,119   88,66

Caracterizacion metalografica

Tabla 2. Reactivo de Kroll a diferentes concentraciones,
segun aleacion

Ni-Cr                                      Ti-6Al-4V

Inmersion de 3 s             Inmersion de 3 s (reactivo de Kroll):
  (reactivo de Kroll):
100 ml de agua                           94 ml de agua
1 ml de acido fluorhidrico        1,5 ml de acido fluorhidrico
2 ml de acido nitrico                4 ml de acido nitrico

Figura 9. a) Analisis EDS de la dendrita (superior izquierda)
y b) la composicion eutectica (inferior Izquierda) Ni-Cr-Mo

Elemento    % peso    % atomico

Ni          73,27       71,88
Cr          24,01       26,55
Mo           2,62       1,55

Elemento    % peso    % atomico

Ni          16,16       19,61
Cr          28,89       39,59
Mo          54,94       40,80

Figura 10. Analisis EDS de la interfase formada
entre las aleaciones Ti-6Al-4V y Ni-Cr-Mo

Elemento    % peso    % atomico

0           35,87       61,22
Al           3,98       4,03
Ti          44,04       25,11
V            2,62       1,41
Cr           5,65       2,97


INTRODUCTION

Fitting conventional dentures on full edentulous patients may become sometimes difficult in individuals whose anatomical structures do not provide the prosthesis with sufficient support, stability, and retention allowing patients enough comfort to perform all of their oral functions efficiently. (1) Oral implantology now offers the possibility of placing a minimum of 2 implants in the lower arch, (2) and 4 in the maxillary arch, (3) which by means of different anchoring systems and prosthetic designs may provide overdenture prostheses with significant increased stability, retention and sometimes support, (4) improving the quality of life of those who use them.

The most commonly used anchoring systems for overdentures with implants are single anchors type O-Ball and Locator (and these are also the ones most commonly reported in the literature). The use of bars is also popular. The advantages of bars include high levels of retention and improved force distribution on implants due to the splinting effect; (5) also, bars are a first-line option in presence of implants with inadequate parallelism. (6) Slot et al describe the clinical behavior of bar designs as the most predictable of all, specifically for maxillary edentulous patients. (7)

Various metals and methods are used for this type of overdenture bars. The literature reports techniques such as welding methods --consisting on cylinders of gold alloys on which prefabricated gold type IV bars are welded--, (8) casting methods--by splinting castable abutments and bars (either prefabricated or burred) using a wax pattern which is coated and then casted as a single unit in metals such as gold type III (9-11) or in non-precious alloys such as Co-Cr--, (12) and CAD/CAM milling methods--using titanium and Co-Cr alloys. (6,13,14)

The current high costs of burring methods show that making bars for overdentures on implants by means of casting is a technique still widely used. Casting a structure allows immediately assessing its adaptation and provides maximum strength due to its connectors rigidity. (15)

The materials of choice for casting are noble metal alloys because of their accuracy in reproducing details. An alternative to noble metals are non-precious alloys, also known as base metals. Out of this group, the most commonly used alloy for such processes is the Co-Cr alloy, widely used in the elaboration of structures for removable prostheses. The advantages of base metal alloys include lower cost and high levels of hardness, strength, and modulus of elasticity, which offer wear resistance and the possibility of designing thinner structures. (16)

Among the base metal alloys for use in dentistry are Co-Cr and Ni-Cr. Several reasons support the use of nickel-chromium alloys in dentistry: nickel combines well with chromium to form a corrosion-resistant alloy, and the Cr-Ni and Cr-Ni-Be alloys are less expensive compared with noble and highly noble alloys. Regarding the questioned biocompatibility of Ni-Cr alloys, in 2006 Setcos et al (17) published a review about the safety of dental alloys containing nickel, concluding that this element is found in many of the alloys used in dentistry, and that such alloys have a long history of successful use, with no reports of significant unwanted biological effects.

Although nickel has been reported as a moderate allergen, as suggested by specific tests for contact allergies, there is no evidence of patients with a significant risk of developing nickel sensitivity, solely attributable to exposure while using dental appliances and restorations.

There is no evidence of carcinogenicity associated with using intraoral dental alloys with Ni content. Furthermore, mucosal allergy to metals is a rare condition. One in vitro study demonstrates the low cytotoxicity of 11 alloys, including Ni-Cr, in an observation period of 10 months. The results support its successful use in the mouth. (18)

One of the main factors influencing alloy biocompatibility is corrosion. According to the proposed chemical and electrochemical classification of dental alloys (using the results obtained with the standard corrosion test described in ISO 10271) there exist lower corrosion resistance and greater ion release in non-precious alloys as Ni-Cr compared to alloys containing noble gold or palladium. However, evidence shows that the proportion of chromium content in the alloys may influence its corrosion resistance. When the content of chromium is greater than 18wt.% it ensures passivation of the alloy surface thus protecting against corrosion. (19) It has been shown that the Ni and Mo release from Ni-Cr alloys with a Cr content of between 22.5 and 26% is similar, and its cytotoxic effects are not significantly different when compared with a highly noble Au-Pt alloy. (20)

In 2009, Viswanathan concluded that the corrosion resistance of Co-Cr alloys is higher than that of Ni-Cr alloys, but he used an alloy of 16% mass fraction in his study, accepting that Ni-Cr alloys with higher Cr levels (about 25%) show higher corrosion resistance levels due to a more uniform distribution of Cr in the alloy microstructure. (21)

Base metal alloys are generally harder, with higher values of elastic modulus and more resistance to torsional deformation at high temperatures, but they can also be more difficult to cast and pre-weld than gold-palladium or silver-palladium alloys. Non-noble metal alloys have higher melting temperatures than those of gold alloys, which may make casting more difficult. The hardness of these alloys may complicate finishing and polishing. (16) which in turn may reduce casting accuracy. (22,23)

Since the studies on casting dental structures on Ti implants have been mainly focused on noble metal alloys and on those containing non-precious metals such as Co-Cr, there are few reports available on the behavior of structures overcasted with Ni-Cr using Ti prefabricated abutments as an alternative to the manufacturing of suprastructures for dental implants.

This study suggests the possibility of making bars by overcasting one of the base metal alloys easily available in the market (Ni65%-Cr22,5%-Mo9,5%) on prefabricated titanium alloy abutments (Ti-6Al-4V), keeping the structure's adaptation to implant, as provided by the prefabricated titanium addition, enjoying at the same time the advantages offered by the base metal properties and reducing production costs.

It is important to evaluate the behavior of this prosthetic design in vitro first, in order to determine relevant factors such as the type of bonding between the alloys and the corrosion potential and later determine the clinical feasibility and the recommendations for temporary or permanent use in patients. To this end, it is necessary to make a metallographic characterization of the possible type of bonding at the abutment-bar interface in order to determine its potential properties.

METHODS

For this study, 5 bars of approximately 10mm in length were made, splinting two abutments of dental implants (MIS) with acrylic resin patterns (Pattern Resin, GC). Final shape and thickness were given through manual waxing and calibration, maintaining a coating of 1.5 mm around the diameter of each abutment. A phosphate coating was used (Calibra Express) and, after hardening, it was brought to an oven at 800[degrees]C for 30 min for resin and wax evaporation. Casting of the Ni65%-Cr22,5%-Mo9,5% alloy (Wiron 99) was performed in an induction centrifuge at a casting temperature of about 1350[degrees]C. Finally, the alloy was left to cool in the open (Figure 1).

The alloys under study were Ti-6Al-4V and base metal Ni65%-Cr22,5%-Mo9,5%, Wiron 99 (Bego, Germany)--an alloy widely used for casting both fixed prostheses and structures on implants--. Table 1 shows the chemical composition of the alloys supplied by the manufacturer.

Surface preparation was made by manual polishing with silicon carbide paper number 180, 220, 280, 320, 400, 600, 1000, and 1200, according to the ASTM E3 standard, and then surfaces were polished with wet wipes containing particles of 0.3 and 1 micron; they were then rinsed and dried. Precautions were taken when polishing the Ti alloy as it undergoes transformations if any deformation is produced on it.

The test tubes were prepared by washing with acetone and distilled water in ultrasound. Microstructural revelation was conducted in two stages using Kroll's reagent in two different concentrations (Table 2), after making transverse and longitudinal sections to observe microstructural variation from the bar surface to the abutment (Figure 2), in order to inspect the microstructure through an optical microscope (Oliympus, GX 41F)) at different magnifications. They were also embedded in Lucite to keep the test tubes edges.

Some tests were also made in a scanning electron microscope (SEM) and using energy dispersive X-ray spectrometry (EDS) (JEOL, Model JSM-6490LV/Oxford Instruments) of the Universidad del Valle, School of Materials Engineering. There were also macro-level analyses in a stereomicroscope (Nikon, C-LEDS).

RESULTS

The stereomicroscopy analyses showed bars with surface irregularities, roughness, porosity, and heterogeneity (Figures 3 and 4), revealing faults during piece formation, which could potentially affect not only mechanical behavior but also resistance to corrosion.

The microstructure observed after etching by MO is displayed in Figure 5 which shows that Ni-Cr-Mo alloys are made of a dendritic gamma-phase structure and an interdendritic component of Cr and Mo carbides. (24)

Figure 6 (left) reveals an interface formation, which may be the evidence of a chemical anchoring rather than a mechanical one. Higher magnifications (right) showed the same dendritic structure, typical of the of Ni-Cr-Mo alloys.

The Ti-6Al-4V alloy suffered a microstructural change due to surface overcasting of the Ni-Cr-Mo alloy. This process was carried out at a temperature of 1350[degrees]C, cooled in the open, yielding a light shaded microstructure of a Widmanstatten plates surrounded by a darker [beta] phase (Figure 7). (24-26)

Precipitations of grain edges may also be observed at higher magnifications (Figure 8). These are distinctive of this type of alloys, which get toughened by solid solutions. (24)

The micrograph on Figure 8 also shows two phases: primary boundary and grain. The main phase, also known as the homogeneous one, keeps a dendritic nature. The grain boundary groups show possible compounds of Cr and Mo carbides. (27)

DISCUSSION

From a top view (Figure 4), one may note that, due to manual waxing, thickness is not fully uniform along the bar; as a consequence, the thicker areas produce thicker dendritic microstructures due to slower heat dissipation which enables them better development--while the opposite occurs in the thinner areas.

Figure 7 shows a transformation of the Ti-6Al-4V alloy into an a Widmanstatten structure, which experiences a decrease in elongation percentage and yield strength compared to the annealed and forged alloys of Ti-6Al-4V. The tensile strength produced in this phase is smaller in comparison to annealed structures but higher than those of forged structures. The higher the strain amplitude the bigger crack nucleation in slip bands of [alpha] Widmanstatten plates. As cracks spread through the microstructure, they branch off, hindering their growth and showing higher resistance to crack growth, that is to say, on the Widmanstatten structure, crack nucleation is faster than on the annealed one, but its propagation is slower. This microstructure is characterized by high tensile strength, reduced ductility, and low compressive stress--which may be favorable characteristics for the final behavior of the Ti-6Al-4V alloy subjected to overcasting. (24,28)

As for the Ni-Cr alloys, some studies have shown that when subjected to heat at temperatures used in casting techniques they produce thickened dendritic microstructure and decreased alloy hardness, as well as decreased resistance--typical characteristics of the transformation processes of alloys by casting. (26,29)

Precipitations in grain edges are characteristic of this type of alloys (Figure 8). This is generally attributed to the tendency of molybdenum to segregate in grain boundaries. (30) Therefore, grain boundaries act as brakes to the progress of dislocations, which causes creep resistance. (24) Also, high temperature treatments and firing simulated processes have been shown to produce microstructural effects on alloys, surface oxides, corrosion and physical properties. (31,32)

The casted structure is predominantly dendritic (Figure 8) and dendrites in this structure are known to have concentrations of the metals (Ni-Cr), different from the concentration of metals in the interdendritic spaces. This is due to the solidification process, in which dendrites initially solidify forming a gamma phase ([gamma]), or primary phase, and a prime gamma phase ([gamma]')--an intermetallic phase responsible for the material's high temperature resistance--and therefore they have different levels of resistance to both chemical agents and electrochemical attacks. (27)

These precipitates are probably composed of Cr and Mo carbides (mainly Mo), and if we compare this microstructure with the findings of earlier research, we may find out that they are similar. (33) The microstructure of Ni-Cr-Mo has a softer phase than that of the interdendritic structure, so a variation in the proportion of these phases caused by different cooling rates may make the material exhibit different mechanical properties. Moreover, the fact that there are two phases means that there is a potential difference between them, and if this proportion varies there will be a different behavior to corrosion.

These elements (Cr and Mo) contribute to the strengthening of the solid solution of phases occurring in the dendritic microstructure, which precipitates are dispersed throughout the matrix--seen as formation of eutectoid elements--showing the solid extensive solubility of chromium in nickel, as a result of hardened binary alloys. (27)

Figure 9 (a) shows that Mo is less abundant than Cr; however, fewer concentrations of Mo make the alloy more susceptible to pitting. The tendency of Mo to separate the interdendritic regions in the melting zone has been well demonstrated in the literature. (34) The dendritic structures are also evidence of segregation and heterogeneity in the material--this has been shown by EDS analyzes. (34)

In Figure 9 (b) the high content of molybdenum corresponds to the presence of a carbide [M.sub.6]C, where M corresponds to the presence of molybdenum or silicon, and silicon is present because it increases the fluidity of the alloy during casting. (35)

Figure 10 highlights the interface formed between the nickel and titanium alloys and their respective EDS analysis showing the components of the two alloys used (such as Ti and Cr in the interface), that may influence corrosion mechanisms. Whether it is a positive or a negative influence depends on subsequent electrochemical results.

It is also important to note the presence of oxygen, which indicates the presence and formation of oxides that may be [Cr.sub.2][O.sub.3], Mo[O.sub.3] or nickel, and although they offer very good anticorrosion properties, being oxides they may become fragile due to their ceramic behavior. It is very important to mention, however, that it is not usual for this interface to be exposed to the surface.

These analyses clearly show that the interface is defined by an oxide layer because the production process is performed without a protective atmosphere.

Some of the SEM results show a decrease in the contents of Cr and Ni in the dendrites. Roach et al (36) found out that, after casting, the alloys with 14-22% of Cr and 9-17% of Mo showed a decrease in the Cr and Mo contents in the oxide surface, indicating a decrease in corrosion, although it is not very significant in all the cases.

CONCLUSIONS

Among the limitations of this study is a chemical bonding of the two alloys (Ni65%-Cr22,5%-Mo9,5% and Ti-6Al-4V) following the overcasting process, as an exchange of elements between the elements is identified. From a metallographic perspective, this suggests that overcasting between these two alloys is a viable option for fitting structures on implant abutments.

A change was observed in the Ti-6Al-4V alloy microstructure after overcasting, generating a laminar structure of an a Widmanstatten phase, which provides a better flow behavior, increased toughness and improved resistance to crack propagation.

The bars did not present a homogeneous thickness of the Ni65%-Cr22,5%-Mo9,5% alloy coating on the pillar. This produces greater microstructural heterogeneity, directly affecting the material and altering its mechanisms of corrosion; therefore, the bar manufacturing process must be standardized with prefabricated structures in order to ensure better control of the final microstructure.

In those areas of the bars with greater thicknesses, the samples developed dendrites with different thicknesses compared with thinner sections. This may be due to lower cooling rates in thicker areas.

During the casting process, an inert atmosphere should be ensured so that the generated interface does not present oxide formation, which may affect its mechanical properties.

Electrochemical corrosion tests and mechanical test are required to evaluate the behavior of these structures, simulating the characteristics of the oral environment.

CORRESPONDING AUTHORS

Maritza Parra Lozada

Calle 12A No. 56-60

Cali, Colombia

E-mail address: antigona24@hotmail.com

Herney Garzon Rayo

Escuela de Odontologia, Universidad del Valle

Cali, Colombia

E-mail address: herneygarzon@hotmail.com

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Anthony Molina [2], Diana Echeverri [3], Maritza Parra [3], Irvin J. Castro [4], Herney Garzon [5], Carlos H. Valencia [6], Gilberto Olave [7]

[1] Articulo derivado de una investigacion financiada por convocatoria interna de la Universidad del Valle. Articulo derivado de una investigacion hecha como requisito para optar al titulo de especialista en Rehabilitacion Oral de la Universidad del Valle.

[2] Estudiante de Ingenieria de Materiales, Universidad del Valle, Cali.

[3] Residente de posgrado, Especializacion en Rehabilitacion Oral, Universidad del Valle, Cali.

[4] Ingeniero de materiales, maestria con enfasis en Ingenieria de Materiales, Universidad del Valle. Profesor, Escuela de Ingenieria de Materiales, Universidad del Valle, Cali.

[5] Especialista en Rehabilitacion Oral, Universidad Militar Nueva Granada Fundacion CIEO. Profesor de Posgrado, Especializacion en Rehabilitacion Oral, Universidad del Valle, Cali.

[6] Especialista en Implantologia Oral y Reconstructiva, Universidad Militar Nueva Granada Fundacion CIEO. Profesor de Posgrado, Especializacion en Rehabilitacion Oral, Universidad del Valle, Cali.

[7] Especialista en Implantologia Bucomaxilofacial, Universidad de Chile. Profesor de Posgrado, Especializacion en Rehabilitacion Oral, Universidad del Valle, Cali.

[1] Article resulting from a research project funded by a call for projects at Universidad del Valle. Article resulting from a research project as a requirement to obtain the title of Specialist in Oral Rehabilitation, Universidad del Valle, Cali (Colombia).

[2] Materials Engineering Student, Universidad del Valle, Cali (Colombia).

[3] Graduate Intern. Specialization in Oral Rehabilitation. Universidad del Valle, Cali (Colombia).

[4] Materials Engineer. MA with a focus in Materials Engineering. Universidad del Valle. Professor, School of Materials Engineering, Universidad del Valle, Cali (Colombia).

[5] Oral Rehabilitation Specialist, Universidad Militar Nueva Granada, Fundacion CIEO. Professor, Specialization in Oral Rehabilitation, Universidad del Valle, Cali (Colombia).

[6] Oral Implants and Reconstructive Dentistry Specialist, Universidad Militar Nueva Granada, Fundacion CIEO. Professor, Specialization in Oral Rehabilitation, Universidad del Valle, Cali (Colombia).

[7] Oral and Maxillofacial Implants Specialist, Universidad de Chile. Professor, Specialization in Oral Rehabilitation, Universidad del Valle, Cali (Colombia).

RECIBIDO: ABRIL 12/2012-ACEPTADO: MAYO 28/2013

SUBMITTED: APRIL 12/2012-ACCEPTED: MAY 28/2013
Table 1. Chemical composition of the alloy (mass %)

Alloy        Ni      Cr    Mo    Nb    Fe    Ce    Si

Wiron 99    65.0    22.5   9.5   1.0   0.5   0.5   1.0
Ti-6Al-4V   0.183

Alloy           C        N2     Al       V      Ti

Wiron 99    Max. 0.02    --     --      --      --
Ti-6Al-4V               0.05   6.102   4.119   88.66

Metallographic characterization

Table 2. Kroll's reagent at different concentrations,
per alloy

Ni-Cr                                     Ti-6Al-4V

Immersion for 3 s           Immersion for 3 s (Kroll's reagent):
  (Kroll's reagent):
100 ml of water                        94 ml of water
1 ml of hydrofluoric acid        1.5 ml of hydrofluoric acid
2 ml of nitric acid                  4 ml of nitric acid

Figure 9. (a) EDS analysis of the dendrite (top left) and
(b) eutectic composition (bottom left) Ni-Cr-Mo

Element    Weight %   Atomic %

Ni          16.16       19.61
Cr          28.89       39.59
Mo          54.94       40.80

Element    Weight %   Atonde %

Ni          73.27       71.88
Cr          24.01       26.55
Mo           2.62       1.55

Figure 10. EDS analysis of the interface formed
between the Ti-6Al-4V and Ni-Cr-Mo alloys

Element    Weight %   Atomic %

0           35.87       61.22
Al           3.98       4.03
Ti          44.04       25.11
V            2.62       1.41
Cr           5.65       2.97
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Author:Molina, Anthony; Echeverri, Diana; Parra, Maritza; Castro, Irvin J.; Garzon, Herney; Valencia, Carlo
Publication:Revista Facultad de Odontologia
Date:Jul 1, 2013
Words:8261
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