PRICYLA CORRÊA. SÍNTESE E CARACTERIZAÇÃO DE NANOCOMPÓSITOS HA/Al 2 O 3 -α SOL-GEL PARA APLICAÇÕES NA RECONSTRUÇÃO ÓSSEA JOINVILLE / SC

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1 1 UNIVERSIDADE DO ESTADO DE SANTA CATARINA UDESC CENTRO DE CIÊNCIAS TECNOLÓGICAS CCT DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA DEM PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS - PGCEM PRICYLA CORRÊA SÍNTESE E CARACTERIZAÇÃO DE NANOCOMPÓSITOS HA/Al 2 O 3 -α SOL-GEL PARA APLICAÇÕES NA RECONSTRUÇÃO ÓSSEA JOINVILLE / SC 2013

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3 3 PRICYLA CORRÊA SÍNTESE E CARACTERIZAÇÃO DE NANOCOMPÓSITOS HA/Al 2 O 3 -α SOL-GEL PARA APLICAÇÕES NA RECONSTRUÇÃO ÓSSEA Dissertação apresentada para obtenção do título de Mestre em Ciência e Engenharia de Materiais da Universidade do estado de Santa Catarina, Centro de Ciências Tecnológicas - CCT Orientador: Prof. Dr. Nelson Heriberto Almeida Camargo. JOINVILLE / SC 2013

4 4 Corrêa,Pricyla C824s Síntese e Caracterização de Nanocompósitos HA/Al2O3-α sol gel para Aplicações na Reconstrução Óssea / Pricyla Corrêa p. : il. ; 21 cm Orientador: Nelson Heriberto Almeida Camargo Bibliografia: p Dissertação (mestrado) Universidade do Estado de Santa Catarina, Centro de Ciências Tecnológicas, Mestrado em Ciência e Engenharia de Materiais, Joinville, Ciência dos Materiais 2. Cerâmica 3. Biomateriais 4. Nanoestrutura II. Camargo, Nelson Heriberto Almeida III. Universidade do Estado de Santa Catarina. Programa de pós-graduação em Ciência e Engenharia de Materiais IV.Título CDD: ed.

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6 6 Aos meus pais Doracilda e Jair que sempre incetivaram meus estudos. Ao meu companheiro Denilson pela compreensão, companheirismo e confiança.

7 7 AGRADECIMENTOS Ao Prof. Dr. Nelson Heriberto Almeida Camargo, que como professor, orientador e amigo, jamais mediu esforços em me auxiliar, oferecendo sua enorme bagagem de conhecimento, dando condições para a realização deste trabalho; À Universidade do Estado de Santa Catarina UDESC e ao Programa de Pós-graduação em Ciência e Engenharia de Materiais - PGCEM pela infraestrutura oferecida; À CAPES pela bolsa de mestrado; Aos amigos do grupo de biomateriais Daiara Floriano da Silva, Gisele Maria Leite Dalmônico, Priscila Ferraz Franczak, Nelson Levandowski, Laís Passoni, Rafael Prandi, Cleomar Copatti e Mônica Schneider, que percorreram esta jornada comigo, sempre dispostos a ajudar; Aos professores presentes na banca pela atenção e colaboração dada ao trabalho; Ao meu companheiro Denilson Toneto da Silva pela paciência, apoio e incentivo; Aos meus pais Jair Corrêa e Doracilda Corrêa que sempre incentivaram e apoiaram o desenvolvimento de meus estudos; A todos os professores do Curso de Mestrado em Ciência e Engenharia de Materiais, que de forma direta ou indireta contribuíram para a realização desse trabalho.

8 8 O começo de todas as ciências é o espanto de as coisas serem o que são. Aristóteles

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10 10 RESUMO CORRÊA, Pricyla. Síntese e Caracterização de Nanocompósitos HA/Al 2 O 3 -α sol-gel para Aplicações na Reconstrução Óssea, f. Dissertação (Mestrado em Ciência e Engenharia de Materiais Área: Cerâmica) Universidade do Estado de Santa Catarina. Programa de Pós Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais, Joinville, As biocerâmicas nanoestruturadas de fosfatos de cálcio se apresentam como biomateriais de reparação de defeitos e da reconstrução do tecido ósseo. Dentre os fosfatos de cálcio a hidroxiapatita é o biomaterial que mais apresenta similaridade com a estrutura cristalina do tecido ósseo, também oferece boa bioatividade e biocompatibilidade. A hidroxiapatita se destaca nas pesquisas como matriz óssea sintética e na elaboração de biomateriais nanocompósitos. O interesse na elaboração de biomateriais nanocompósitos está associado às propriedades mecânicas, modificação da morfologia, da arquitetura microestrutural, da área superficial de grãos e de microporos. Outro fator a ser levado em consideração está relacionado a melhorar a porosidade aberta e a capacidade de molhabilidade e capilaridade. O presente trabalho de pesquisa teve como objetivo a síntese via úmida de uma matriz óssea de fosfato de cálcio nanoestruturada para posterior elaboração da matriz hidroxiapatita e dos nanocompósitos hidroxiapatita/alumina-α sol-gel nas concentrações de 1, 2, 3 e 5% em volume de alumina-α nanométrica. O método de síntese para a obtenção da hidroxiapatita deu-se pelo processo de dissolução/precipitação, envolvendo fase sólida/líquida de CaO e ácido fosfórico. Este método permitiu a obtenção de pós nanoestruturados de hidroxiapatita formados por finas partículas aglomeradas. A elaboração dos pós nanocompósitos foi realizada com ajuda de um moinho atritor de alta energia. Os pós de todas as composições foram então compactados e sinterizados à 1250 C/2h fornecendo os biomateriais nanocompósitos HA/Al 2 O 3 -α. Os resultados apresentados se referem aos estudos de caracterização morfológica (MEV), mineralógica (DRX), química (FTIR), da distribuição do tamanho de partículas, utilizando o método de análise de

11 partículas por laser, e cálculo teórico da área superficial das partículas para os pós nanoestruturados. Determinaram-se também as propriedades mecânicas, porosidade aberta e densidade hidrostática pelo método teórico para as diferentes composições de biomateriais obtidos da sinterização a 1250 C/2h. Palavras-chave: Síntese. Nanoestrutura. Caracterização. Nanocompósitos. 11

12 12 ABSTRACT CORRÊA, Pricyla. Synthesis and Characterization of HA/α- Al2O3 sol-gel Nanocomposites for Applications in Bone Reconstruction, p. Dissertation (Master degree in Material Science and Engineering Ceramics) Universidade do Estado de Santa Catarina. Programa de Pós Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais, Joinville, Calcium phosphate nanostructured bioceramics present themselves as biomaterials for bone tissue reconstruction. Among calcium phosphates, hydroxyapatite is the biomaterial with the closest resemblance of bone tissue crystalline structure, also presenting good bioactivity and biocompatibility. Hydroxyapatite stands out on researches as synthetic bone matrix and in the making of nanocomposite biomaterials. The interest in the elaboration of nanocomposite biomaterials is associated with their mechanical properties, morphology modification, microstructural architecture, grain s surface area and microporosity. Another factor to consider is related to improving open porosity, wettability and capillarity. This research aimed at the wet synthesis of a nanostructured calcium phosphate bone matrix for later elaboration of the hydroxyapatite matrix and hydroxyapatite/α-alumina sol-gel nanocomposites at 1, 2, 3 and 5% concentrations in nanometric α-alumina volume. The synthesis method for obtaining hydroxyapatite was the dissolution/precipitation process, involving liquid/solid CaO phase and phosphoric acid. This method allowed the obtainment of hydroxyapatite nanostructured powders composed of fine agglomerated particles. The elaboration of the nanocomposite powders was accomplished with the aid of a high-energy attrition mill. The powders of all compositions were then compacted and sintered at 1250ºC/2h, supplying HA/α-Al2O3 nanocomposite biomaterials. The presented results refer to morphological (SEM), mineralogical (XRD), chemical (FTIR) and particle size distribution (laser particle analysis method and theoretical calculation of particle

13 13 surface area for nanostructured powders) characterization. Mechanical properties, open porosity and density by theoretical method for the different biomaterial compositions obtained from sintering at 1250ºC/2h have also been determined. Key-words: Synthesis. Nanostructure. Characterization. Nanocomposites.

14 14 LISTA DE ABREVIATURAS ABNT Associação Brasileira de Normas Técnicas ATD Análise Térmica Diferencial DRX Difratometria de Raios X FTIR Epectroscopia de Infravermelho pó Transformada de Fourier HA Hidroxiapatita Estequimétrica JCPDS Joint Committee on Powder Diffraction Standards MEV Microscopia Eletrônica de Varredura SE Elétrons Secundários TCP Fosfato Tricálcio

15 15 LISTA DE SÍMBOLOS α alpha β beta γ gamma η eta λ lambda θ theta σ sigma C graus centígrados μm micrometro mm - milimetro nm - namometro Al alumínio Al 2 O 3 óxido de alumínio (alumina) Ca cálcio CaCO 3 carbonato de cálcio CaHPO 4 monetite CaHPO 4 2(H 2 O) brushite CaO óxido de cálcio (calcia) Ca(OH) 2 hidróxido de cálcio CO 2 dióxido de carbono

16 16 Ca/P razão cálcio/fósforo Ca 3 (PO 4 ) 2 fosfato tricálcio Ca 10 (PO 4 ) 6 (OH) 2 hidroxiapatita estequimétrica F flúor h hora HPO 2-4 grupamento hidrogeno fosfato H 3 PO 4 ácido fosfórico K potássio Mg Magnésio min - minuto Na sódio NH 4 - amoníaco OH - grupamento hidroxila P fósforo ph potencial hidrogeniônico PO 3-4 grupamento fosfato P 2 O 5 pentóxido de fósforo rpm rotação por minuto SiO 2 óxido de silício (sílica) TiO 2 dióxido de titânio (titânia) ZrO 2 dióxido de zircônio (zicônia)

17 17 SUMÁRIO RESUMO INTRODUÇÃO Objetivo Geral Objetivos Específicos REVISÃO BIBLIOGRÁFICA Introdução aos Biomateriais Biocerâmicas Biocerâmicas de Fosfatos de Cálcio Hidroxiapatita Biomateriais Nanocompósitos à Matriz Hidroxiapatita Nanocompósitos HA/Al 2 O 3 -α Compactação Sinterabilidade de Biomateriais Mecânica Linear à Fratura Modos de Fratura das Biocerâmicas Conclusões MATERIAIS E MÉTODOS Carbonato de Cálcio Ácido Fosfórico Síntese do Fosfato de cálcio hidratado e obtenção da Matriz Hidroxiapatita Nanoestruturada Processo Sol-Gel para Obtenção da Alumina-α... 51

18 Fonte: produção do próprio autor Elaboração dos Pós Nanoestruturados Compactação e Sinterização Preparação dos Corpos de Prova para os Ensaios Mecânicos Caracterização Morfológica e Microestrutural Caracterização Física por Difratometria de Raios X (DRX) Caracterização Química por Espectroscopia de Infravermelho por Transformada de Fourier (FTIR) Análise do Tamanho de Partículas Area Superficial Análise Térmica Diferencial (ATD) e Termogravimetria (TG) Porosidade Aberta e Densidade Hidrostática Resistência de Ruptura à Flexão 3 Pontos Tenacidade à Fratura Relação Entre Tensão de ruptura e Tenacidade à Fratura Tamanho do Defeito Crítico Teórico RESULTADOS E DISCUSSÃO Introdução Caracterização das Matérias Primas Síntese e Monitoramento do ph Caracterização Morfológica e Microestrutural (MEV) Caracterização Física por Difratometria de Raios X (DRX)... 87

19 Caracterização Química por Espectroscopia de Infravermelho por Transformada de Fourier (FTIR) Análise do Tamanho de Partícula por Difração à Laser Cálculo Teórico da Área Superficial Análise Térmica Diferencial (ATD) e Termogravimetria (TG) Porosidade Aberta e Densidade Hidrostática Resistência de Ruptura à Flexão Três Pontos Tenacidade à Fratura Relação da Tensão de Ruptura (σ R ) e Tenacidade à Fratura (K IC ) Tamanho do Defeito Crítico (a c ) CONCLUSÕES CONSIDERAÇÕES PARA TRABALHOS FUTUROS. 126 REFERÊNCIAS

20 20 INTRODUÇÃO A nanotecnologia abriu novas perspectivas para a qualidade de vida da humanidade em razão dos novos métodos e técnicas utilizados para avaliação, diagnóstico e tratamentos de doenças. Tem contribuído também para o desenvolvimento e elaboração de novos biomateriais com características diferenciadas em relação aos convencionais. Constituídos com novas características microestruturais, nanoestruturais, área superficial de grãos e de microporos, favoráveis à molhabilidade, capilaridade, à adesão e proliferação celular na superfície de grãos e de microporos, promovendo, assim, a melhoria da qualidade interfacial biomaterial/tecido adjacente. Os biomateriais tem se destacado nas pesquisas por se apresentarem promissores na manutenção do bom funcionamento do organismo. As biocerâmicas nanoestruturadas à base de fosfato de cálcio Ca P são uma nova classe de biomateriais que oferecem características diferenciadas em relação aos biomateriais convencionais como bioatividade, área superficial de grãos e de microporos, também apresentam semelhança cristalográfica com a da apatita óssea do esqueleto humano e biocompatibilidade. Estas biocerâmicas podem se dividir em diferentes politipos, assim, diversas composições de fosfatos de cálcio são sintetizadas em diferentes razões molares Ca P. As composições mais pesquisadas são a hidroxiapatita estequiométrica e o fosfato de cálcio-β, isto devido às características física, química e de solubilidade destas composições, e por serem semelhante à apatita óssea do esqueleto humano. Estas composições já são de uso prático clínico como matrizes sintéticas de reparação de defeitos e reconstituição do tecido ósseo, tanto na medicina como na odontologia, devido sua boa bioatividade e pela capacidade que estes biomateriais apresentam de uma troca iônica em meios biológicos. Vários métodos de síntese vêm sendo desenvolvidos com o propósito de se obter hidroxiapatita com tamanhos de grãos nanométricos e microestrutura microporosa interconectada. Estas características podem oferecer melhores condições de molhabilidade, capilaridade, adesão celular na superfície de grãos e de microporos, bem como para o interior do biomaterial, assim, favorecendo a osseoindução a osseointegração e a formação do novo tecido ósseo. A hidroxiapatita também se destaca nas pesquisas como matriz cerâmica de fosfato de cálcio na elaboração de biomateriais bifásicos e

21 nanocompósitos. Os biomateriais compostos de misturas cerâmica/cerâmica são uma prática usual na elaboração de biomateriais nanocompósitos. O interesse na elaboração de biomateriais nanocompósitos está associado às propriedades mecânicas, modificação de morfologia, da arquitetura microestrutural, da área superficial de grãos e de microporos, estas modificações podem contribuir com o gradiente de solubilidade de Ca 2+ e PO 4 3 para o meio biológico. Outro ponto que deve ser levado em consideração é a microestrutura microporosa interconectada, isto permitirá melhorar a capacidade de molhabilidade e capilaridade do biomaterial. A elaboração de pós nanocompósitos à matriz hidroxiapatita vem sendo uma prática usual no desenvolvimento de novos biomateriais nanoestruturados. Observa-se na bibliografia um volume crescente de trabalhos que envolvem a elaboração desses biomaterias com a utilização de uma segunda fase nanométrica do tipo Al 2 O 3 α, SiO 2, TiO 2n e ZrO 2. Esta segunda fase quando incorporada numa matriz cerâmica de hidroxiapatita, em posição inter-intragranular, pode conduzir a obtenção de biomateriais nanocompósitos com características diferenciadas de propriedades mecânicas, da microestrutura, nanoestrutura e de microporosidade em relação aos biomateriais convencionais. A Al 2 O 3 α já desempenha importante papel como biomaterial sendo amplamente utilizada em próteses de articulações, em razão deste biomaterial apresentar boas propriedades tribológicas, estabilidade química e resistência à corrosão. Sob a forma de nanopartículas dispersas em posição inter-intragranular dentro de uma matriz hidroxiapatita, pode fornecer um biomaterial nanocompósito com novas características de bioatividade, capilaridade, molhabilidade, microporosidade, área superficial de grãos e de microporos, características favoráveis à viabilidade celular e à reconstituição óssea. O objetivo deste trabalho se concentrou na síntese de uma matriz hidroxiapatita, elaboração e caracterização de nanocompósitos HA Al 2 O 3 α sol-gel nanocristalina nas concentrações de 1, 2, 3 e 5% em volume. O processo de síntese do pó nanoestruturado de hidroxiapatita desenvolveu-se com a utilização do método via úmida através da reação de dissolução-precipitação envolvendo fase sólido/líquido de CaO e solução de ácido fosfórico necessária para formação da composição hidroxiapatita na razão Ca P = 1,67. 1,67molar. 21

22 A elaboração dos pós nanocompósitos foi realizada com ajuda de um moinho atritor de alta energia, álcool etílico e esferas de zircônia. Esse processo foi utilizado com objetivo de obter uma melhor dispersão da segunda fase alumina-α nanométrica na matriz hidroxiapatita. Foram elaboradas cinco composições de pós nanoestruturados: o pó nanoestruturado de hidroxiapatita (matriz óssea), depois os pós nanocompósitos com 1%, 2%, 3% e 5%, em volume de Al 2 O 3 α. Os resultados apresentados estão relacionados ao método de síntese, via úmida, à elaboração e caracterização dos pós nanoestruturados de hidroxiapatita e nanocompósitos HA Al 2 O 3 α, e corpos de prova. Os estudos de caracterização foram realizados utilizando as seguintes técnicas: Microscopia Eletrônica de Varredura para observação da morfologia dos pós nanoestruturados e superfície de fratura dos corpos de prova recuperados do ensaio meânico; Difratometria de Raios X para a identificação das fases cristalinas; Análise Térmica Diferencial para se avaliar as mudanças de fases no processo de elaboração da alumina-α e da fase hidroxiapatita; Espectrometria de Infravermelho por Transformada de Fourier para avaliação das bandas vibracionais dos grupamentos OH e PO 4 3, além de estudos de porosidade, densidade e análise da distribuição do tamanho de partículas. Para determinação das propriedades mecânicas, os ensaios foram realizados em flexão à três pontos, onde se determinou a tensão de ruptura e o coeficiente de tenacidade à fratura. 22 Objetivo Geral Este trabalho teve como objetivo sintetizar uma matriz hidroxiapatita nanoestruturada pelo método de síntese via úmida e elaborar biomateriais nanoestruturados HA Al 2 O 3 α sol-gel nanométrica, nas concentrações 1%, 2% 3% e 5% em volume. A incorporação da segunda fase, alumina-α sol-gel nanométrica, na matriz hidroxiapatita, teve como interesse elaborar biomateriais nanocompósitos com características diferenciadas da microestrutura, nanoestrutura, morfologia de grãos, área superficial de grãos e de microporos, capazes de oferecer melhores condições de molhabilidade, capilaridade, osseointegração e da neoformação óssea em aplicações biomédicas.

23 23 Objetivos Específicos Sintetizar a matriz hidroxiapatita através do processo via úmido. Sintetizar as nanopartículas de alumina-, utilizadas como segunda fase, pelo processo sol gel. Elaborar pós nanocompósitos HA Al 2 O 3 α sol-gel utilizando o método por moinho atritor de alta energia. Sinterizar pós nanoestruturados de hidroxiapatita e nanocompósitos HA Al 2 O 3 α para obtenção de biomateriais nanoestruturados. Realizar a caracterização das matérias primas, dos pós nanoestruturados e dos biomateriais através do uso de diferentes técnicas.

24 24 1 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 1.1 Introdução aos Biomateriais A evolução dos biomateriais está associada às necessidades e a procura da humanidade por uma melhor qualidade de vida. Os acontecimentos naturais e catastróficos, resultantes de diferentes fenômenos ocorridos no planeta, gerados pelo homem ou pelo próprio sistema natural, tem conduzido ao desenvolvimento de pesquisas em diferentes áreas do conhecimento. A evolução da consciência humana tem proporcionado às ciências físicas, químicas, biológicas e de materiais, obterem melhor compreensão dos fenômenos que envolvem estes meios. Proporcionando, ainda, o desenvolvimento de novos biomateriais capazes de exercer as funções necessárias dentro dos processos cirúrgicos, o que tem proporcionado uma melhoria da qualidade de vida e longevidade dos seres humanos [BOSE, 2002, VALLET-REGÍ, 2001]. O período da Segunda Guerra Mundial foi um marco importante para as pesquisas e desenvolvimento de biomateriais. Isto se justifica pelo volume de militantes mutilados pós-guerra, gerando preocupações governamentais e da humanidade. Por essa razão passou a existir grande interesse governamental e por diferentes laboratórios de pesquisa em desenvolver biomateriais e dispositivos que pudessem substituir membros ou partes de membros tidos como não funcionais, que fossem capazes de oferecer melhor conforto e qualidade de vida, principalmente aos combatentes mutilados [KARVAT, 2005]. Neste período se deu maior ênfase aos biomateriais metálicos pela facilidade de elaboração de próteses e materiais de substituição do esqueleto. A constante busca pela longevidade do homem associada à melhor qualidade de vida vem contribuindo com o surgimento de uma gama de novos biomateriais. A interdisciplinaridade, paralelamente com o desenvolvimento das ciências físicas, químicas, biológicas e de materiais, tem contribuído para o desenvolvimento científico e tecnológico, o que tem conduzido a um melhor conforto, seja com relação à saúde ou à qualidade de vida. Constata-se, no início deste novo milênio, um grande número de publicações que trata do desenvolvimento de novos biomateriais micro e nanoestruturados. E dentre essa nova classe de biomateriais muitos vem apresentando características inovadoras em aplicações biomédicas. Dentre esses

25 biomateriais se destacam os metálicos de titânio, ligas de titânio, alguns biomateriais poliméricos e as biocerâmicas [GEMELLI, 2012; KAVACHI, 2000]. A tabela 1 apresenta diferentes tipos de biomateriais e suas aplicações biomédicas. 25 Tabela 1 - Relação entre alguns biomateriais sintéticos e suas aplicações. Polímeros Biomaterial Polietileno, poliéster, poliuretano Metais e ligas Aço inoxidável, liga de titânio, liga de cobalto-cromo Cerâmicas e vidros Alumina, zircônia, fosfatos de cálcio, vidros bioativos Aplicações Suturas, artérias, veias; maxilofacial (nariz, orelha), tendão artificial, oftalmologia. Fixação ortopédica (parafusos, pinos), implantes dentários. Ossos, dentes, válvulas, tendões, traquéias artificiais. Fonte: Adaptado de KAVACHI, A evolução científica e tecnológica, a nanotecnologia, a engenharia de tecidos e a engenharia de materiais têm conduzido a uma melhoria nos processos de síntese, elaboração e caracterização de biomateriais, bem como do comportamento destes em meio biológico. Isso tem contribuído com o desenvolvimento de novos biomateriais micro e nanoestruturados com características diferenciadas dos biomateriais convencionais quando aplicados in vivo. Esta evolução tem contribuído e melhorado os processos cirúrgicos, além de contribuir com o desenvolvimento de novos biomateriais capazes de exercerem as funções desejadas, quando aplicados in vivo.

26 Os novos métodos e técnicas de síntese e de elaboração de biomateriais tem levado ao desenvolvimento de pós micro e nanoestruturados e de biomateriais capazes de oferecer melhores características de bioatividade, biocompatibilidade e de biofuncionalidade. A engenharia de tecidos tem contribuído na avaliação do comportamento destes biomateriais em estudos in vitro e in vivo, fornecendo resultados sobre o comportamento da viabilidade celular, da citotoxicidade, da adesão e proliferação celular na superfície e para o interior do biomaterial [LIU, 2008]. Os biomateriais nanoestruturados absorvíveis ou biodegradáveis são uma nova classe de biomateriais, desenvolvidos com interesse de atuação na reparação de defeitos e na formação tecidual. Esta nova classe de biomateriais tem se apresentado favorável em aplicações biomédicas, por oferecerem condições de reparação tecidual e de formação de um novo tecido de forma diferenciada dos biomateriais convencionais Biocerâmicas Constatou-se na bibliografia que, no decorrer das últimas décadas, houve uma evolução significativa das pesquisas sobre biomateriais de reparo e reconstrução tecidual para aplicações biomédicas. Esta evolução está associada às necessidades da humanidade e aos interesses comerciais e governamentais em oferecer melhor qualidade de vida à população. A partir da década de 60 houve grandes esforços realizados por diferentes laboratórios de pesquisa, sobre o desenvolvimento de biocerâmicas microestruturadas para uso como biomaterial de implante e/ou como matriz óssea, na reparação de defeitos ósseos [BEST, 2008, BOSE, 2002]. A partir da década de 90, observou-se um volume crescente de novas biocerâmicas para uso como biomaterial de implante, de reparação e reconstituição óssea. Dentre estas biocerâmicas, se destacam as biocerâmicas de alumina-, zircônia, os biovidros e as biocerâmicas de fosfatos de cálcio. Atualmente existe um número variado de novas biocerâmicas micro e nanoestruturadas desenvolvidas por diferentes grupos de pesquisa, sendo as mais pesquisadas a alumina-, zircônia, os biovidros e os fosfatos de cálcio. As biocerâmicas nanoestruturadas são uma nova

27 classe de biomateriais que vem sendo pesquisada e desenvolvida por diferentes centros de pesquisa. O interesse se encontra em obter biomateriais com características diferenciadas dos biomateriais convencionais autógenos, alógenos e exógenos. Esta nova classe de biomateriais cerâmicos é composta pelas biocerâmicas bifásicas e os biomateriais nanocompósitos à matriz cerâmica de hidroxiapatita e/ou fosfato de cálcio-. Essas biocerâmicas vêm se apresentando promissoras em aplicações biomédicas, o que poderá num futuro próximo, serem capazes de substituir efetivamente os biomateriais convencionais de reparação e de reconstituição óssea [CAMARGO, 2012, BOSE, 2002, GAUTIER, 1999]. A síntese e elaboração de biocerâmicas nanoestruturadas têm despertado interesses científicos, de mercado, políticos, governamentais e sociais [OLIVEIRA, 2010; CAMARGO, 2009 (b)]. Isto se deve em razão desta nova classe de biomateriais apresentar características diferenciadas de área superficial de grãos e de microestruturas com microporos interconectados. Apresentam ainda melhores características de solubilidade em razão das novas propriedades superficiais da morfologia de grãos e da microporosidade interconectada, o que pode controlar a solubilidade destes, quando aplicadas em meios biológicos [CAMARGO, 2012, DALMÔNICO 2011, CAMARGO 2009 (a), WEBSTER 2000]. As biocerâmicas nanoestruturadas de fosfato de cálcio, são materiais sólidos, inorgânicos e quimicamente inertes [GILAPA 2001]. São constituídos, de uma maneira geral, por uma ou mais fases descontínuas dispersas dentro de uma fase contínua, sendo a fase descontínua da ordem nanométrica d < 100 nm. Para o caso da fase descontínua de natureza diferente dispersa dentro da fase contínua, o material nanoestruturado é chamado de híbrido ou nanocompósito [BELLINI, 2007, SILVA 2007]. Existe uma grande expectativa nesta nova classe de biomateriais. Pesquisas realizadas por diferentes autores [LEVANDOWSKI JR 2009, PATEL, 2002] que utilizaram composições de biomateriais nanoestruturados em estudos in vivo, constataram evidências de melhor desempenho da atividade celular e da neoformação óssea para as biocerâmicas nanoestruturadas se comparado com biomateriais convencionais. Tendo em vista que os organismos vivos são governados pelo comportamento celular e molecular na escala nanométrica, acredita-se, que as biocerâmicas nanoestruturadas poderão desempenhar as funções ideais dentro do sistema musculoesquelético, 27

28 contribuindo de maneira progressiva dentro dos processos de neoformação e reconstrução óssea [WEBSTER, 1999]. As biocerâmicas nanoestruturadas são uma nova classe de biomateriais que vem se apresentando promissoras em aplicações biomédicas na reparação de defeitos ósseos. Estudos realizados recentemente in vivo [CANULLO 2009], demonstraram que os fosfatos de cálcio nanoestruturados sintéticos, com microporosidade e microestruturas controladas, podem gerar resultados diferenciados e mesmo superiores de neoformação óssea, em relação aos biomateriais convencionais Biocerâmicas de Fosfatos de Cálcio Existem diferentes polítipos de fosfatos de cálcio que juntos formam uma família de compostos conhecidos por apatitas. Esses compostos representam uma das famílias de biomateriais mais complexas devido a grande variedade nas composições Ca P [KUMTA, 2005, RAMAY, 2004]. Os fosfatos de cálcio podem ser obtidos por diferentes métodos e técnicas de síntese. Os politipos mais conhecidos e pesquisados atualmente são: o fosfato tricálcio TCP, na composição química Ca 3 PO 4 2 e a hidroxiapatita na composição química Ca 10 PO 4 6 OH 2. Estes biomateriais se destacam nas pesquisas por serem compostos inorgânicos semelhantes à estrutura da fase mineral do osso, dentina e esmalte dentário [CAMARGO, 2009 (a)]. O fosfato de cálcio existe sob duas formas polimórficas, sendo que a baixas temperaturas encontra-se na forma alotrópica TCP- e a altas temperaturas, acima de 1180 o C, na fase TCP α [BELLINI, 2007; ELLIOTT, 1994]. Estudos realizados por diferentes autores sobre o comportamento da solubilidade dos fosfatos de cálcio têm demonstrado resultados diferenciados entre as composições. Observou-se que a dissolução do TCP β é de 3-12 vezes mais rápida que a da hidroxiapatita estequiométrica Ca 10 PO 4 6 OH 2, HA, constatou-se também que o TCP α apresentou, uma taxa de dissolução superior ao TCP β. A ordem de solubilidade relativa do TCP α, TCP β e HA tem-se apresentado conforme segue: TCP α > TCP β HA. Em razão da fase de fosfato de cálcio- e/ou apresentar uma taxa de

29 solubilidade superior, faz destes biomateriais promissores em aplicações de reparo e de reconstituição óssea quando implantados num meio biológico, sendo absorvíveis gradualmente formando uma nova estrutura óssea [LIN, O processo de solubilidade das biocerâmicas de fosfatos de cálcio por organismos vivos ocorre por dois mecanismos: a) o primeiro trata-se da dissolução natural do material em meio fisiológico devido à troca cátion/iônica dos íons cálcio e fósforo; b) o segundo refere-se ao processo de fagocitose celular. Freqüentemente, os produtos da degradação são observados nos fagócitos, célula que realiza fagocitose, em regiões intra e extracelulares, próximas ao material biocerâmico injetado ou implantado. O tamanho, forma e a topografia de superfície das partículas e/ou de grãos de fosfatos de cálcio podem favorecer, ou não, a solubilidade do biomaterial e formação de um tecido ósseo precoce, isto se deve às características das partículas e da microporosidade existente entre elas [OOMS, 2003]. Estes fosfatos de cálcio podem apresentar capacidade de hidratação quando na forma de biocimentos que, em presença de solução líquida, decompõe-se em diferentes politipos cristalinos ou amorfos dentro da massa de biocimento. Os biocimentos podem ainda ser conformados e/ou moldados na forma deseja, assim possibilitando aplicação e/ou preenchimento completo de cavidades. Mas é importante lembrar, que os biomateriais de fosfato de cálcio, de maneira geral, apresentam baixas propriedades mecânicas, no máximo chegando a valores semelhantes ao do osso cortical ou trabecular. Isto tem limitado a utilização destes biomateriais em aplicações biomédicas sujeitas a solicitações mecânicas severas [BELLINI, 2007]. A utilização das biocerâmicas de fosfatos de cálcio como biomaterial de reparação e reconstrução óssea está associado à similaridade cristalográfica destes biomateriais com a fase mineral presente nos ossos e dentes [GROOT, 1998, CAMARGO, 2007]. Já é conhecido o uso dos fosfatos de cálcio em nível comercial em uma variedade de aplicações relacionadas a tecidos duros, no tratamento crâniomaxilofacial, no tratamento de fraturas, substituição de juntas, enxerto e tratamentos de defeitos ósseos em geral [BEST, 2008, GROOT, 1998, BOSE, 2002]. Estes biomateriais favorecem a ligação direta com o tecido adjacente, apresentando uma boa interface entre biomaterial e tecido ósseo. Estes biomateriais poderão ser, num futuro próximo, uma alternativa à substituição dos biomateriais convencionais 29

30 alógenos, exógenos e, até mesmo, os autógenos [TADIC, 2004, YUAN, 1999]. Atualmente há diferentes marcas comerciais de substitutos ósseos à base de fosfato de cálcio disponíveis no mercado. A tabela 2 apresenta diferentes biomateriais com suas características de microporosidade e de adsorção em meios biológicos. 30 Tabela 2 - Origem e composição de substitutos ósseos inorgânicos Material Origem Porosidade Absorção Endobon (Biomet Merck) Cerabone (Coripharm/ AAP) Ceros 80 (Mathys) Biobon (α-bsm, Etex, 26, Biomet Merck) Calcibon (Biomet Merck) Ostim (Osartis/AAP) HA de osso bovino HA de osso bovino Macroporos Macroporos Não absorvível Não absorvível HA Sintética Macroporos Não absorvível HA Sintética HA Sintética HA Sintética Massa de tratamento in situ Massa de tratamento in situ Sem massa de tratamento Absorvível Absorvível Absorvível Fonte: Adaptado de SCHNETTLER, A tabela 3 apresenta diversos politipos de fosfatos de cálcio com suas razões Ca P molar e suas respectivas composições químicas.

31 Tabela 3 - Razão molar, Fórmula e nome químico de algumas composições de fosfatos de cálcio. 31 Ca/P Fórmula química Nome/mineral Abreviação 0,5 Ca(H 2 PO 4 ) 2 H 2 O 1,0 CaHPO 4 2H 2 O 1,0 CaHPO 4 Fosfato Monocálcico Mono-hidratado Fosfato de Cálcio Hidratado/Brushite Mono-hidrogênio Fosfato de cálcio /Monetite MCPM DCP ADCP 1,33 Ca 8 H 2 (PO 4 ) 6 5H 2 O Fosfato Octacálcico OCP 1,5 Ca 3 (PO 4 ) 2 Fosfato Tricálcico /Whitlockite TCP 1,67 Ca 10 (PO 4 ) 6 F 2 Fluorapatita FA 1,67 Ca 10 (PO 4 ) 6 (OH) 2 Hidroxiapatita HA 2,0 CaOCa 3 (PO 4 ) 2 Fonte: GROOT, Fosfato Tetracálcico /Hilgenstockite TTCP Dentre as composições que se destacam nas pesquisas se encontra a hidroxiapatita estequiométrica e o fosfato de cálcio-. Ambas as composições já vem sendo amplamente empregadas como elemento matricial na reconstrução do tecido ósseo, tanto na medicina como na odontologia. Isto se explica pela boa bioatividade e pela capacidade que estes biomateriais apresentam de uma troca iônica em meios biológicos, através da dissolução e adsorção de íons Ca 2+ e 3 PO 4 pelo meio biológico, conduzindo à precipitação da apatita carbonatada na superfície microporosa desses biomateriais, dando origem a um novo tecido ósseo [CAMARGO, 2009 (a), DELIMA, 2008, ROHANIZADEH, 1998].

32 Hidroxiapatita A hidroxiapatita de formula química Ca 10 PO 4 6 OH 2, tem composição de 39,68% em peso de cálcio e 18,45% em peso de fósforo, resultando em uma razão Ca P de 1,667 molar [BEST, 2008]. Apresenta estrutura cristalina hexagonal compacta cujos parâmetros de rede são a = b = 0,942 nm e c = 0,687 nm, com plano principal de difração [211] [JCPDS corresponde à ficha ]. Sua célula unitária é formada pelos íons Ca 2+, PO 4 3 e OH, onde o arranjo hexagonal é construído pelos íons Ca 2+ e PO 4 3 sobre colunas de OH [DOURADO, 2006]. A figura 1 apresenta um esquema da malha unitária da estrutura cristalina da hidroxiapatita ao longo do eixo c, onde uma das colunas de OH é ilustrada [ELLIOTT, 1994]. Figura 1 - Representação da malha unitária da estrutura cristalina da hidroxiapatita ao longo do eixo c. Fonte: ELLIOT, 1994.

33 As apatitas biológicas diferem da sintética por possuírem outros elementos em sua estrutura. Íons como Mg 2+, Na + e K + podem ser encontrados em sua estrutura ao substituírem um ou mais Ca 2+ [CHOI, 2006]. Dessa forma as apatitas biológicas são sempre deficientes em cálcio por serem capazes de trocar seus íons por outros elementos. Essa capacidade de fazer substituições lhes confere uma de suas maiores propriedades ao atuar como um reservatório de cálcio e fósforo e como um sistema regulador de diferentes íons nos fluidos corporais [DALMÔNICO, 2011]. Essas substituições alteram os parâmetros da rede cristalina da hidroxiapatita, podendo alterar sua cristalinidade e as propriedades de solubilidade e mecânicas do biomaterial. Observou-se na bibliografia que, de maneira geral, as hidroxiapatitas sintéticas apresentam arranjos cristalinos mais bem definidos se comparados com as biológicas [KUMTA, 2005]. A melhor cristalinidade da hidroxiapatita sintética é obtida devido às altas temperaturas empregadas em sua produção. Atualmente existem diferentes métodos e técnicas utilizados para síntese de pós de hidroxiapatita nanométrica, dentre estes se destacam o método por dissolução/precipitação sólido/líquido, reação hidrotermal e o processo sol-gel. O método baseado na dissolução/precipitação, também chamado de síntese via úmida, consiste basicamente em dissociar os precursores de íons cálcio e fósforo para formação dos fosfatos de cálcio, em meio aquoso. Dentre os métodos utilizados, um que se apresenta vantajoso é o que ocorre pela reação entre o Ca OH 2 e H 3 PO 4 em meio aquoso. Isso devido apresentar baixo custo para obtenção dos fosfatos de cálcio associada à simplicidade do método, além de deixar a água como o único material remanescente. A síntese por reação hidrotermal promove a formação de precipitados de fosfatos de cálcio a partir de soluções aquosas a temperaturas relativamente elevadas, em torno de 140 à 500 C, para formação da fase hidroxiapatita. O processo também necessita de elevadas pressões para que o solvente não volatize. Alguns fosfatos de cálcio são usados como precursores para a síntese de hidroxiapatita por esse método, como a monetite CaHPO 4 e a brushite CaHPO 4 2 H 2 O. O processo sol-gel consiste na gelificação de um sol: uma suspensão de partículas de fosfatos de cálcio em um meio líquido, pela variação do ph. Com esse método é possível obter fosfatos de cálcio nanoestruturados à baixa temperatura através de uma química leve, 33

34 obtendo, normalmente, pós com estruturas amorfas ou semicristalinas nanométricas. Com o posterior tratamento térmico, se obtém a fase hiroxiapatita nanométrica [CAMARGO, 1995]. É sabido que as condições de síntese e processamento influenciam diretamente na razão molar Ca/P e estequiometria dos fosfatos de cálcio [DOURADO, 2006]. Diferentes razões Ca/P podem ser sintetizadas dependo do método de síntese adotado e as condições empregadas [KUMTA, 2005, BEST, 2008]. Dentre os diferentes polítipos de fosfatos de cálcio, a hidroxiapatita estequiométrica Ca P = 1,67 molar, por apresentar similaridade cristalográfica com a fase mineral dos ossos, pela sua boa bioatividade e biocompatíbilidade, se destaca como biomaterial de reparação de tecidos duros [SAHOO, 2013, CHOI, 2006] Biomateriais Nanocompósitos à Matriz Hidroxiapatita Os nanocompósitos biocerâmicos são materiais sólidos, inorgânicos, constituídos de uma maneira geral de uma ou muitas fases descontínuas dispersas dentro de uma fase contínua, sendo a fase descontínua de ordem nanométrica d < 100 nm. A adição de uma segunda fase descontínua na forma de nanopartículas, fibras ou plaquetas dentro de uma fase contínua denominada de matriz cerâmica, pode ter como interesse duas possibilidades: a) Modificar as características da microestrutura, da nanoestrutura e da superfície de grãos e microporos, procurando melhorar a solubilidade, a adesão e proliferação celular na superfície de grãos e de microporos dos nanomateriais. b) Melhorar as propriedades mecânicas, principalmente minimizar o problema da fratura frágil, assim, procurando melhorar o valor do coeficiente de tenacidade à fratura da matriz cerâmica. Para os biomateriais nanocompósitos, a fase descontínua pode estar dispersa dentro da fase contínua na forma (a) intragranular, (b) intergranular e (c) intra-intergranular, ou ainda para o caso do biomaterial nano-nano somente um empacotamento organizado das fases (d) nano-nancompósito. A figura 2 ilustra um esquema representativo da distribuição da segunda fase na matriz cerâmica.

35 Figura 2 - Esquema representativo da distribuição da segunda fase na matriz cerâmica [NIHARA, 1999]. 35 Fonte: NIHARA, A incorporação de uma segunda fase na forma de nanopartículas em posição intergranular/intragranular na matriz cerâmica de hidroxiapatita pode melhorar as características de microporosidade, capilaridade, molhabilidade, aumentar o valor da área superficial de grãos e de microporos, condições favoráveis à adesão e proliferação celular na superfície de grãos e de microporos. Por outro lado, pode inibir a coalescência de grãos e as propriedades mecânicas da matriz cerâmica [CAMARGO, 2012, BELLINI, 2007, CAMARGO, 2007, KARVAT, 2005]. A fração volumétrica da segunda fase a ser incorporada em posição intergranular/intragranular na matriz cerâmica

36 de hidroxiapatita, pode também influenciar sensivelmente o processo de dispersão da segunda fase na matriz hidroxiapatita, o que poderá levar à formação de agregados em contornos de grãos, inibindo a sinterabilidade e conduzindo a certo número de defeitos na microestrutura do biomaterial [BELLINI, 2007, KARVAT, 2005]. Os biomateriais nanocompósitos à matriz hidroxiapatita/ Al 2 O 3 α, SiO 2n, ZrO 2n e TiO 2n, a segunda fase pode conduzir a presença de tensões residuais termoelásticas, ocasionadas pela diferença dos coeficientes de dilatação das fases, geradas durante o processo de sinterização e do resfriamento do biomaterial, podendo levar ao surgimento de micro trincas, ou mesmo à degradação total do biomaterial [BELLINI, 2007, BARRALET, 2000] Nanocompósitos HA/Al 2 O 3 -α Os biomateriais nanocompósitos de hidroxiapatita/al 2 O 3 α, vem sendo desenvolvidos e pesquisados sob dois pontos: 1º elaborar biomateriais nanocompósitos com novas características de propriedades mecânicas, o que nem sempre é possível, quando se utiliza uma matriz cerâmica de hidroxiapatita [SOUZA, 2009, DELIMA, 2009, KARVAT, 2005]. 2º desenvolver novos biomateriais com microporosidade interconectada, grãos mais finos, área superficial de grãos e de microporos elevada, o que pode melhorar sensivelmente a capilaridade, a molhabilidade, fornecendo melhores condições à adesão e proliferação celular na superfície de grãos e de microporos, contribuindo com os processos de reparação e reconstrução óssea [CAMARGO, 2012, SANTOS, 2009, BELLINI, 2007]. A utilização de nanopartículas de alumina- como segunda fase na elaboração de biomateriais nanocompósitos pode melhorar a bioatividade do nanomaterial. Isto pode ser explicado pela modificação da morfologia de grãos da matriz hidroxiapatita e pelas nanopartículas de alumina- se encontrarem em posição inter-intragranular na matriz hidroxiapatita, o que inibe a coalescência de grãos da matriz, elevando a área superficial de grãos e de microporos. Essas novas características podem oferecer melhores condições à adesão e proliferação celular sobre a superfície de grãos do nanomaterial [CAMARGO, 2012, WEBSTER, 2003, WEBSTER, 1999], favorecendo a osseointegração,

37 a osseoindução e adesão do tecido ósseo na interface do biomaterial [JUN, 2003, KIM, 2002]. A utilização de nanopartículas de alumina- vem sendo uma prática utilizada na elaboração de biomateriais nanocompósitos. Quando utilizada como segunda fase dispersa dentro de uma matriz cerâmica de hidroxiapatita, esta pode se desestabilizar durante o processo de sinterização do nanomaterial, em razão da temperatura, onde pode ocorrer a transformação da fase de fosfato de cálcio- e/ou a em aproximadamente 1180ºC. Durante o processo de sinterização pode ocorrer a liberação de CaO pela desestabilização da fase hidroxiapatita, o que pode conduzir a formação de aluminatos de cálcio. Sabe-se da bibliografia que a formação das fases de aluminatos de cálcio também está associada à quantidade em volume da segunda fase utilizada na elaboração do nanomaterial [KARVAT, 2005]. As modificações de fases no estado sólido em biomateriais nanocompósitos cerâmicos, cujas ligações são predominantemente iônicas, ocorrem pela difusão dos íons através da interface nos contornos de grãos [VISWANATH, 2006]. Para os nanocompósitos HA Al 2 O 3 α, os íons responsáveis pela formação de aluminatos de cálcio são o Ca 2+ e o Al 3+. A difusão dos íons Al 3+ ocorre na interface dos grãos da alumina- e a difusão dos íons Ca 2+ são provenientes do CaO resultantes da decomposição da fase HA em TCP β [VISWANATH, 2006, EVIS, 2007, JUN, 2003]. Estas transformações de fase ocorrem a altas temperaturas através da difusão interfacial de grãos entre a matriz e segunda fase alumina-, conduzindo a transformação de aluminatos de cálcio [VISWANATH, 2006]. Portanto, a presença de uma pequena concentração de alumina- nanométrica na matriz hidroxiapatita pode alterar a cinética de difusão superficial da hidroxiapatita favorecendo sua decomposição em TCP β ou e formação das fases de aluminatos de cálcio [CAMARGO, 2009 (b), JUN, 2003]. De acordo com o diagrama de fase CaO Al 2 O 3 (Fig. 3), o Ca 2+ é a espécie que difunde na Al 2 O 3. Normalmente parte da hidroxiapatita estequiométrica se decompõe em TCP β em torno de 1180 C [DALMÔNICO, 2011], e a temperatura de 1400 C, conduz a decomposição da fase hidroxiapatita estequiométrica e do fosfato de cálcio- em TCP α. Porém, para os biomateriais nanocompósitos de HA Al 2 O 3 α a presença da segunda fase alumina- nanométrica em posição inter-intragranular na matriz hidroxiapatita, pode contribuir com o processo de difusão interfacial a temperaturas inferiores a 1250ºC 37

38 [VISWANATH, 2006]. Observou-se na bibliografia, para o caso dos biomateriais nanocompósitos HA Al 2 O 3 α nanométrica, que a segunda fase nanométrica influencia fortemente no processo de decomposição da fase HA em TCP e CaO, o que desestabiliza a fase alumina-, conduzindo a formação de aluminatos de cálcio [SOUZA, 2009, VISWANATH, 2006, EVIS, 2007]. A figura 4 ilustra o mecanismo como ocorre o processo de difusão interfacial entre HA Al 2 O 3 α, mostrando a difusão do Ca 2+ proveniente da hidroxiapatita, o que leva a modificação da razão Ca/P da hidroxiapatita através da difusão interfacial desses íons, conduzindo a transformação das fases de fosfato de cálcio- e/ou e aluminatos de cálcio [VISWANATH, 2006, EVIS, 2007]. 38 Figura 3 - Diagrama de fases CaO Al 2 O 3. Fonte: RICHERSON, 1992.

39 Figura 4 - Esquema representativo do processo de difusão interfacial HA Al 2 O 3 α. 39 Fonte: VISWANATH, Nota: AL refere-se aos aluminatos de cálcio. Estas transformações podem ocorrer a temperaturas relativamente baixas em razão da presença da segunda fase nanométrica em posição inter-intragranular na matriz hidroxiapatita, o que pode favorecer a desestabilização das fases a temperaturas mais baixas, conforme pode ser observado na figura 3 [VISWANATH, 2006]. A alumina-, segundo [EVIS, 2007], parece agir como um catalisador na matriz HA, acelerando sua decomposição além de reduzir a temperatura na qual esse fenômeno ocorreria naturalmente. A decomposição da hidroxiapatita já foi visto como um fenômeno indesejável, porém recentes estudos têm apontado para o uso de ambas as composições na forma de biomateriais bifásicos para aplicações no reparo e na reconstrução do tecido ósseo [SOUZA, 2009, DELIMA, 2008, EVIS, 2007, VISWANATH, 2006, LEGEROS, 2003]. Diferentes composições bifásicas vêm sendo desenvolvidos com interesse de melhorar a taxa de solubilidade da matriz hidroxiapatita e

40 de sua adsorção pelo meio biológico ou simulado [OLIVEIRA, 2010, BEST, 2008, TANCRED, 1998]. Esta nova classe de biocerâmicas bifásicas e/ou nanocompósitos vem sendo desenvolvidos na forma de biomateriais granulados, que pelo processo de sinterização fornecem grânulos com microestruturas microporosas interconectadas, apresentando boas características de molhabilidade, capilaridade, sendo favoráveis à adesão celular nos contornos dos biomateriais granulados, bem como nos contornos de grãos, na superfície de microporos e para o interior do biomaterial granulado microporoso, assim, dando melhores condições aos processos de reparo e reconstrução óssea [DALMÔNICO, 2011, CAMARGO, 2009 (b), LEGEROS, 2008, CAMARGO, 2007, TADIC, 2004, JUN, 2003] Compactação A compactação é um método utilizado para conformação de pós biocerâmicos e/ou pós metálicos obtidos pela metalurgia do pó. Este método consolida o pó solto na forma desejada através da aplicação de uma carga mecânica. Na indústria o método de conformação mais utilizado é a compactação uniaxial por possibilitar a fabricação rápida de peças com precisão dimensional e relativa complexidade de forma. Pode-se relacionar em um gráfico a densidade/densidade teórica % do biomaterial d d t % e a pressão de compactação (P). A curva obtida pode ser separada em três partes lineares delimitada por duas pressões características: a pressão Py de deslocamento e arranjamento dos agregados mais grossos e P que representa a quebra dos agregados mais finos; a compactação final se produz para uma pressão maior que P (Fig. 5).

41 41 Figura 5 - Diagrama de compactação dos pós biocerâmicos. d d t % Ruptura e deformação elástica Ruptura dos agregados mais finos Ruptura dos aglomerados Py P (MPa) Fonte: JORAND, Sinterabilidade de Biomateriais A sinterabilidade de pós biocerâmicos é uma parte importante dentro dos processos de elaboração de biomateriais. Durante o processo de sinterização pode ocorrer mudanças superficiais e transformações de fases simultaneamente ou consecutivamente. A sinterização é um processo normalmente realizado após a compactação do pó que poderá ser submetido a um

42 tratamento térmico e após, a sinterização. A temperatura escolhida para sinterização deve ser inferior à de fusão do constituinte principal do pó biocerâmico que constituirá o biomaterial final, geralmente de 1/2 a 2/3 da sua temperatura de fusão, assim formando um sólido coerente único. O biomaterial recuperado da sinterização poderá apresentar propriedades ótimas ou não. O processo de sinterização ocorre através da redução da energia livre da superfície do compactado pela ligação das interfaces das partículas vizinhas, promovendo a modificação das interfaces gás/solido para interfaces sólido/sólido de energia livre inferior. Posteriormente ocorre a coalescência dos grãos, empescoçamento, o que conduz a redução entre os contornos de grãos e redução da porosidade aberta, levando à densificação do biomaterial [CAMARGO, 2009 (b)]. A figura 6 mostra as etapas do processo de sinterização de biocerâmicas relacionando as interfaces: gás/sólido (a), sólido/sólido (b), coalescência dos grãos, fechamento da porosidade e contornos de grãos (c). 42 Figura 6 - Esquema representativo da sinterização de pós compactados: (a) pó inicial, (b) coalescência de grãos, (c) Interface de grãos e fechamento da porosidade. Fonte: CALLISTER JR, Durante a sinterização deve-se levar em consideração alguns parâmetros importantes como: temperatura, taxa de aquecimento, tempo de sinterização, as características das partículas (morfologia, tamanho médio, distribuição de tamanho, empacotamento),

43 43 composição do material e atmosfera de sinterização. Em se tratando de uma matriz hidroxiapatita, a temperatura empregada na sinterização pode afetar negativamente sua resistência. Isso acontece, pois, quando exposta à temperaturas relativamente elevadas a hidroxiapatita tende a eliminar o grupo funcional OH -, podendo resultar em sua decomposição nas fases TCP β e TCP α. Esse processo inibe a densificação, comprometendo as propriedades mecânicas [MURALITHRAN, 2000, TAMPIERI, 2000]. Em se tratando de compósitos HA Al 2 O 3 α, a quantidade em volume de alumina-α dentro da matriz hidroxiapatita em posição inter-intragranular, juntamente com a temperatura de sinterização, podem levar à modificação das interfaces através do processo de difusão interfacial das fases, conduzindo uma degradação da fase hidroxiapatita levando à transformação de fases de aluminados de cálcio [VISWANATH, 2006]. 1.9 Mecânica Linear à Fratura A mecânica da fratura baseia-se na teoria de Grifttih que estabelece uma relação entre a concentração de tensão no defeito com a tensão aplicada no material. Essa teoria pode ser aplicada em estudos do comportamento mecânico de biomateriais cerâmicos, onde se considera estes como sendo sólidos frágeis, contendo defeitos de microporosidade ou micro-trincas pré-existentes da ordem microscópica. A presença destes defeitos pode contribuir com a propagação das micro-fissurações dentro do biomaterial, provocando concentração de tensões localizadas nas interfaces de grãos, podendo inclusive ultrapassar os valores limite de resistência interfacial do biomaterial Teoria de Griffith A teoria de Griffith consiste em uma aproximação termodinâmica do equilíbrio energético quando acontece a

44 44 propagação de uma micro-fissura preexistente com forma elíptica de comprimento 2a, dentro de uma placa infinita unitária, solicitada de maneira uniforme (Fig. 7). Para o caso de biomateriais cerâmicos, existe uma liberação de energia de deformação elástica, ou seja, uma parte da energia que é armazenada no biomaterial à medida que ele é submetido a um carregamento dentro da zona de deformação elástica. Além disso, durante o processo de extensão da micro-trinca, são criadas nas faces de uma micro-trinca novas superfícies livres que dão origem ao aumento na energia de superfície do sistema. Figura 7 - Representação esquemática de uma fissura interior elíptica numa placa infinita de espessura uniforme. Fonte: produção do próprio autor. Griffith desenvolveu um critério de propagação de trinca para uma trinca elíptica pela execução de um balanço energético. A energia total do sistema é representada pela equação 1: U t = U e0 + 4 a γ s π a 2 σ 2 E (Equação 1)

45 45 Onde: U e0 = energia elástica da placa na ausência de fissura 4 a γ s = energia superficial de fissura π a 2 σ 2 E = termo que corresponde à energia elástica devido à fissura E = módulo de elasticidade do material. A soma das energias passa por um máximo no momento que a falha atinge um valor crítico a c, e a fissura se propaga de maneira catastrófica. A aproximação da resistência à ruptura consiste em calcular as concentrações de tensões induzidas por um defeito dentro de um modelo idêntico. Isto conduz a uma definição do coeficiente de intensidade de tensões K determinado para um tamanho máximo de um entalhe (raio no fundo do entalhe r 0). O critério K é calculado para cada um dos três modos fundamentais de fratura: tração, compressão e torção. A ruptura ocorre quando K atinge um valor crítico K C que é a medida em termos de fator de intensidade da tensão de ruptura e em relação a um tamanho crítico de fissura a c de acordo com a equação 2: K IC = Y σ R π a c Equação 2 Onde: Y = parâmetro de forma σ R = tensão de ruptura a c = comprimento da trinca K IC = fator de intensidade de tensão no modo I (abertura ou tração). Sabe-se que as biocerâmicas de uma maneira geral possuem alta dureza e principalmente elevada fragilidade, o que muitas vezes restringe a utilização destes biomateriais em aplicações na odontologia e traumatologia. As características de propriedades mecânicas de uma biocerâmica obtida pela sinterização de um pó

46 46 compactado estão relacionadas principalmente aos constituintes da biocerâmica, da qualidade de interface e sua densificação. Portanto, os valores de resistência mecânica e tenacidade à fratura estão associados à obtenção de biomateriais sinterizados com densidade hidrostática próxima da densidade teórica. Outra forma de melhorar a densidade e as características de propriedades mecânicas das biocerâmicas é através da incorporação de uma segunda fase, obtendo um biomaterial compósito ou nanocompósito, o que pode conferir novas características, por vezes antagônicas. Para o caso de biomateriais compósitos, constituídos de diferentes fases, a diferença dos coeficientes de dilatação das fases presentes está associada à presença de tensões termoelásticas, geradas durante o processo de transformações de fase, crescimento de grãos e durante o resfriamento do biomaterial, podendo levar ao surgimento de micro trincas, ou mesmo à degradação total do biomaterial [BARRALET, 2000, CAMARGO, 1995]. As propriedades comumente determinadas são o Módulo de Elasticidade E, a Resistência à fratura σ R e o coeficiente de Tenacidade à fratura K IC. A figura 8 mostra um comparativo do comportamento do osso cortical com os diversos biocerâmicos monolíticos e compósitos em relação ao Módulo de Elasticidade e Tenacidade à fratura Modos de Fratura das Biocerâmicas As biocerâmicas micro e nanoestruturadas podem apresentar três modos de fratura: a) intergranular, b) inter-intragranular e c) completamente transgranular. a) O primeiro ocorre com a propagação da trinca nas interfaces de grãos, que corresponde à quebra sucessiva e repetida das interfaces de grãos; b) O segundo caso acontece pelo rompimento das ligações atômicas ao longo de planos cristalográficos principais por clivagem ou cisalhamento dos planos cristalinos, passando algumas vezes pelos contornos de grãos;

47 Figura 8 - Ilustrando as propriedades mecânicas de diferentes biomateriais. 47 Fonte: BUTSCHER, c) O terceiro modo ocorre através do rompimento sucessivo dos planos cristalográficos por clivagem ou cisalhamento conduzindo uma fratura através dos grãos. Observa-se na bibliografia que o modo de fratura transgranular é mais freqüente para os biomateriais nanoestruturados e nanocompósitos. Isto está associado à qualidade de interface que estes biomateriais apresentam após a sinterização. Também pode estar relacionado à diferença dos coeficientes de dilatação térmica da matriz e da segunda fase, que pode favorecer o modo de fratura transgranular do biomaterial [SOUZA, 2009, SANTOS, 2009, BELLINI, 2007, CALLISTER JR, 2002, CAMARGO, 1995].

48 Conclusões O estudo bibliográfico serviu de apoio para ampliação do conhecimento científico sobre as pesquisas relacionadas aos biomateriais nanoestruturados que vem sendo utilizados como substitutos na reparação e reconstrução do tecido ósseo. Este estudo propiciou melhor compreensão sobre as características das biocerâmicas nanoestruturadas à base de fosfato cálcio e suas aplicações biomédicas. Observou-se uma variedade de composições de fosfatos de cálcio sendo as mais conhecidas em aplicações biomédicas a hidroxiapatita e o fosfato de cálcio-, por apresentarem semelhança química e física com a apatita óssea. Outra constatação foi as diferentes propriedades de solubilidade apresentada por essas composições. Observou-se na bibliografia que os biomateriais de composições bifásicas e nanocompósitos à matriz hidroxiapatita melhoram as características de solubilidade da fase hidroxiapatita. Também se constatou que esse biomateriais se mostram promissores em aplicações biomédicas na reconstituição de tecidos ósseos danificados por apresentarem melhores características de superfície de área e de solubilidade quando aplicados em meios biológicos in vivo ou simulado. A busca por biomateriais nanoestruturados destaca-se nas pesquisas em razão desta nova classe de biomateriais poder oferecer novas características de propriedades físicas, mecânicas e microestruturais. Os biomateriais nanocompósitos à matriz cerâmica foram pesquisados inicialmente com o propósito de melhorar as propriedades mecânicas da matriz cerâmica. Atualmente, muitos estudos vem sendo desenvolvidos com o intuito de melhorar a arquitetura micro e nanoestrutural dos biomateriais nanocompósitos, assim, procurando obter biomateriais com elevada área superficial de grãos e de microporos e microporosidade interconectada. Essas características podem melhorar significativamente a molhabilidade do biomaterial, a adesão e proliferação celular na superfície dos grãos e microporos, oferecendo melhores condições de osseointegração e osseoindução.

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50 50 2 MATERIAIS E MÉTODOS Nesta parte do trabalho serão descritos as matérias-primas e suas características. O método de síntese utilizado para obtenção da matriz cerâmica de hidroxiapatita nanoestruturada, o método sol-gel para obtenção da alumina-α sol-gel e a metodologia utilizada para elaboração dos pós nanocompósitos e obtenção dos corpos de prova. Também serão apresentados a seguir, os métodos e técnicas utilizados para caracterização das diferentes composições dos pós nanoestruturados e de biomateriais. 2.1 Carbonato de Cálcio Para este trabalho de pesquisa utilizou-se como precursor o carbonato de cálcio CaCO 3 na forma de pó, fornecido pela LabMaster Ltda, lote n 35216, com concentração de 99%. Este foi calcinado a 900ºC/3h, com objetivo de se obter o pó óxido de cálcio, conforme mostra a equação 3, que descreve a decomposição do carbonato de cálcio CaCO 3 com a liberação dióxido de carbono (CO 2 na fase gasosa) e obtenção do óxido de cálcio, este foi utilizado para síntese dos pós de fosfatos de cálcio hidratados. CaCO 3 CaO s + CO 2 g (Equação 3) 2.2 Ácido Fosfórico O ácido fosfórico H 3 PO 4, utilizado na preparação da solução ácida para posterior realização da síntese dos fosfatos de cálcio hidratados, foi fornecido pela LABSYNTH Produtos para Laboratórios Ltda, lote n , com concentração de 85%.

51 2.3 Síntese do Fosfato de cálcio hidratado e obtenção da Matriz Hidroxiapatita Nanoestruturada 51 Os precursores utilizados para síntese do fosfato de cálcio hidratado foram o pó de óxido de cálcio CaO, obtido da calcinação do carbonato de cálcio CaCO 3 à temperatura de 900ºCC/3h e a solução de ácido fosfórico. O método de síntese utilizado foi via úmida pela reação de dissolução-precipitação envolvendo fase sólida/líquida de CaO e a solução de ácido fosfórico suficientes para se obter a razão Ca P = 1,67 molar. O método de síntese foi realizado com a suspenção do pó de CaO em meio litro de água destilada. Esta suspensão permaneceu sob agitação por 2 horas com objetivo de se obter a melhor dissociação iônica dos elementos dentro da solução coloidal. Durante este período realizaram-se medidas do valor do ph da suspensão coloidal. Depois das duas horas, adicionou-se, gota a gota, a solução de ácido fosfórico, mantendo-se a realização de medidas do valor do ph a cada 15 minutos. O gotejamento ocorreu a uma taxa de 2,5 ml/min. Toda a suspensão coloidal permaneceu sob agitação mecânica por 24 horas. Após as 24 horas a solução foi seca, utilizando um evaporador rotativo, moída e peneirada em malha 100 µm ABNT. O material recuperado do peneiramento foi denominado de pó de fosfato de cálcio hidratado. Este foi posteriormente calcinado à temperatura de 900ºC/2h dentro da câmara de um forno tipo mufla marca HERAEUS - Instruments. O pó recuperado do forno à temperatura ambiente (25ºC), foi denominado de pó de hidroxiapatita nanoestruturada. A figura 9 apresenta o fluxograma representativo do método utilizado para síntese e caracterização do pó nanoestruturados de fosfato de cálcio hidratado e de hidroxiapatita. 2.4 Processo Sol-Gel para Obtenção da Alumina-α A originalidade do processo sol-gel se encontra na facilidade de se obter, à temperatura ambiente, um biomaterial ou um pó biocerâmico com estrutura amorfa ou semicristalina, podendo fornecer um biovidro ou um pó biocerâmico nanoestruturado. Este método envolve fase

52 Figura 9 - Fluxograma representativo do processo de síntese da hidroxiapatita. 52 CaCO 3 Calcinação 900 C/3h MEV DRX ATD/TG CaO + H 2 O Agitação Mecânica por 2h Monitoramento do ph Adição de H 3 PO 4 + H 2 O MEV ATD/TG DRX FTIR Agitação Mecânica por 22h Secagem, Moagem e Peneiramento Calcinação 900 C/2h Hidroxiapatita Monitoramento do ph Tamanho de partícula MEV DRX FTIR Fonte: produção do próprio autor. Tamanho de partícula sólido/liquido, dissolução/precipitação, formação de uma nova fase através da variação do valor do ph da suspensão coloidal ou da temperatura.

53 53 O processo sol-gel foi utilizado neste trabalho com objetivo de se obter alumina- de alta pureza, a qual foi utilizada como segunda fase na elaboração dos pós nanocompósitos de HA Al 2 O 3 α sol-gel. O processo empregado para obtenção da alumina- sol-gel seguiu o protocolo já utilizado por [SOUZA, 2009, PASSONI, 2010]. Utilizou-se o precursor pó Disperal P3 de alumina anidra e solução de ácido acético na concentração 1,6% em peso. O sol foi preparado pela adição do pó Disperal P3 à solução de ácido acético, sob agitação mecânica intensiva de aproximadamente 900 rpm mantida por 20 min. Após, adicionou-se gota a gota a solução de NH 4 OH, na concentração 4N dentro da solução sol de alumina até sua gelificação. Este gel foi seco em estufa à temperatura de 120 o C por 24 h. O material recuperado da estufa se apresentou na forma de aglomerados, sendo denominado de xerogel. Este passou pelo processo de moagem almofariz/pistilo e peneiramento na malha 100 µm ABNT, fornecendo o pó xerogel de alumina. Este pó foi submetido à calcinação em um forno tipo mufla à temperatura de 900ºC por 3 h, fornecendo as aluminas de transição, e. O pó formado pelas aluminas de transição foi submetido ao tratamento térmico à temperatura de 1300 C por 3 h para formação da fase Al 2 O 3 α sol-gel nanoestruturada. O pó de Al 2 O 3 α sol-gel foi submetido ao processo de fragmentação mecânica em moinho atritor de alta energia. O processo em moinho atritor ocorreu dentro de uma jarra de zircônia com uma concentração sólido/líquido de 50/50% em volume. Para se obter melhor eficiência durante o processo de moagem, utilizaram-se esferas de zircônia de diâmetro de 2,00 mm e álcool etílico. O material recuperado da moagem em moinho atritor passou pelo processo de secagem em evaporador rotativo, conforme já descrito anteriormente. A figura 10 apresenta o fluxograma representativo do método utilizado para síntese e caracterização da alumina-α sol-gel.

54 Figura 10 - Fluxograma representativo do processo de síntese e caracterização da alumina-α. 54 Amoníaco MEV Ácido Acético Gel Alumina Anidra MEV Secagem, Moagem e Peneiramento Tamanho de Partícula ATD/TG Pó Xerogel Calcinação 900 C/3h Aluminas de Transição MEV MEV DRX Tratamento Térmico 1300 C/3h Al 2 O 3 -α sol-gel Moinho atritor 2h Secagem, Moagem e Peneiramento MEV DRX Tamanho de Partícula Fonte: produção do próprio autor.

55 Elaboração dos Pós Nanoestruturados Foram elaboradas cinco composições de pós nanoestruturados, sendo uma composição a matriz cerâmica de hidroxiapatita (matriz óssea), depois os pós nanocompósitos com 1%, 2%, 3% e 5%, em volume de Al 2 O 3 α sol-gel. A elaboração dos pós nanoestruturados foi realizada com ajuda de um moinho atritor de alta energia marca NETZSCH. Este método permitiu obter melhor dispersão da segunda fase alumina-α nanométrica na matriz hidroxiapatita. O processo de mistura das fases em moinho atritor foi realizado com uma razão sólido/líquido de 50%/50% em volume, por um período de duas horas, conforme descrito pelos autores [CAMARGO, 2012, DELIMA, 2009]. Com objetivo de se obter a melhor eficiência no processo de moagem utilizou-se esferas de zircônia com diâmetro de 2,00 mm e álcool etílico. A suspensão coloidal recuperada do moinho atritor foi seca em evaporador rotativo fornecendo os pós nanoestruturados de hidroxiapatita e nanocompósitos. A figura 11 mostra o esquema geral de elaboração e caracterização dos pós nanocompósitos. Figura 11 - Fluxograma representativo do processo de elaboração e caracterização dos pós nanoestruturados. Matriz HA Moinho atritor 2h Secagem e Obtenção do Pó Nanocompósito Adição da Al 2 O 3 -α sol-gel MEV DRX Tamanho de partícula Fonte: produção do próprio autor.

56 Compactação e Sinterização Os pós nanoestruturados recuperados do processo em moinho atritor, depois de secos e peneirados na malha # 100 m, foram introduzidos dentro de uma matriz metálica com dimensões 30 mm de largura, 70 mm de comprimento e 5 mm de altura. As paredes da matriz metálica foram protegidas com pó de estearato de zinco com objetivo de minimizar os esforços de cisalhamento na interface matriz/compactado e facilitar a desmoldagem dos corpos de prova. O processo de compactação dos pós nanoestruturados foi realizado em uma máquina universal de ensaios mecânicos, marca EMIC, modelo DL30000, sendo a carga de compactação utilizada de 30 MPa, com deslocamento da travessa de compactação de 0,1 mm/minuto. Após o desmolde os corpos de prova foram cuidadosamente colocados dentro da câmara de um forno da marca Linberg/Blue e submetidos à sinterização a temperatura de 1250 C por 2 horas, com taxa de aquecimento da câmera do forno de 5 C/min. O processo de sinterização ocorreu dentro de uma atmosfera oxidante, ou seja, natural. Os corpos de prova recuperados da sinterização se apresentaram com forma de placas retangulares com dimensões variadas. 2.7 Preparação dos Corpos de Prova para os Ensaios Mecânicos As placas retangulares recuperadas da sinterização foram cortadas com ajuda de uma máquina Policorte da marca ISOMET 1000, utilizando disco de diamante de 0,4 mm de espessura. Os corpos de prova recuperados se apresentaram com as dimensões seguintes: comprimento de 30 mm, largura de 4 mm e altura de 3 mm. Estes foram posteriormente preparados com suas superfícies lixadas e polidas e arestas chanfradas a fim de evitar a presença de micro-trincas superficiais, o que poderia ser favorável a presença de pontos de concentração de tensões.

57 Caracterização Morfológica e Microestrutural As caracterizações morfológica e microestrutural foram realizadas com ajuda de um microscópio eletrônico de varredura, marca ZEISS, modelo DSM 940A, através do sistema de elétrons secundários (SE) e distância de objeto de 10 mm. Estes estudos foram realizados sobre os pós: carbonato de cálcio, alumina- sol-gel, fosfato de cálcio hidratado, hidroxiapatita e pós nanoestruturados recuperados do moinho atritor, de hidroxiapatita e nanocompósitos HA Al 2 O 3 α sol-gel 1%, 2, 3 e 5% em volume. Esta técnica também ajudou na caracterização da microestrutura dos biomateriais recuperados da sinterização à temperatura de 1250ºC/2h: hidroxiapatita e nanocompósitos HA Al 2 O 3 α sol-gel 1%, 2, 3 e 5% em volume. 2.9 Caracterização Física por Difratometria de Raios X (DRX) A difratometria de raios X (DRX) serviu de apoio na caracterização cristalográfica, realizado com ajuda de um difratômetro de raios X (DRX) marca SHIMADZU, modelo X-RAY DIFFRACTOMETER LAB X XRD-6000, com anti-catodo tubo de cobre. Para obtenção dos difratogramas de raios X, utilizou-se uma tensão de 40 kv e intensidade de corrente de 30 ma, sendo o intervalo angular de varredura de 10 a 80, com deslocamento do goniômetro de 2º/min em função de 2θ. Os estudos de caracterização física por DRX foram realizados desde o carbonato de cálcio utilizado para obtenção do CaO, sobre o pó de hidroxiapatita obtida da calcinação, alumina-α, pós nanoestruturados obtidos do moinho atritor e corpos de prova obtidos da sinterização Caracterização Química por Espectroscopia de Infravermelho por Transformada de Fourier (FTIR) A técnica espectroscopia de infravermelho por transformada de Fourier (FTIR) foi utilizada para análise química. Esta técnica permitiu

58 identificar as bandas vibracionais dos grupamentos OH e PO 4 3 dentro das composições de fosfatos de cálcio. Os estudos foram realizados em um equipamento Perkin Elmer Spctrum, com refletância atenuada, utilizando intervalo de 4000 a 520 cm -1 com resolução de 4,00 cm -1. As análises por espectroscopia de Infravermelho foram realizadas sobre os pós: fosfato de cálcio hidratado, hidroxiapatita nanoestruturada e nanocompósitos recuperados do moinho atritor Análise do Tamanho de Partículas Para a determinação do tamanho de partículas para as diferentes composições de pós nanoestruturados, utilizou-se o método de difração a laser. Este estudo foi realizado com ajuda do analisador de partículas marca SHIMADZU modelo SALD-7001, com laser semicondutor azulvioleta γ = 405 nm, o qual permite a determinação de tamanho de partículas de 10 nm a 500 µm. A determinação do tamanho de partícula foi realizada para os pós: fosfato de cálcio hidratado, alumina-α, hidroxiapatita e nanocompósitos recuperados do moinho atritor Area Superficial Os estudos de caracterização da área superficial foram realizados sobre os pós nanoestruturados recuperados do moinho atritor: hidroxiapatita e nanocompósitos HA Al 2 O 3 α sol-gel 1%, 2, 3 e 5% em volume. O método consiste num modelo teórico de aproximação Gaussiana desenvolvido por [SILVA, 2007]. Este método permite determinar a área superficial de partículas ou grãos a partir de micrografias ou do resultado obtido da análise de distribuição do tamanho de partículas por difração laser. Os resultados apresentados da área superficial neste trabalho, foram obtidos a partir dos resultados da distribuição do tamanho de partícula obtidos por laser. Para realização dos cálculos utilizou-se o diâmetro médio das partículas, seu desvio padrão e a densidade do biomaterial. Através destes valores, foi determinada a área superficial das nanopartículas com ajuda da equação 4:

59 Sendo: 59 A S = 6000 D a D f G (Equação 4) A S = área superficial das partículas (m 2 /g); D a = densidade teórica do material (g/cm 3 ); D = diâmetro médio das partículas (nm); f G = fator Gaussiano, utilizado como uma correção normalizada da superfície de área. Para o caso dos fosfatos de cálcio, o f G utilizado é de 0, O diâmetro médio das partículas utilizado na equação 5 pode ser obtido pela análise de tamanho médio de partículas obtido por difração à laser. A área superficial de grãos e/ou de partículas são grandezas significativas, quando se trata de desenvolvimento de biomateriais nanoestruturados, estes valores podem apresentar um diferencial sobre a molhabilidade, capilaridade e adesão celular na superfície das partículas e /ou grãos, o que poderá melhorar os processos de reparação e formação óssea [CAMARGO, 2012, CAMARGO, 2009 (a); SILVA, 2007] Análise Térmica Diferencial (ATD) e Termogravimetria (TG) O estudo do comportamento térmico do pós teve por objetivo avaliar as transformações de fase e perda de massa em função da temperatura, por meio das curvas de ATD e TG, respectivamente. As análises foram realizadas em um equipamento de análise térmica NETZSCH, modelo Júpiter STA 449C, com sensibilidade de 1,00000 μv/mv. A taxa de aquecimento utilizada foi de 10 C/min, partindo da temperatura ambiente de 25 C até 1400 C, sob atmosfera inerte de gás nitrogênio com fluxo de 70 ml/min.

60 As análises do comportamento térmico foram feitas sobre a matéria prima CaCO 3, sobre o pó xerogel, e sobre o pó de fosfato de cálcio hidratado Porosidade Aberta e Densidade Hidrostática A medida da porosidade aberta em porcentagem e o cálculo da densidade hidrostática procederam de acordo com o método de Arthur [PENNINGS, 1989]. Tais medidas foram realizadas para os biomateriais recuperados da sinterização a temperatura de 1250ºC/2h: hidroxiapatita e nanocompósitos HA Al 2 O 3 α sol-gel 1%, 2, 3 e 5% em volume. Este método consiste em medir o peso do corpo de prova ao ar P ar e depois o peso do corpo de prova embebido em xileno P xa ; o xileno penetra nos poros abertos e posteriormente mede-se o peso do corpo de prova com xileno depois de imerso em água destilada P xe. Após realizar estas medidas determinaram-se os valores da porosidade aberta através da equação 5; da densidade hidrostática, com ajuda da equação 6 e através da equação 7 fez-se a relação entre a densidade hidrostática e a densidade teórica em %. PA = P xa P ar d e P xa P xe d x 100 Equação 5 d = P ar d e P xa P xe Equação 6 d d t = P ar d e P xa P xe d x 100 Equação 7 Das equações 6, 7 e 8, seguem: PA = porosidade aberta (%); P ar = massa do corpo seco, pesado ao ar (g); P xa = massa do corpo com xileno, pesado ao ar (g); P xe = massa do corpo com xileno, pesado imerso em água destilada (g);

61 61 d e = densidade da água (g/cm 3 ); d x = densidade do xileno ( 0,8802 g/cm 3 ); d = densidade hidrostática (g/cm 3 ); d t = densidade teórica (g/cm 3 ). Para o caso das composições HA Al 2 O 3 α sol-gel, a densidade teórica foi calculada de acordo com a equação 8: d t A + B = da %A + db %B 100 Equação 8 Onde: d t A + B = densidade teórica da composição A + B (g/cm 3 ); da e da = densidade teórica do material A e B, respectivamente (g/cm 3 ); %A e %B = porcentagem do material A e B, presentes na composição, respectivamente Resistência de Ruptura à Flexão 3 Pontos A resistência de ruptura à flexão 3 pontos foi realizada sobre os corpos de prova com dimensões aproximadas de 30,0 mm de comprimento, 4,0 mm de largura e 3,0 mm de altura. A resistência à fratura foi realizada sob um sistema entre apoios inferiores de 21,0 mm de distância, conforme já descrito pelo autor [GILAPA, 2001]. As medidas foram realizadas com ajuda de uma máquina universal de ensaios mecânicos, marca EMIC, modelo DL Para realização do ensaio, utilizou-se uma célula de carga de 1000 Kg, com uma velocidade de deslocamento da travessa de 0,1 mm/min constante até a ruptura do biomaterial. A tensão de ruptura de cada corpo de prova foi calculada através da equação 9. A figura 12 ilustra a predisposição do corpo de prova para a realização do ensaio.

62 Figura 12 - Esquema ilustrativo com a predisposição do corpo de prova para ensaio à flexão 3 pontos. 62 Fonte: produção do próprio autor. σ R = 3 P L 2 b w 2 Equação 9 Onde: σ R = tensão de ruptura (MPa); P = carga no momento da ruptura (N); L = distância entre apoios (21,0 mm); b = largura do corpo de prova (mm); w = altura do corpo de prova (mm) Tenacidade à Fratura Os ensaios de tenacidade à fratura K IC procederam em uma máquina universal de ensaios mecânicos, marca EMIC e modelo DL30000, com célula de carga de 50 Kg. Os corpos de prova utilizados possuíam entalhe na forma de V, S.E.N.B (Single Edge Notch Bend). Este método se aplica a corpos de prova em forma de paralelepípedos, sobre os quais é feito um entalhe em U ou V, com uma razão a/w <

63 0,4, a partir da qual a micro fissura se propaga. Seguindo a razão a/w < 0,4, a profundidade do entalhe possuiu um valor aproximado de 1,6 mm. O ensaio procedeu seguindo o mesmo protocolo utilizado para o ensaio mecânico à flexão três pontos, porém, neste caso, utilizouse para a base do corpo o lado de 3 mm e a superfície de 4 mm ficou como sendo a altura. O ensaio foi realizado conforme ilustrado na figura 13. Os cálculos para determinação dos valores do coeficiente de tenacidade à fratura foram realizados com ajuda das equações 10 e 11: 63 Figura 13 - Geometria e configuração do ensaio no corpo de prova com entalhe submetido à flexão em três pontos. Fonte: produção do próprio autor. K IC = 3 P L 2 b w 2 Y = σ R Y π a c Equação 10 Y = 1,99 2,47 a w + 12,97 a w + 243,8 a w ,17 a w 3 Equação 11 Onde: K IC = tenacidade à fratura (MPa. m);

64 64 P = carga no momento da ruptura (N); L = distância entre apoios (21,0 mm); b = largura do corpo de prova (mm); w = altura do corpo de prova (mm); Y = fator de forma σ R = tensão de ruptura (MPa); a = profundidade do entalhe (mm) Relação Entre Tensão de ruptura e Tenacidade à Fratura Tamanho do Defeito Crítico Teórico A determinação do defeito crítico foi realizada pelo método teórico [CAMARGO, 1995] que associa os resultados da tensão de ruptura e tenacidade à fratura. A dimensão do defeito crítico medido foi determinada a partir da equação 10: K IC = σ R Y π a c Equação 10 O valor de Y foi considerado como valor unitário para efeito da realização dos cálculos. Para a determinação do defeito crítico a c utilizou-se a equação 12: a c = K IC σ R 2 1 π Equação 12 Onde: K IC = tenacidade à fratura (MPa. m); σ R = tensão de ruptura (MPa); a c = tamanho do defeito crítico

65 65

66 66 3 RESULTADOS E DISCUSSÃO 3.1 Introdução Nesta parte do trabalho encontram-se os resultados e as discussões sobre as matérias-primas utilizadas para desenvolvimento desta pesquisa. O método de síntese empregado para obtenção dos pós nanoestruturados de fosfato de cálcio hidratados. O método por moinho atritor utilizado, para elaboração dos pós nanoestruturados de hidroxiapatita e nanocompósitos. Os resultados dos estudos de caracterização realizados por diferentes técnicas. A exposição dos resultados seguirá a seguinte seqüência: - Caracterização das matérias primas utilizadas para desenvolvimento dos pós nanoestruturados; - Monitoramento do valor do ph da solução coloidal durante o processo de síntese dos pós nanoestruturados de fosfatos de cálcio hidratados; - Caracterização morfológica dos pós e microestrutural dos biomateriais (MEV); - Análise física por difratometria de raios X (DRX); - Espectroscopia de Infravermelho por Transformada de Fourier (FTIR); - Análise do Tamanho de Partícula por Difração à Laser; - Cálculo da área superficial pelo método teórico; - Porosidade Aberta e Densidade Hidrostática; - Análise do comportamento térmico pela técnica de análise térmica diferencial e termogravimetria (ATD e TG); - Resistência de Ruptura à Flexão Três Pontos; - Coeficiente de Tenacidade à fratura Três Pontos; Por fim será apresentada uma conclusão, sugestões para trabalhos futuros e as referências bibliográficas utilizadas para o desenvolvimento deste trabalho.

67 Caracterização das Matérias Primas Carbonato de Cálcio O pó de carbonato de cálcio utilizado como precursor para síntese do pó de fosfato de cálcios hidratado, foi submetido aos estudos de caracterização morfológica através da microscopia eletrônica de varredura, física utilizando a difratometria de raios X, térmica com ajuda da análise térmica diferencial e termogravimetria, e química pela técnica de infravermelho por transformada de Fourier. Os resultados obtidos da caracterização morfológica revelaram em suas micrografias uma morfologia formada por finas partículas na forma de agulhas (Fig. 14), morfologia típica de pós de carbonato de cálcio na fase calcita semi-hidratada, caso já observado por outros autores [SOUZA, 2009, DALMÔNICO, 2011]. A figura 15 apresenta o difratograma de raios X obtido sobre o pó de CaCO 3, onde se pode observar a presença dos picos principais da fase calcita com o pico principal de difração [104] (JCPDS corresponde à ficha ). Os resultados obtidos do comportamento térmico sobre o pó de carbonato de cálcio evidenciou em sua curva TG (Termogravimetria) uma inclinação quase linear até a temperatura de aproximadamente 600ºC, indicando a perda de água absorvida. Entre 600 C e 800 C se observa a maior perda de massa devido a descarbonatação do CaCO 3 por meio da liberação de CO 2 (gasoso), indicando a tansformação e estabilização da fase CaO. Esse fenômeno pode ser observado também no pico exotérmico da curva ATD, indicando a transformação da fase CaO no mesmo intervalo de temperatura entre 600 C e 800ºC. Observase ainda, outro pico exotérmico na cura ATD, em aproximadamente 1120ºC, indicando uma formação alotrópica do CaO (Fig. 16). Este estudo permitiu observar a temperatura aproximada de descarbonatação do carbonato de cálcio: o resultado obtido ficou entre 600ºC a 800ºC, indicando o início da descarbonatação e final da trasformação de fase do CaO. Portanto, veio auxiliar na preparação da fase de CaO utilizada para sintese dos fosfatos de cálcio hidratados.

68 Intensidade (CPS) 68 Figura 14 - Morfologia do pó de carbonato de cálcio CaCO 3. Fonte: produção do próprio autor. Figura 15 - Difratograma de raios X obtido sobre o pó de CaCO [104] * * CaCO * * * * ** * 0 * Fonte: produção do próprio autor.

69 ATD (mw/mg) TG (%) Figura 16 - Ilustrando as curvas ATD e TG representativas do ciclo térmico obtido a partir do pó de carbonato de cálcio ATD TG Temperatura ( C) Fonte: produção do próprio autor. A análise por espectroscopia de infravermelho realizada a partir do pó de carbonato de cálcio está presente no espectrograma da figura 17. Os modos vibracionais observados são referentes às ligações O C O, C O e CO 3 e aparecem com os números de onda em torno de 712 cm -1, na faixa entre 1407 e 1480 cm -1, e em 871 cm -1, respectivamente. Esses valores, segundo [SILVA, 2010], são referentes ao carbonato de cálcio na fase calcita, estando em concordância com os resultados obtidos por DRX Precurosr Alumina Anidra Pó Disperal P3 O pó Disperal P3 utilizado como precursor para obtenção da alumina-α, apresentou uma morfologia formada por partículas com

70 Transmitância (%) Figura 17 - Espectrograma obtido por FTIR sobre o pó de carbonato de cálcio O-C-O 40 CO C-O Número de ondas (cm -1 ) Fonte: produção do próprio autor. forma esféricas. Foi possível observar que existe uma dispersão do tamanho das partículas, conforme ilustrado na figura 18. Os resultados obtidos do estudo de análise do tamanho de partículas pelo método de difração laser sobre o pó Disperal P3, revelou em seu histograma uma distribuição do tamanho das partículas representadas por uma curva bimodal de distribuição. A primeira curva se refere às partículas mais finas, de aproximadamente 10 nm a 120 nm, já a outra, os valores vão de 0,5 µm a aproximadamente 20 µm. Este resultado esclarece o observado na micrografia representado pela figura 19 e mostra claramente haver uma dispersão significativa do tamanho das partículas do pó Disperal P Xerogel de Alumina O xerogel de alumina foi obtido após a secagem do gel de alumina a 120 C por 24 h. Sobre este realizou-se um estudo através da microscopia eletrônica de varredura. A figura 20 mostra em sua micrografia a morfologia típica microporosa de um xerogel obtido pela secagem natural a temperatura de 120ºC, conforme já

71 observado por outros autores [PASSONI, 2010, SOUZA, 2009, KARVAT, 2005]. 71 Figura 18 - Morfologia obtida sobre o pó de alumina anidra (Pó Disperal P3). Fonte: produção do próprio autor. Figura 19 - Ilustrando o histograma bimodal da Distribuição do tamanho de partículas da alumina anidra (Pó Disperal P3). Fonte: produção do próprio autor.

72 72 Figura 20 - Morfologia microporosa obtida sobre o xerogel. Fonte: produção do próprio autor. Com interesse de se avaliar o comportamento térmico e as mudanças de fase do pó xerogel, este foi submetido a um ciclo de análise térmica diferencial e termogravimétria. A figura 21 mostra as curvas TG e ATD. Observa-se em aproximadamente a temperatura de 100ºC uma perda de massa observada na curva TG e um pico exotérmico na curva ATD, indicando a liberação de água absorvida sem ocorrer modificação na estrutura do pó xerogel. Entre aproximadamente as temperaturas de 120ºC até 600ºC, observa-se nas curvas TG e ATD uma perda de massa representada pela curva TG e um pico exotérmico em aproximadamente a temperatura de 600ºC, indicando a desidroxilação e transformação de fase das aluminas de transição η, θ e γ. Outra observação na curva ATD foi a presença do pico exotérmico à temperatura de 1214ºC evidenciando a formação da fase alumina-α sol-gel, conforme já observado por [PASSONI, 2010, SOUZA, 2009, KARVAT, 2005]. Estes resultados serviram de apoio na preparação da alumina- sol-gel utilizada como segunda fase na elaboração dos pós nanocompósitos HA Al 2 O 3 α.

73 ATD (mw/mg) TG (%) Figura 21 - Ilustra as curvas representativas do ciclo térmico obtidas pela TG e ATD sobre o pó xerogel ATD TG Temperatura ( C) Fonte: produção do próprio autor Aluminas de Transição O pó xerogel de alumina foi colocado dentro de um cadinho de alumina e levado para dentro da câmara de um forno tipo mufla para realização da calcinação à temperatura de 900 o C/3h. A calcinação do pó xerogel teve como objetivo eliminar o material remanescente do processo de síntese e obter as aluminas de transição e O pó recuperado do forno, após resfriado à temperatura ambiente (25 o C), foi submetido ao tratamento térmico a 1300 o C/3h, para obtenção da alumina- sol-gel. Com interesse de se conhecer a morfologia das aluminas de transição, realizou-se um estudo com ajuda da microscopia eletrônica de varredura sobre o pó recuperado da calcinação à temperatura de 900ºC/3h. A figura 22 mostra a morfologia

74 vermicular das aluminas de transição, formada por finas partículas aglomeradas com tamanhos inferiores a 20 nm. 74 Figura 22 - Morfologia da estrutura vermicular das aluminas de transição. Fonte: produção do próprio autor Alumina-α sol-gel O pó de alumina-α sol-gel foi obtido do tratamento térmico das aluminas de transição à temperatura de 1300 C/3h. Imagens feitas com microscópio eletrônico de varredura revelaram uma microestrutura vermicular microporosa, típica para as aluminas obtidas pelo processo sol-gel, caso já observado por outros autores [PASSONI, 2010, SOUZA, 2009, KARVAT, 2005]. Outra observação foi a coalescência dos cristais elementares da alumina-, observando a preservação de uma morfologia da ordem nanométrica, com tamanho das partículas inferiores a 100 nm, conforme pode ser observado na figura 23.

75 Figura 23 - Morfologia vermicular microporosa obtida sobre o pó de Al 2 O 3 α. 75 Fonte: produção do próprio autor. O pó de alumina- sol-gel recuperado do tratamento térmico a 1300ºC /3h, após resfriado à temperatura ambiente (25ºC), foi então submetido ao processo de fragmentação mecânica em moinho atritor de alta energia por um período de 2 horas. O material recuperado desse processo foi analisado quanto à sua morfologia com ajuda de um microscópio eletrônico de varredura. O resultado revelou em sua micrografia uma morfologia formada por finas partículas aglomeradas, conforme pode ser observado na figura 24. Com objetivo de se obter melhor análise da distribuição do tamanho de partículas utilizou-se o método de difração laser, para avaliação da distribuição do tamanho das nanopartículas do pó de alumina- sol-gel. O resultado obtido mostrou que a maior população das nanopartículas apresentou diâmetro médio de aproximadamente 30 nm, conforme resultado representado pelo histograma de distribuição do tamanho de partículas na figura 25. Os estudos de caracterização por difratometria de raios X foram realizados sobre os pós de alumina-α obtido do tratamento térmico e recuperado do moinho atritor. A figura 26 ilustra os difratogramas obtidos antes e depois do moinho atritor onde se observa claramente a presença dos picos bem definidos da fase Al 2 O 3 α com picos princi-

76 Figura 24 - Morfologia obtida sobre o pó de Al 2 O 3 α sol-gel após 2h de moinho atritor. 76 Fonte: produção do próprio autor. Figura 25 - Histograma representativo da distribuição do tamanho de partículas para o pó de Al 2 O 3 α sol-gel após 2h de moinho atritor, por difração à laser. Fonte: produção do próprio autor.

77 Intensidade (CPS) [116] [104] Intensidade (CPS) [116] [104] [113] [113] pais de difração [113] e [104] (JCPDS corresponde à ficha ), conforme já observado por [PASSONI, 2010]. Se comparar os difratogramas, constata-se uma leve diminuição da intensidade dos picos para o pó obtido do moinho atritor em relação ao pó que não passou pelo processo de moagem. Isso pode ser explicado pela modificação superficial das nanopartículas de alumina- ocorrido durante o processo de fragmentação em moinho atritor por 2 h, o que pode ter levado à modificação cristalográfica superficialmente das nanopartículas, caso já observado por outros autores que utilizaram o processo em moinho atritor sobre pós cerâmicos [DELIMA, 2008, SANTOS, 2009, GBURECK, 2003]. 77 Figura 26 - Difratogramas de Raios X obtidos para o pó de Al 2 O 3 α sol-gel antes e após 2h de moinho atritor * Al 2 O 3 - sol-gel após 2h de moinho atritor 2000 * * 1000 * * * * * * * * * * * * * Al 2 O 3 - sol-gel sem atritor * * * * * * Fonte: produção do próprio autor.

78 Síntese e Monitoramento do ph O resultado obtido do controle do valor do ph da solução coloidal durante o processo de síntese está representado pela figura 27. Observa-se na curva uma elevação do valor do ph após a incorporação do CaO. Esse fenômeno está associado à dissolução do CaO na solução aquosa, formando o Ca OH 2, passando de um valor de 6,7 para o valor 12, caso já observado por [DELIMA, 2008, BELLINI, 2007, SOARES, 2006]. Outra observação foi a diminuição brusca do mesmo após um período de aproximadamente 6 horas de agitação mecânica, passando de um ph de aproximadamente 12 para um valor aproximado de 6,5, devido a adição da solução de H 3 PO 4 e formação dos fosfatos de cálcio. O processo de agitação mecânica foi mantido por um período de 24 h e ao final, o valor do ph se encontrou em torno de 7. Figura 27 - Curva de acompanhamento do valor do ph da solução coloidal em função do tempo. Fonte: produção do próprio autor.

79 Caracterização Morfológica e Microestrutural (MEV) O resultado do estudo de caracterização morfológica obtido sobre o pó de fosfato de cálcio hidratado revelou em sua micrografia (Fig. 28), uma morfologia formada por finas partículas aglomeradas, caso típico para os pós de fosfato de cálcio hidratados obtidos pelo método via úmida. Este tipo de morfologia também foi observado por outros autores que utilizaram outros métodos de síntese [DALMONICO, 2011, DELIMA, 2008, KUMTA, 2005, RAYNAUD, 2002]. Figura 28 - Morfologia obtida sobre o pó de fosfato de cálcio hidratado. Fonte: produção do próprio autor. O pó de fosfato de cálcio hidratado passou pelo processo de calcinação à temperatura de 900ºC/2h, fornecendo o pó de hidroxiapatita nanométrica. Os estudos de caracterização morfológica obtidos sobre o pó de hidroxiapatita revelaram em suas micrografias, uma morfologia microporosa formada por finas partículas aglomeradas

80 com forma equiaxiais, conforme pode ser observado nas figuras 29 e 30. A morfologia microporosa interconectada favorece as propriedades de molhabilidade e capilaridade do biomaterial. De acordo com alguns estudos, isto pode contribuir nos processos de adesão e proliferação celular na superfície das nanopartículas e dos microporos, o que poderá auxiliar na reparação e reconstrução do tecido ósseo danificado [CAMARGO, 2012, SILVA, 2012, SOUZA, 2009, SANTOS 2009]. 80 Figura 29 - Morfologia obtida sobre o pó de HA revelando os aglomerados. Fonte: produção do próprio autor. Submeteu-se a matriz hidroxiapatita ao processo de fragmentação mecânica em moinho atritor de alta energia por 2 horas. O interesse foi avaliar a modificação da morfologia das nanopartículas de hidroxiapatita para posterior elaboração de pós nanocompósitos. O pó de hidroxiapatita recuperado desse processo apresentou morfologia formada por finas partículas aglomeradas da ordem nanométrica, conforme pode sermobservado na micrografia representada pela figura

81 Figura 30 - Morfologia obtida sobre o pó de HA revelando as nanopartículas e sua microporosidade. 81 Fonte: produção do próprio autor. 31, e análise de partícula na figura 54. Constatou-se ainda, ter ocorrido uma leve modificação superficial das nanopartículas decorrente do processo de moagem, o que conduziu a uma modificação do valor da área superficial das nanopartículas, caso já observado por [CAMARGO, 2012, PASSONI, 2011, DELIMA, 2008, GBURECK, 2003]. Os estudos de caracterização por microscopia eletrônica de varredura realizados sobre os pós nanocompósitos de hidroxiapatita com 1, 2, 3 e 5% em volume de alumina-α sol-gel, mostraram claramente que a matriz hidroxiapatita apresenta uma morfologia formada por finas partículas aglomeradas com tamanho inferior a 100 nm, conforme ilustrado nas figuras 32, 33 e 34, referentes às composições com HA Al 2 O 3 α com 1%, 3% e 5%. O processo de mistura em moinho atritor levou à dispersão da segunda fase alumina- sol-gel na matriz hidroxiapatita.

82 Figura 31 - Morfologia obtida sobre o pó de HA recuperado do moinho atritor. 82 Fonte: produção do próprio autor. Para os pós nacocompósitos constatou-se, para todas as composições, uma morfologia formada por finas nanopartículas aglomeradas. Foi possível observar também uma leve modificação superficial da morfologia dessas nanopartículas decorrentes do processo em moinho atritor por 2 h, observação semelhante, já feita anteriormente para a matriz hidroxiapatita. Os estudos de caracterização microestrutural foram realizados sobre a superfície de fratura dos corpos de prova recuperados do ensaio mecânico à flexão três pontos. Estes estudos foram realizados primeiramente sobre os corpos de prova da matriz de hidroxiapatita, após sinterização a 1250ºC/2h. Os resultados obtidos evidenciaram em suas micrografias uma microestrutura densa, indicando que o tempo de duas horas e a temperatura de sinterização a 1250ºC conduziram a uma boa sinterabilidade da matriz hidroxiapatita. Obtêve-se, então, um biomaterial com pouca porosidade aberta e boa qualidade de interface de grão, resultado da boa sinterabilidade do mesmo, conforme pode ser

83 Figura 32 - Morfologia obtida sobre o nanocompósito HA Al 2 O 3 α 1% em volume. 83 Fonte: produção do próprio autor. observado na figura 35. Outra constatação foi o modo de fratura, predominantemente trans-granular, o que indica a boa sinterabilidade do biomaterial e a qualidade de interface nos contornos de grãos, caso já observado por outros autores [DELIMA, 2009, CAMARGO, 2009 (b), JUANG, 1994]. Os resultados obtidos sobre as superfícies de fratura dos biomateriais nanocompósitos HA Al 2 O 3 α sol-gel evidenciaram, em suas micrografias, uma modificação significativa da microestrutura se comparadas com as da matriz hidroxiapatita. Constatou-se claramente, um aumento da porosidade aberta e redução do tamanho de grão da matriz hidroxiapatita conforme se aumentou a concentração em volume de alumina- sol-gel, caso já constatado por outros autores [SOUZA, 2009, CAMARGO, 2009 (b), EVIS, 2007, JUANG, 1994]. Outra observação foi a modificação superficial dos grãos da hidroxiapatita proporcional à concentração da segunda fase nas composições. Isto pode estar associado à presença da alumina-α em posição inter-intragra-

84 Figura 33 - Morfologia obtida sobre o pó nanocompósito HA Al 2 O 3 α 3% em volume. 84 Fonte: produção do próprio autor. nular na matriz hidroxiapatita que inibiu a coalescência de grãos e influenciou sobre a cinética de difusão interfacial entre as fases durante o processo de sinterização dos biomateriais (Fig. 36 à 39) [CAMARGO, 2009 (b), DELIMA, 2009, KARVAT, 2005]. Encontra-se na literatura o fato de a densificação de um pó cristalino ser dramaticamente influenciado pela presença de uma segunda fase inerte em posição inter-intragranular na matriz cerâmica, principalmente quando o processo de compactação dessas cerâmicas heterogêneas precede a sinterização. Isto pode levar à desestabilização das interfaces pela presença da difusão interfacial, conduzindo a modificação das estruturas cristalina e transformação de novas fases [EPURE, 2007, BANG-YEN, 1999, JI, 1993]. Constatou-se também, para os biomateriais nanocompósitos, que o modo de fratura se apresentou predominantemente intergranular, observando alguns casos intragranular. Este resultado pode ser explicado pela presença da segunda fase em posição inter-

85 Figura 34 - Morfologia obtida sobre o pó nanocompósito HA Al 2 O 3 α 5% em volume. 85 Fonte: produção do próprio autor. intragranular na matriz hidroxiapatita e pelo aumento da porosidade aberta na microestrutura dos biomateriais, o que fragilizou as interfaces de contornos de grãos favorecendo o modo de fratura intergranular, conforme pode ser observado nas figuras 36 à 39, caso já observado por [SOUZA, 2009, SANTOS, 2009, JUANG, 1994]. Sabe-se da bibliografia que uma segunda fase do tipo alumina- nanométrica dentro de uma matriz hidroxiapatita, em posição inter-intragranular, pode influenciar diretamente sobre a sinterabilidade do biomaterial nanocompósito. Além de alterar fortemente no processo de decomposição da fase HA em TCP β e CaO em função da temperatura, o que pode desestabilizar a fase alumina-, conduzindo a formação de precipitados de aluminatos de cálcio na interface de grãos da matriz hidroxiapatita, caso já observado por outros autores [SOUZA, 2009, EVIS, 2007, VISWANATH, 2006, KARVAT, 2005]. É sabido da literatura que a presença de outras fases nos contornos de grãos de uma matriz

86 Figura 35 - Microestrutura sobre a superfície de fratura da matriz hidroxiapatita sinterizada a 1250 C/2h. 86 Fonte: produção do próprio autor. cerâmica de hidroxiapatita, principalmente precipitados de sais, associados à microporosidade elevada, contribuem sensivelmente para diminuição das propriedades mecânicas do biomaterial. A presença de aluminatos de cálcio e a microporosidade fragilizam as interfaces de contornos de grãos, assim, contribuindo para um modo de fratura predominantemente intergranular, para os biomateriais nanocompósitos, conforme pode ser observado nas micrografias representadas pelas figuras 38 e 39 [JUANG, 1994]. As microestruturas microporosas encontradas para os biomateriais nanocompósitos pode ser uma alternativa inovadora e promissora como biomateriais de reparação e reconstrução do tecido ósseo. Estudos realizados por diferentes autores já mostraram que aumentando o volume de microporos, da área superficial de grãos e de microporos das biocerâmicas de fosfatos de cálcio, pode-se melhorar sensivelmente a capacidade de solubilidade, molhabilidade, capilaridade, adesão e proliferação celular na superfície de grãos e de microporos do biomaterial. Estas caracterís-

87 Figura 36 - Microestrutura obtida sobre a superfície de fratura para o biomaterial nanocompósito HA Al 2 O 3 α 1%. 87 Fonte: produção do próprio autor. ticas podem oferecer melhores condições de osseoindução, osseointegração e da reparação do tecido ósseo. Estas novas microestruturas microporosas podem também melhorar a vascularização, a migração celular e difusão dos nutrientes necessários para sustentar a viabilidade celular e a formação de um novo tecido ósseo. 3.5 Caracterização Física por Difratometria de Raios X (DRX) Os estudos realizados por difratometria de raios X serviram de apoio para identificação das fases presentes em cada uma das etapas durante o desenvolvimento deste projeto. A figura 40 mostra o difratograma de raios X obtido sobre o pó de fosfato de cálcio hidratado recuperado da secagem em evaporador rotativo. O difratograma evidenciou os picos representa-

88 Figura 37 - Microestrutura obtida sobre a superfície de fratura para o biomaterial nanocompósito HA Al 2 O 3 α 2%. 88 Fonte: produção do próprio autor. tivos da fase fosfato de cálcio hidratado na composição Ca 3 PO 4 2 H 2 O, ficha JCPDS, caso já observado por outros autores que sintetizaram fosfatos de cálcio via úmida [CAMARGO, 2009 (a), DALMÔNICO, 2011, BELLINI, 2007, SOARES, 2006]. Análises por difratometria de raios X foram feitas também sobre os pós de hidroxiapatita obtido da calcinação e recuperado do moinho atritor. A figura 41 ilustra os difratogramas obtidos sobre o pó de hidroxiapatita antes e depois do moinho atritor, onde se observa a presença dos picos bem definidos da fase hidroxiapatita na composição Ca 10 PO 4 6 OH 2, com sistema estrutural cristalino hexagonal e plano principal de difração [211] (ficha JCPDS), caso já observado por [CAMARGO, 2012, OLIVEIRA, 2010, SOARES, 2006] que utilizaram o método de síntese via úmida e por moinho atritor de alta energia, para elaboração de pós nanoestruturados de fosfatos de cálcio.

89 Figura 38 - Microestrutura obtida sobre a superfície de fratura para o biomaterial nanocompósito HA Al 2 O 3 α 3%. 89 Fonte: produção do próprio autor. Ao se comparar os difratogramas, é possível constatar uma leve diminuição da intensidade dos picos para o pó obtido do moinho atritor em relação ao pó que não passou pelo processo de moagem. Isso pode ser explicado pela modificação superficial das partículas de hidroxiapatita nanoestruturada ocorrido durante o processo em moinho atritor por 2 h, o que levou à modificação cristalográfica superficial das nanopartículas (Fig. 41), caso já observado por outros autores que utilizaram do moinho atritor para elaboração de pós biocerâmicos [DELIMA, 2008, SANTOS, 2009, GBURECK, 2003]. Para os pós nanocompósitos de hidroxiapatita com 1, 2, 3 e 5% em volume de Al 2 O 3 -α sol-gel, obtidos do moinho atritor, os resultados de difratometria de raios X indicam a presença da fase hidroxiapatita na composição Ca 10 PO 4 6 OH 2 com estrutura hexagonal, e picos de baixa intensidade de Al 2 O 3 α são também observados, conforme ilustrado na figura 42. Como a quantidade da segunda fase de alumina-α nanométrica presente nos pós nanocompósitos é relativamente pequena, seus picos representativos são de baixa intensidade.

90 Intensidade (CPS) Figura 39 - Microestrutura obtida sobre a superfície de fratura para o biomaterial nanocompósito HA Al 2 O 3 α 5%. 90 Fonte: produção do próprio autor. Figura 40 - Difratograma de raios X obtido sobre o pó de fosfato de cálcio hidratado. 150 * Ca 3 (PO 4 ) 2 H 2 O * ** * * * * * * * * * Fonte: produção do próprio autor.

91 Intensidade (CPS) Intensidade (CPS) Figura 41 - Difratogramas de Raios X obtidos para o pó de hidroxiapatita antes e após 2h de moinho atritor * * Ca 10 (PO 4 ) 6 (OH) 2 - HA [211] [211] 1000 * * HA sem atritor * 500 * * * * * * * ** * * * *** * HA após 2h de moinho atritor 1000 * * 500 * * * * * * * * ** * * * ** * Fonte: produção do próprio autor. Os resultados obtidos sobre os biomateriais sinterizados à temperatura de 1250ºC/2h são apresentados na figura 43. A matriz hidroxiapatita mostrou em seu difratograma a presença da fase hidroxiapatita na composição Ca 10 PO 4 6 OH 2 com estrutura cristalina hexagonal. Os picos representativos da fase diminuíram consideravelmente em relação ao pó recuperado do moinho atritor. Picos da fase fosfato de cálcio-β TCP β na composição Ca 3 PO 4 2 também foram observados, porém com menor intensidade. Nesse caso, a redução dos picos da fase hidroxiapatita deve-se, em parte, pela sua decomposição em TCP β. De acordo com o diagrama de fases CaO P 2 O 5 a hidroxiapatita estequiométrica decompõe-se em fosfato de cálcio-α TCP α e em tetrafosfato de cálcio (TTCP) em temperaturas superiores à 1400 C [ADOLFSSON, 1999, LIAO, 1999]. No entanto, é

92 Figura 42 - Difratogramas de Raios X obtidos para os pós nanocompósitos HA Al 2 O 3 α com 1%, 2%, 3% e 5% após 2h em moinho atritor. 92 Fonte: produção do próprio autor. sabido da literatura que pequenos desvios da composição estequiométrica podem contribuir para que a hidroxiapatita decomponha-se, transformando-se em novas fases, durante proces-

93 Figura 43 - Difratogramas de Raios X obtidos para os nanocompósitos HA Al 2 O 3 α com 1%, 2%, 3% e 5% de alumina-α, após sinterização a 1250 C/2h. 93 Fonte: produção do próprio autor.

94 94 sos de sinterização. Variações na razão molar Ca/P = 1,67 significam um maior número de íons de fósforo ou cálcio. Dessa forma, durante a sinterização, nas interfaces de grãos do biomaterial nanocompósito pode haver a difusão desses íons levando à transformação da fase hidroxiapatita em fases como o próprio TCP, e até mesmo o CaO. Mesmo na ausência da segunda fase a matriz hidroxiapatita apresentou uma pequena porção de CaO que leva à concluir que a energia térmica conduziu à parcial decomposição da HA em TCP e CaO. Para a composição com 1% de alumina-α percebeu-se um sutil aumento nos picos representativos da fase TCP β, consequentemente uma pequena redução nos da hidroxiapatita. Isso se deve à presença da segunda fase de alumina-α nanométrica na composição, que alterou a cinética de difusão superficial dos íons da matriz hidroxiapatita, agora favorecendo a formação da fase TCP. Picos representativos da fase alumina-α não foram observados devido à pequena quantidade do material presente na matriz hidroxiapatita. Nas composições HA Al 2 O 3 α com 2% e 3% de aluminaα, o aumento da fase TCP β foi notável. Isso ocorreu em função do aumento na concentração da segunda fase na matriz que atuou na decomposição da HA em TCP β. Outra constatação foi o aumento na quantidade de CaO conforme se aumentou a concentração de alumina-α, caso já explicado anteriormente. Os íons de cálcio presentes na composição da HA difundiram-se na alumina-α contribuindo para a formação das fases TCP e CaO presentes no material. Picos de baixa intensidade referentes à fase alumina-α foram observados em ambas as composições. A última composição com 5% de alumina-α apresentou variações significativas em seu difratograma em relação às composições anteriores. O pico principal da fase hidroxiapatita foi substituído pelo pico representativo da fase TCP β. Todos os picos apresentaram intensidades visivelmente menores. Houve ainda a formação das fases TCP α e aluminato tricálcio. Foi possível constatar que a presença de 5% de alumina-α nanométrica na composição HA Al 2 O 3 α 5%, alterou drasticamente as características de interface da matriz hidroxiapatita, desempenhando importante papel na formação da fase TCP e de aluminatos de cálcio. Constatou-se na literatura que a alumina-α, dentro de uma matriz hidroxiapatita, aumenta a taxa de decomposição desta fase

95 95 (HA) em TCP a temperaturas acima de 1150 C, associando também à formação dos aluminatos de cálcio e CaO. Tal efeito é justificado com base na difusão de íons de cálcio, provenientes da hidroxiapatita, na alumina-α, formando TCP e fases de aluminatos de cálcio na interface, e ainda a possibilidade da presença de CaO livre dependendo da temperatura de sinterização do biomaterial [AMINZARE, 2012, EVIS, 2007, ADOLFSSON, 1999, JI, 1993]. Essa difusão torna-se ainda mais significativa em função da alta densidade de interfaces promovida pelos pós nanoestruturados obtidos pelo processo de fragmentação mecânica em moinho atritor, que conduziu à uma melhor qualidade de interface entre as nanopartículas compactadas, o que favorece a sinterabilidade do biomaterial a temperaturas inferiores às convencionais, mas também favorece a taxa de difusão na interface. Diferentes autores constataram que as quantidades de TCP e aluminatos de cálcio aumentaram conforme se aumentou a quantidade de alumina-α nas composições de pós nanoestruturados. Alguns autores se referiram ainda à questão da porosidade que aumentou com a presença da alumina-α, conforme se observou nas imagens de MEV da seção 3.5 [EVIS, 2007, VISWANATH, 2006, JUANG, 1994]. 3.6 Caracterização Química por Espectroscopia de Infravermelho por Transformada de Fourier (FTIR) A técnica de infravermelho foi utilizada para complementação dos estudos de caracterização dos pós nanoestruturados. Este método permitiu identificar as bandas vibracionais dos grupamentos funcionais PO 4 3 e OH. A figura 44 apresenta o espectrograma obtido sobre o pó de fosfato de cálcio hidratado. A faixa do espectro analisada permitiu observar, de uma maneira geral, os modos vibracionais característicos do pó nanoestruturado de fosfato de cálcio hidratado. No entanto, para uma melhor visualização das bandas vibracionais de menor absorbância em determinadas regiões do espectro, optou-se pela demarcação destas regiões com zonas de ampliação, para melhor identificar cada grupamento. Assim, a figura 44, apresenta quatro caixas identificadas por zoom 1, 2, 3, e 4, que significam as ampliações dos

96 Transmitância (%) 96 espectrogramas nestas regiões. Para o zoom 1 (Fig. 45) é possível observar a existência de uma longa banda vibracional de alta taxa de transmitância em torno de 3500 cm -1, típica do grupamento vibracional da molécula de água H 2 O e do grupamento OH presente nos fosfatos de cálcio hidratados. Duas outras bandas vibracionais típicas da ligação O H aparecem no espectrograma e são mostradas nas figuras 46 e 48, referentes às caixas de zoom 2 e 4, respectivamente, sendo uma banda vibracional em torno de 1650 cm -1 e a outra em aproximadamente 640 cm -1. Figura 44 - Espectrograma obtido por FTIR sobre o pó de fosfato de cálcio hidratado Zoom 1 Zoom 2 Zoom 3 Zoom Número de Onda (cm -1 ) Fonte: produção do próprio autor. 3 Para o grupamento PO 4 observa-se uma banda vibracional de absorção bastante aguda em 1025 cm -1 e outras duas menos intensas em aproximadamente 1090 cm -1 e 960 cm -1 (Fig. 47, referente à caixa de zoom 3). Outros dois picos de média intensidade da ligação P O aparecem em torno de 600 e 560 cm -1 (Fig. 48, referente ao zoom 4). Dois picos de baixa intensidade do 3 grupamento PO 4 só são possíveis de serem observados na figura 46 (zoom 2). Ambos aparecem em sequência na faixa entre 1500 à 1400 cm -1. Tais resultados já foram observados por [MURALITHRAN, 2000].

97 Transmitância (%) Transmitância (%) 97 Figura 45 - Espectrograma obtido por FTIR sobre o pó de fosfato de cálcio hidratado com ampliação da região representada por Zoom O-H H-O-H Número de Onda (cm -1 ) Fonte: produção do próprio autor. Figura 46 - Espectrograma obtido por FTIR sobre o pó de fosfato de cálcio hidratado com ampliação da região representada por Zoom O-H P-O Número de Onda (cm -1 ) Fonte: produção do próprio autor. Os resultados obtidos sobre o pó de hidroxiapatita nanométrica revelaram em seu espectrograma bandas vibracionais do grupamento OH e PO 4 3 (Fig. 49). De maneira análoga ao espectrograma obtido sobre o pó de fosfato de cálcio hidratado, cai-

98 Transmitância (%) Transmitância (%) 98 Figura 47 - Espectrograma obtido por FTIR sobre o pó de fosfato de cálcio hidratado com ampliação da região representada por Zoom P-O 60 P-O P-O Número de Onda (cm -1 ) Fonte: produção do próprio autor. Figura 48 - Espectrograma obtido por FTIR sobre o pó de fosfato de cálcio hidratado com ampliação da região representada por Zoom O-H 80 P-O 70 P-O Número de Onda (cm -1 ) Fonte: produção do próprio autor. xas de ampliação foram demarcadas a fim de melhor visualizar tais bandas de absorção. Dois picos representativos da ligação O H são observados, um em torno de 3500 cm -1 (Fig. 50, zoom 1) e outro em aproximadamente 630 cm -1 (Fig. 52, zoom 3). O primeiro pico em 3500 cm -1 aparece agora bem definido em relação ao pó de fosfato de cálcio hidratado. Este resultado se explica pela calcinação do fos-

99 Transmitância (%) Figura 49 - Espectrograma obtido por FTIR sobre o pó de hidroxiapatita. nanométrica Zoom 1 Zoom Zoom Número de Onda (cm -1 ) Fonte: produção do próprio autor. fato de cálcio hidratado, que promoveu a liberação da água absorvida pela superfície das partículas e adsorvida na estrutura do pó nanoestruturado. Isso conduziu à modificação da estrutura cristalina do fosfato de cálcio com a liberação de água absorvida, adsorvida e de hidroxilas, para transformação da fase hidroxiapatita. Três picos consecutivos representativos das bandas vibracionais do grupamento PO 4 3 aparecem na faixa entre 1200 e 900 cm -1 (Fig. 51, zoom 2). Outros dois picos de média intensidade, correspondentes à ligação P O, aparecem em torno de 600 e 570 cm -1 (Fig. 52, zoom 3). Os espectrogramas obtidos sobre os pós nanocompósitos não apresentaram diferença em relação à matriz hidroxiapatita. A figura 53 apresenta o espectrograma obtido sobre o pó HA Al 2 O 3 α 5% onde os mesmos picos já discutidos anteriormente são novamente observados.

100 Transmitância (%) Transmitância (%) 100 Figura 50 - Espectrograma obtido por FTIR sobre o pó de hidroxiapatita nanométrica, com ampliação da região representada elo Zoom ,0 99,5 99,0 98,5 O-H 98, Número de Onda (cm -1 ) Fonte: produção do próprio autor. Figura 51 - Espectrograma obtido por FTIR sobre o pó de hidroxiapatita nanoestruturada com ampliação da região representada pelo Zoom P-O 60 P-O P-O Número de Onda (cm -1 ) Fonte: produção do próprio autor.

101 Transmitância (%) Transmitância (%) 101 Figura 52 - Espectrograma obtido por FTIR sobre o pó de hidroxiapatita nanoestruturada, com ampliação da região representada pelo Zoom O-H 70 P-O P-O Número de Onda (cm -1 ) Fonte: produção do próprio autor. Figura 53 - Espectrograma obtido por FTIR sobre o pó nanocompósito HA Al 2 O 3 α 5% Número de Onda (cm -1 ) Fonte: produção do próprio autor.

102 Análise do Tamanho de Partícula por Difração à Laser Os resultados apresentados sobre o estudo de análise do tamanho de partículas pelo método de difração à laser foram obtidos sobre o pó de fosfato de cálcio hidratado e sobre os pós de hidroxiapatita e nanocompósitos recuperados do moinho atritor. A figura 54 mostra o histograma da distribuição granulométrica obtido sobre o pó de fosfato de cálcio hidratado. Este pó mostra uma curva monomodal da distribuição do tamanho das partículas que variou de 15 nm até aproximadamente 50 nm, apresentando uma maior concentração de nanopartículas na faixa dos 30 nm. Isto indica que o método de síntese via úmida permitiu a obtenção de pós nanoestruturados de fosfato de cálcio hidratado, conforme também foi observado no resultado obtido pela microscopia eletrônica de varredura (Fig. 28). Figura 54 - Distribuição do tamanho de partículas por laser obtido sobre o pó de fosfato de cálcio hidratado. Fonte: produção do próprio autor.

103 103 A análise granulométrica realizada para o pó nanoestruturado de hidroxiapatita recuperado do moinho atritor está representada pelo histograma da figura 55. Neste observa-se uma distribuição do tamanho das partículas de 15 nm até aproximadamente 100 nm, sendo a maior representação em torno de 50 nm. Nesta análise foi possível observar um ligeiro aumento na granulometria em relação ao pó de fosfato de cálcio hidratado. Isto se deve ao processo de calcinação que conduziu a cristalização da fase hidroxiapatita, conforme já observado nos resultados de difratometria de raios X (Fig. 41) e a coalescência dos cristais elementares da hidroxiapatita (Fig. 31 (MEV)). Figura 55 - Distribuição do tamanho de partículas por laser obtido sobre o pó de hidroxiapatita nanoestruturada após moinho atritor. Fonte: produção do próprio autor. Os estudos de análise granulométrica obtidos sobre os pós nanocompósitos não revelaram diferenças significativas entre seus histogramas, observando resultados semelhantes ao encontrado para a matriz hidroxiapatita, apresentando tamanho das nanompartículas da ordem de 15 à aproximadamente 100 nm, com a maior população

104 104 em torno de 50 nm, conforme os histogramas das figuras 56 à 58, referentes às composições com 1%, 3% e 5% de alumina-α. Figura 56 - Distribuição do tamanho de partículas por laser obtido sobre o pó nanocompósito HA Al 2 O 3 α sol-gel 1%. Fonte: produção do próprio autor. 3.8 Cálculo Teórico da Área Superficial Para a determinação da área superficial das partículas utilizou-se o método teórico de aproximação Gaussiana desenvolvido por [SILVA, 2007], através da equação 4. Para realização deste cálculo, utilizou-se os resultados obtidos da análise do tamanho médio de partículas pelo método de difração à laser e a densidade teórica respectiva à cada composição. A s = 6000 D a D f G (Equação 4) Sendo: A S = área superficial das partículas (m 2 /g);

105 105 Figura 57 - Distribuição do tamanho de partículas por laser obtido sobre o pó nanocompósito HA Al 2 O 3 α sol-gel 3%. Fonte: produção do próprio autor. Figura 58 - Distribuição do tamanho de partículas por laser obtido sobre o pó nanocompósito HA Al 2 O 3 α sol-gel 5%. Fonte: produção do próprio autor.