4.1 Estudo in vitro 27
4.1.4 Calorimetria diferencial de varredura (DSC) 37
A Calorimetria Diferencial de Varredura é uma técnica útil para a quantificação de propriedades térmicas dos materiais. Usualmente, a técnica permite acompanhar transições associadas aos processos exotérmicos e endotérmicos, como a entalpia de fusão, cristalização e vaporização, como também a temperatura de transição vítrea (Tg), temperatura de cristalização (Tc) e temperatura de fusão (Tm). Aplicadas aos polímeros, a técnica pode também determinar o grau de cristalinidade do material, influência de aditivos, reações de polimerização e degradação oxidativa ou térmica (Lucas et al., 2001).
Os termogramas obtidos para as amostras de PLLA com adição de 5, 10 e 15% de plastificante, cujas composições foram denominadas 95/5, 90/10 e 85/15 são mostrados nas Figuras 16, 17 e 18, respectivamente, para o segundo aquecimento, em função do tempo de degradação em solução tampão fosfato, pH 7,4. Os termogramas de todas as amostras nas diferentes composições são característicos de um polímero semicristalino, mostrando picos de fusão, temperatura de transição vítrea e pico de cristalização, sendo que o pico de cristalização aparece somente no segundo aquecimento, em função das condições de resfriamento das amostras. -15 -10 -5 0 5 He at Flow (mW) 0 50 100 150 200 250 Temperature (°C) ––––––– 95-5 0 semana ––––––– 95-5 4 semanas ––––––– 95-5 8 semanas ––––––– 95-5 16 semanas ––––––– 95-5 18 semanas
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Figura 16. Termogramas a partir de DSC, segundo aquecimento, para as amostras 95/5 em função do tempo de degradação.
-15 -10 -5 0 5 Heat Flow ( m W) 20 40 60 80 100 120 140 160 180 200 Temperature (°C) ––––––– 90-10 0 semana ––––––– 90-10 4 semanas ––––––– 90-10 8 semanas ––––––– 90-10 16 semanas ––––––– 90-10 18 semanas
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Figura 17 Termogramas a partir de DSC, segundo aquecimento, para as amostras 90/10 em função do tempo de degradação.
-15 -10 -5 0 5 Hea t Flow (mW ) 0 50 100 150 200 250 Temperature (°C) ––––––– 85-15 0 semana ––––––– 85-15 4 semanas ––––––– 85-15 8 semanas ––––––– 85-15 16 semanas ––––––– 85-15 18 semanas
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Figura 18. Termogramas a partir de DSC, segundo aquecimento, para as amostras 85/15 em função do tempo de degradação.
A Tabela 2 mostra os valores de temperatura de transição vítrea (Tg), temperatura de fusão (Tf) para as amostras no primeiro aquecimento, em função do tempo de degradação. Avaliando-se os dados antes da degradação, verifica-se valores de Tg de 56oC e Tm de 175 oC e que os mesmos não variam independente da composição das amostras e do tempo de degradação, no entanto, se compararmos com o trabalho de Ceroni-Filho (2004) para as análises de DSC para o mesmo PLLA puro, verifica-se um decréscimo no valor Tg, encontrado em (65oC).
Nas membranas em estudo, temos que considerar que o plastificante age dando maior mobilidade às cadeias poliméricas e diminui a Tg. A ação do plastificante diminuindo a interação entre as cadeias pode explicar a diminuição dos valores de Tg quando comparados ao polímero puro.
O pico de cristalização presente somente no resfriamento das amostras de PLLA (Tabela 2), sugere que a taxa de resfriamento do material (10oC/min), após o primeiro aquecimento, foi rápida o suficiente para permitir a lenta nucleação e conseqüente formação de cristais do material. A cristalinidade é um parâmetro responsável pela baixa taxa de hidrólise do poli(L-ácido láctico), que tem como conseqüência rápida perda de suas propriedades mecânicas. Além disso, em aplicações biomédicas, principalmente em ortopedia, a perda das propriedades mecânicas é um fator importante, tendo em vista que os dispositivos devem exercer suas funções até a formação do novo osso. É interessante que os dispositivos apresentem valores de cristalinidade mais baixos do que os apresentados pelo PLLA, para que a taxa de degradação seja mais elevada, diminuindo assim a permanência de fragmentos do material no local do implante o que poderia causar riscos de reações de corpos estranhos em longo prazo.
Outro dado obtido pela técnica de DSC é a variação da entalpia das amostras, podendo ser relacionada com a entalpia do polímero, supondo-o 100% cristalino, fornecendo uma porcentagem de grau de cristalinidade do material. Os dados das Tabelas 2 e 3 indicam amostras semicristalinas, sem diferenças de cristalinidade entre as mesmas.
A partir da entalpia de fusão experimental, da entalpia de cristalização experimental e a temperatura de fusão do PLLA, considerando o polímero 100% cristalino (93.7 J/g) ) (Pistner et al., 1993), foi possível obter o grau de cristalinidade (χ %) do PLLA nas diferentes composições do plastificante. Onde ΔHm é a entalpia de fusão experimental [J/g], ΔHc é a entalpia de
cristalização experimental [J/g] e ΔHmo é a entalpia de fusão considerando o polímero 100%
Sabe-se que a degradação das amostras de polímeros biorreabsorvíveis é uma função do seu grau de cristalinidade, pois esta determina a taxa de absorção de água pelo polímero, que conseqüentemente irá influenciar na cinética de hidrólise do material (Duek et al., 1999). Existem vários trabalhos na literatura tratando da degradação de polímeros biorreabsorvíveis, mostrando o aumento do grau de cristalinidade em função do tempo de degradação. Isso é válido tanto para estudos in vitro quanto para estudos in vivo. No caso da utilização das amostras como suporte para a cultura de células, o fator cristalinidade também é fundamental, pois a medida que o material polimérico degrada, permite a invasão celular com conseqüente formação do tecido (Khor et al., 2002). Essas características poderão ser otimizadas variando-se a taxa de degradação do suporte polimérico, dependendo do tipo de célula cultivada.
Valores do grau de cristalinidade a partir da entalpia de fusão indicam um aumento do grau de cristalinidade para as amostras de composições 95/5 e 90/10, sendo que para as membranas 85/15, essa variação não é observada, (Tabela 3). O aumento do grau de cristalinidade em função do tempo de degradação foi observado para o mesmo PLLA puro por Ceroni-Filho (2004). No entanto, os valores de grau de cristalinidade encontrados para o PLLA puro foram de 40%, antes da degradação, mantendo-se praticamente constantes após 20 semanas de degradação. No caso em estudo, o fato da amostra 85/15 manter o grau de cristalinidade constante em função da degradação pode estar relacionado ao efeito da alta concentração de plastificante, mantendo as cadeias separadas, não permitindo a cristalização, considerando o tempo de 18 semanas.
Existe uma controvérsia na literatura para explicar o aumento do grau de cristalinidade com o aumento do tempo de degradação. A maioria dos autores afirma que ocorre um rearranjo das cadeias menores geradas pelo próprio processo de degradação e como conseqüência, há a formação de novos cristais, enquanto outros acreditam que à medida que a parte amorfa do polímero degrada, permanece uma maior porcentagem de fase cristalina.
O processo de degradação de poliésteres, como é o caso do poli(ácido-láctico), é devido à hidrólise das ligações ésteres, à qual ocorre nas regiões amorfas do polímero. Isto pode explicar o aumento da cristalinidade também observado por esses autores (Li et al., 1990; Leenslag et al., 1987).
O processo de degradação é mais complexo do que relacionar partes amorfas e cristalinas. Grizzia et al. (1995), usando diferentes placas de PDLA amorfo observaram que o processo de degradação é heterogêneo e que é mais rápido no centro do que na superfície, quando em contato com o meio aquoso. Assim, o autor resume esse processo nos seguintes passos: inicialmente a amostra é homogênea, em contato com o meio aquoso inicia-se a hidrólise e consequentemente clivagem das ligações ésteres, confirmado pela diminuição da massa molar. No início do processo é provável que a degradação ocorra na superfície devido ao gradiente de absorção de água, mas pode se dissolver mais facilmente no meio comparado com os localizados no centro. A concentração de grupos finais carbonila aumenta no centro e passa a catalisar o processo.
Esse comportamento auto-catalítico mostra-se ser geral para o processo de degradação nos poliésteres alifáticos. Entretanto, esse processo é dependente da estrutura química e configuracional das cadeias poliméricas, além da morfologia dos dispositivos (Li et al., 1990).
Lam et al. (1994), confirmaram essa hipótese ao mostrarem que membranas não porosas de PLLA degradam mais rapidamente do que membranas porosas, pois no caso das membranas não porosas o efeito auto-catalítico é favorecido enquanto que para as porosas ocorre a facilidade na dissolução dos produtos.
No caso das membranas de PLLA em estudo, conforme pôde ser visualizado através de MEV, distinguem-se duas morfologias: as membranas com menor percentual de plastificante em sua composição (95/5 e 90/10) exibem uma morfologia mais densa e as membranas contendo maior concentração de plastificante (85/15) apresentam uma morfologia porosa e globular.
Tabela 2. Dados de temperatura de fusão (Tf) e temperatura de transição vítrea (Tg) obtidos a partir do primeiro aquecimento do DSC para as amostras 95/5, 90/10 e 85/15.
Amostras Tempo (semanas) Tf (°C) Tg (°C) 0 175 56 4 175 55 95/5 8 176 55 16 176 57 18 176 55 0 174 58 4 174 58 90/10 8 175 56 16 175 56 18 176 54 0 176 53 4 175 56 85/15 8 175 58 16 175 57 18 176 53
Tabela 3. Dados temperatura de transição vítrea (Tg), temperatura de cristalização (Tc), entalpia de cristalização (∆Hc), temperatura de fusão (Tf), entalpia de fusão (∆Hf) e grau de cristalinidade (χ ) obtidos a partir do segundo aquecimento do DSC para as amostras 95/5, 90/10 e 85/15.
Tempo (semanas) Tg (°C) Tc (°C)
∆Hc
(J/g) Tf (°C)∆Hf
(J/g)χ
(%) 95-5 0 47 99 31 175 48 18 4 47 96 32 173 55 24 8 48 97 32 175 55 24 16 48 95 29 175 54 27 18 50 98 30 175 55 27 90-10 0 47 99 33 174 46 18 4 50 96 33 172 50 18 8 54 97 34 170 58 26 16 48 93 28 173 64 38 18 45 96 27 174 57 32 85-15 0 52 99 34 172 60 28 4 53 97 34 168 52 19 8 52 98 36 172 54 19 16 47 96 32 173 59 29 18 50 96 34 170 54 21Comparando-se nossos resultados com o trabalho de Lam et. al. (1994), era de se esperar que as membranas com plastificante apresentassem um maior aumento no grau de cristalinidade em função do tempo de degradação, resultado oposto ao encontrado. Esses resultados nos levam a concluir que o plastificante exerce um efeito mais acentuado no processo de degradação do que o efeito devido à diferença morfológica entre as membranas, ou seja, o efeito da mobilidade das cadeias prevalece sob a morfologia.
O aumento da cristalinidade é verificado mesmo para as membranas amorfas. Estudos realizados com copolímeros PLA37.5/PGA25, completamente amorfos mostraram através de análise de DSC que o copolímero apresenta uma Tg na faixa de 50-55 °C. Após 12 semanas em tampão fosfato, além da Tg, apresentam um pico de fusão na faixa de 95-100 °C, indicando a formação de regiões cristalinas confirmados por análises de Raio-X. Tg também pode diminuir devido ao efeito plastificante da água. No caso do copolímero, é influenciada pela composição; quanto maior a porcentagem de ácido glicólico em relação ao ácido láctico mais rápido é o processo de degradação (Li et al., 1990).
Entretanto devemos lembrar que no caso das membranas porosas obtidas através da adição de plastificante, a ação do mesmo diminuindo a Tg e dando maior mobilidade à cadeia é muito mais marcante do que esse processo, e sua degradação acaba sendo muito mais rápida, como observamos nos resultados dos ensaios de tração Essa estrutura porosa e a estrutura densa das outras membranas podem ser visualizadas através das micrografias realizadas através de MEV.