3 RESULTADOS E DISCUSSÃO
3.4 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
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].
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
Figura 30 - Morfologia obtida sobre o pó de 𝐻𝐴 revelando as nanopartículas e sua microporosidade.
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 𝐴𝑙2𝑂3− 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.
Figura 31 - Morfologia obtida sobre o pó de 𝐻𝐴 recuperado do moinho atritor.
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
Figura 32 - Morfologia obtida sobre o nanocompósito 𝐻𝐴 𝐴𝑙2𝑂3− 𝛼 1% em volume.
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 𝐴𝑙2𝑂3− 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-
Figura 33 - Morfologia obtida sobre o pó nanocompósito 𝐻𝐴 𝐴𝑙2𝑂3− 𝛼 3% em volume.
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-
Figura 34 - Morfologia obtida sobre o pó nanocompósito 𝐻𝐴 𝐴𝑙2𝑂3− 𝛼 5% em volume.
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
Figura 35 - Microestrutura sobre a superfície de fratura da matriz hidroxiapatita sinterizada a 1250°C/2h.
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-
Figura 36 - Microestrutura obtida sobre a superfície de fratura para o biomaterial nanocompósito 𝐻𝐴 𝐴𝑙2𝑂3− 𝛼 1%.
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-
Figura 37 - Microestrutura obtida sobre a superfície de fratura para o biomaterial nanocompósito 𝐻𝐴 𝐴𝑙2𝑂3− 𝛼 2%.
Fonte: produção do próprio autor.
tivos da fase fosfato de cálcio hidratado na composição 𝐶𝑎3 𝑃𝑂4 2𝐻2𝑂, ficha 18-0303 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 𝐶𝑎10 𝑃𝑂4 6 𝑂𝐻 2 , com sistema estrutural cristalino hexagonal e plano principal de difração [211] (ficha 74-0565 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.
Figura 38 - Microestruturaobtida sobre a superfície de fratura para o biomaterial nanocompósito 𝐻𝐴 𝐴𝑙2𝑂3− 𝛼 3%.
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 Al2O3-α sol-gel, obtidos do moinho atritor, os resultados
de difratometria de raios X indicam a presença da fase hidroxiapatita na composição 𝐶𝑎10 𝑃𝑂4 6 𝑂𝐻 2 com estrutura hexagonal, e picos de baixa intensidade de 𝐴𝑙2𝑂3− 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.
Figura 39 - Microestrutura obtida sobre a superfície de fratura para o biomaterial nanocompósito 𝐻𝐴 𝐴𝑙2𝑂3− 𝛼 5%.
Fonte: produção do próprio autor.
Figura 40 - Difratograma de raios X obtido sobre o pó de fosfato de cálcio hidratado.
Fonte: produção do próprio autor.
10 20 30 40 50 60 70 80 0 50 100 150 * Ca 3(PO4)2H2O * * * * * * * * * * * * In te ns id ad e ( CPS ) 2
Figura 41 - Difratogramas de Raios X obtidos para o pó de hidroxiapatita antes e após 2h de moinho atritor.
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 𝐶𝑎10 𝑃𝑂4 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 𝐶𝑎3 𝑃𝑂4 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 − 𝑃2𝑂5 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
10 20 30 40 50 60 70 80 0 500 1000 1500 * * * * * *** * * * * * ** * ** *
HA após 2h de moinho atritor
In te ns id ad e ( CPS ) 2 10 20 30 40 50 60 70 80 0 500 1000 1500 In te ns id ad e ( CPS ) * Ca10(PO4)6(OH)2 - HA [21 1] [21 1] * * ** * ** * * * * * ** * * * * * HA sem atritor
Figura 42 - Difratogramas de Raios X obtidos para os pós nanocompósitos 𝐻𝐴 𝐴𝑙2𝑂3− 𝛼 com 1%, 2%, 3% e 5% após 2h em moinho atritor.
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-
Figura 43 - Difratogramas de Raios X obtidos para os nanocompósitos 𝐻𝐴 𝐴𝑙2𝑂3− 𝛼 com 1%, 2%, 3% e 5% de alumina-α, após sinterização a 1250°C/2h.
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 𝐴𝑙2𝑂3− 𝛼 com 2% e 3% de alumina- α, 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 𝐴𝑙2𝑂3− 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
(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 𝑃𝑂43− 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
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 𝐻2𝑂 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.
Fonte: produção do próprio autor.
Para o grupamento 𝑃𝑂43− 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 grupamento 𝑃𝑂43− 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]. 4000 3500 3000 2500 2000 1500 1000 500 20 40 60 80 100 Tran smitâ nc ia (% ) Número de Onda (cm-1) Zoom 1 Zoom 2 Zoom 3 Zoom 4
Figura 45 - Espectrograma obtido por FTIR sobre o pó de fosfato de cálcio hidratado com ampliação da região representada por Zoom 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 2.
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
43− (Fig. 49). De maneira análoga ao espectrograma obtido sobre o pó de fosfato de cálcio hidratado, cai-
3600 3400 3200 3000 2800 97 98 99 100 H-O-H O-H Tran smitâ nc ia (% ) Número de Onda (cm-1) 1700 1600 1500 1400 97 98 99 100 O-H P-O Tran smitâ nc ia (% ) Número de Onda (cm-1)
Figura 47 - Espectrograma obtido por FTIR sobre o pó de fosfato de cálcio hidratado com ampliação da região representada por Zoom 3.
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 4.
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-
1200 1150 1100 1050 1000 950 900 20 40 60 80 100 P-O P-O P-O Tran smitâ nc ia (% ) Número de Onda (cm-1) 660 640 620 600 580 560 540 60 70 80 90 100 O-H P-O P-O Tran smitâ nc ia (% ) Número de Onda (cm-1)
Figura 49 - Espectrograma obtido por FTIR sobre o pó de hidroxiapatita. nanométrica.
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 𝑃𝑂43− 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 𝐴𝑙2𝑂3− 𝛼 5% onde os mesmos picos já discutidos anteriormente são novamente observados.
4000 3500 3000 2500 2000 1500 1000 500 20 40 60 80 100 Tran smitâ nc ia (% ) Número de Onda (cm-1) Zoom 3 Zoom 2 Zoom 1
Figura 50 - Espectrograma obtido por FTIR sobre o pó de hidroxiapatita nanométrica, com ampliação da região representada elo Zoom 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 2.
Fonte: produção do próprio autor.
3600 3590 3580 3570 3560 3550 3540 98,0 98,5 99,0 99,5 100,0 O-H Tran smitâ nc ia (% ) Número de Onda (cm-1) 1200 1150 1100 1050 1000 950 900 20 40 60 80 100 P-O P-O P-O Tran smitâ nc ia (% ) Número de Onda (cm-1)
Figura 52 - Espectrograma obtido por FTIR sobre o pó de hidroxiapatita nanoestruturada, com ampliação da região representada pelo Zoom 3.
Fonte: produção do próprio autor.
Figura 53 - Espectrograma obtido por FTIR sobre o pó nanocompósito 𝐻𝐴 𝐴𝑙2𝑂3− 𝛼 5%.
Fonte: produção do próprio autor.
660 640 620 600 580 560 540 70 80 90 100 110 O-H P-O P-O Tran smitâ nc ia (% ) Número de Onda (cm-1) 4000 3500 3000 2500 2000 1500 1000 500 20 40 60 80 100 Tran smitâ nc ia (% ) Número de Onda (cm-1)