fausto zuleta-diseÑo y obtenciÓn de biomateriales cerÁmicos de silicato dicÁlcico para futuras...

UNIVERSIDAD POLITECNICA DE VALENCIA

MASTER OFICIAL EN INGENIERÍA DEL DISEÑO

TESIS DE MASTER

DISEÑO Y OBTENCIÓN DE

BIOMATERIALES CERÁMICOS DE SILICATO

DICÁLCICO PARA FUTURAS APLICACIONES

EN PROTESIS

Autor: FAUSTO ALONSO ZULETA MONTOYA

VALENCIA, SEPTIEMBRE DE 2010

Tutor: Dr. BERNABÉ HERNANDIS ORTUÑO

MASTER OFICIAL EN INGENIERÍA DEL DISEÑO. UNIVERSIDAD POLITECNICA DE VALENCIA

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FAUSTO A. ZULETA MONTOYA

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AGRADECIMIENTOS

Agradezco a mi Tutor, el Dr. Bernabé Hernandis Ortuño, por su enorme ayuda, por su gran

paciencia y las enseñanzas que me han dado durante todo el tiempo que me ha tenido a su

cargo.

A la Generalitat Valenciana por la beca que me han concedido y a toda su gente por la

colaboración.

A la Universidad Politécnica de Valencia por su colaboración en el proyecto y a la

Universidad Miguel Hernández por prestar sus instalaciones para el desarrollo de este

trabajo.

A la Dra. Piedad de Aza, Pablo Velásquez y Miguel de la Casa por ayudarme a conocer el

mundo de los biomateriales.

A mis compañeras de investigación, Matilde, Isabel, Ariadna y Virtudes por su alegría,

enseñanzas, conversaciones y explicaciones durante todo este tiempo.

A mi familia, en especial a mis padres. Porque lo que soy, se lo debo a ellos.

A Susana mi inseparable compañera.

A mis amigos, compañeros y a toda las personas del Máster.


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CONTENIDO

1. INTRODUCCIÓN 8

2. OBJETIVOS 10

2.1. OBJETIVOS ESPECÍFICOS 10

3. JUSTIFICACIÓN SOCIAL Y ESTADO DEL ARTE 11

4. MÉTODO 18

4.1. TECNICAS DE PROCESAMIENTO 18 4.1.1 MOLIENDA 18 4.1.2 PRENSADO ISOSTÁTICO 20 4.1.3 PROCESAMIENTO TERMICO EN HORNOS 20 4.1.4 PREPARACIÓN DE SUERO FISIOLOGICO ARTIFICIAL (SBF) 21 4.2 METODO DE PREPARACIÓN DE MUESTRAS 23 4.3 CARACTERIZACIÓN MEDIANTE EL USO DE TECNICAS DE ANALISIS 25 4.3.1 DIFRACCIÓN POR RAYOS-X 25 4.3.2 MICROSCOPIA ELECTRONICA DE BARRIDO Y EDX 27

5. FORMULACIÓN Y RESULTADOS: 29

ESTUDIOS EN LOS CAMPOS PRIMARIOS DEL Α`-C2S Y Β-C2S 29

5.1. SINTESIS DE MATERIAS PRIMAS 29 5.1.1 SILICATO DICÁLCICO (C2S) 29 5.1.1.1 SINTESIS DEL SILICATO DICÁLCICO (C2S) 30 5.1.1.2 DIFRACCIÓN DE RAYOS-X 31 5.1.1.3 DETECCIÓN TAMAÑO DE PARTÍCULA C2S 32 5.1.2 FOSFATO TRICÁLCICO (TCP) 32 5.1.2.1 SINTESIS DEL FOSFATO TRICÁLCICO (TCP) 34 5.1.2.2 DIFRACCIÓN DE RAYOS-X 35 5.1.2.3 DETECCIÓN TAMAÑO DE PARTÍCULA TCP 36 5.2. CAMPO PRIMARIO DEL Α´-C2S 36 5.2.1 15%PESO TCP- 85%PESO C2S 37 5.2.1.1 RESULTADOS DE DIFRACCIÓN POR RAYOS-X 38 5.2.1.2 RESULTADOS DE ESTRUCTURA CRISTALINA 40 5.2.1.3 RESULTADOS DE BIOACTIVIDAD EN SBF 42 5.2.2 3%PESO TCP- 97%PESO C2S 45 5.2.2.1 RESULTADOS DE DIFRACCIÓN POR RAYOS-X 45 5.2.2.2 RESULTADOS DE ESTRUCTURA CRISTALINA 47


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5.3. CAMPO PRIMARIO DEL Β-C2S 50 5.3.1 3%PESO TCP- 97%PESO C2S 50 5.3.1.1 RESULTADOS DE DIFRACCIÓN POR RAYOS-X 51 5.3.1.2 RESULTADOS DE ESTRUCTURA CRISTALINA 53 5.3.1.3 RESULTADOS DE BIOACTIVIDAD EN SBF 55

6. CONCLUSIONES 59

7. LINEAS DE INVESTIGACIÓN 60

8. BIBLIOGRAFÍA 61


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1. INTRODUCCIÓN

Muchos diseños están enfocados hacia la mejora de las condiciones humanas. La

investigación en los materiales hace parte de los diseños y su desarrollo establece el proceso

de innovación y la obtención de verdaderas soluciones. Los materiales se utilizan en

beneficio de las sociedades desde hace muchos años. Estos desarrollos han sido, y son

actualmente, un paso muy importante de la ciencia, donde una rama de estas investigaciones

son los llamados biomateriales.

Los biomateriales tienen como objetivo ser incorporados a organismos vivos reemplazando

una parte o función del mismo, son de origen sintético o natural y tienen la característica de

no presentar rechazo por dicho organismo. Este término incluye materiales de todo tipo

(metales, polímeros, cerámicas, vidrios y compuestos), que al encontrarse con fluidos

fisiológicos, células ó tejidos interactúan de forma neutra o positiva. La biocompatibilidad

hace de estos materiales su mayor característica, Hench la define como “la capacidad de

formar parte del organismo humano sin provocar interacciones no deseadas con el mismo,

tanto a corto como a largo plazo” [1]. También definió la propiedad de interactuar de estos

materiales como “la característica de una material que permite formar una unión con el

tejido vivo” lo cual se conoce como bioactividad de un material.

La posibilidad de conseguir buenos diseños (en el campo de los biomateriales) que cumplan

con las definiciones de Hench, nos permite enfocar nuestro estudio hacia los materiales

cerámicos. Más eficientemente, las biocerámicas se definen como “un material cerámico

diseñado para lograr un comportamiento fisiológico específico al ser usado en la

construcción de prótesis u órganos artificiales internos” según la norma ISO/TR 10993-9 de

1994 [2]. También cabe aclarar que desde hace más de 20 años las biocerámicas y sus

aplicaciones, en el ámbito óseo, establecen una nueva posibilidad para la reconstitución de

los huesos y su ayuda en la reparación [3]. Las cerámicas a base de fosfatos, los biovidrios y

las vitrocerámicas de los sistemas SiO2-CaO y CaO-SiO2-MgO son hasta el día de hoy los

principales componentes de materiales bioactivos. Aunque, en la actualidad se sabe que

existen cerámicos a base de fosfatos no bioactivos dentro del sistema CaO-P2O5 [4].

También se sabe que existen cerámicos que forman parte de los cementos óseos y que son

utilizados para el recubrimiento de implantes, estos mejoran la unión natural del hueso a la

pieza incorporada [5]. Dentro de los cementos óseos podemos encontrar materiales

cerámicos de silicato cálcico, que son parte fundamental del cemento Pórtland, descubierto

por Joseph Aspdin en 1824, ellos tienen su origen en los óxidos de calcio y


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mayoritariamente son usados en construcción. Estos cementos Pórtland presentan en su

composición Alita (Silicato tricálcico= 3CaO. SiO2

= C3S). Belita (Silicato dicálcico = 2CaO

.

SiO2 = C2S), Aluminato Tricálcico (3CaO.Al2O3 = C3A) y Ferrito-aluminato cálcico (4CaO

.

Al2O3.Fe2O3= C4AF) [6-9], y son componentes en biomateriales que hoy en día se utilizan

en implantes dentales, tratamientos peridentales y articulaciones óseas, ya que son capaces

de formar Carbohidroxiapatito. Este material química y estructuralmente es equivalente a la

fase mineral constituyente del hueso, como consecuencia de su bioactividad y

osteoconductividad [10-14].

Por todo lo anterior, se ha producido un interés creciente en el desarrollo de cementos

cerámicos para uso de biomateriales. Aparece así, hace más de 14 años, el Mineral Trioxide

Aggregate (MTA), realizado en la Universidad de Loma Linda California, que se desarrolló

como un biomaterial obtenido de los principales ingredientes del cemento Pórtland (C2S y

C3S). Además contiene trióxido de bismuto y yeso, para ser utilizado en la rama de la

odontología. Los buenos resultados en recubrimientos pulpares, reabsorción radicular,

apicoformación y apicogénesis, reparación de lesiones de encías-diente y reparación de

perforaciones radiculares hacen pensar que puede haber más desarrollos de estos

biomateriales para más aplicaciones [14-21].

Por esto, el presente trabajo pretende investigar el Silicato Dicálcico (2CaO. SiO2 ó C2S)

como posible biomaterial y como posible componente de un futuro biodiseño. Confirmar los

descubrimientos recientes en el campo de los cementos óseos, obteniendo un material para

desarrollos en piezas para quirófano.


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2. OBJETIVOS

Como objetivo fundamental en este trabajo es obtener biomateriales en los campos

primarios del α´-C2S y β-C2S, además de estudiar su comportamiento en suero fisiológico

artificial. Y desarrollar a través del diseño y la obtención de nuevos biomateriales en el

sistema C2S - TCP investigaciones que ayuden en la mejora de la salud y de la calidad de

vida de la población, con herramientas de mineralogías y microestructura controladas.

2.1. OBJETIVOS ESPECÍFICOS

Investigar la forma adecuada de obtener un biomaterial, con técnicas propicias,

demostrando la caracterización de los compuestos obtenidos.

Desarrollar análisis estructurales de las biocerámicas para comprender su

comportamiento, formación y biocompatibilidad en el cuerpo humano.

Realizar distintas caracterizaciones de un material investigando su estructura,

propiedades y comportamiento in-vitro.

Determinar puntos estratégicos de investigación para el desarrollo de biomateriales que

nos permitan obtener alcances futuros dentro de los cementos óseos.


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3. JUSTIFICACIÓN SOCIAL Y ESTADO DEL ARTE

El diseño, desarrollo y la producción de biomateriales se fundamentan en la época actual en

la creciente necesidad de mejorar y prolongar la vida de los pacientes. Actualmente distintos

equipos científicos de todo el mundo buscan mejorar y crear nuevos materiales para ser

aplicados en el cuerpo humano. Esto se puede evidenciar claramente en la cantidad de

publicaciones (Material Science, Biomaterials, Journal of the European Ceramic Society,

Materials Chemistry and Physics, Materials and Manufacturing Processes, Journal of the

American Ceramic Society, etc) y congresos que se realizan en todo el mundo para mostrar

los adelantos que se encuentran en el campo de los biomateriales.

El diseño de prótesis y de diseños de materiales (polímeros, metálicos, cerámicos, etc.)

destinados a la reconstrucción del tejido duro necesitan apoyarse en un conocimiento

profundo no sólo de la anatomía y biomecánica del hueso, sino también de los procesos que

dan lugar al crecimiento óseo y a la reparación de fracturas. Al pretender realizar un

biomaterial se tiene que comprender la estructura de estos compuestos y el proceso de

diseño, la metodología y la misma composición del hueso.

El tejido óseo está formado por pequeñas partículas minerales dispersas en una matriz

orgánica, formada principalmente por fibras de colágeno. A grandes rasgos se puede decir

que la fase mineral constituye un 30-40% en volumen, y el material orgánico un 34-42%,

mientras que el agua representa entre un 16 y un 27% [22]. El componente mineral del

hueso está formado principalmente por pequeños cristales de hidroxiapatita deficiente en

calcio carbonatada, aunque se encuentran también otros fosfatos de calcio, como la

whitlockita y el fosfato octacálcico [23].

Para encontrar un biomaterial que reúna condiciones parecidas a las del tejido óseo nos

debemos ubicar en los materiales cerámicos. Una gran ayuda para entender el

comportamiento de un material es estudiar los diagramas de fase. Estos describen el

comportamiento de un material con respecto a sus temperaturas y posibles combinaciones

químicas. Adicionalmente, presentan una forma aproximada de conseguir los materiales que

se pueden obtener de algunas mezclas, ayudan a conocer la tendencia termodinámica de


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estos y predecir el estado final de equilibrio de sus distintas fases. Los avances en materiales

cerámicos han estado basados en la información suministrada por los diagramas de fases y

por ello se analizará el diagrama de fases binario del Silicato Dicálcico (2CaO. SiO2 = C2S)

y el fosfato tricálcico (3CaO. P2O5 = TCP) los cuales en suero fisiológico artificial presentan

precipitados de hidroxiapatita, comprobando su bioactividad [10-14].

Una vez seleccionado los materiales por su bioactividad se hace necesario, previamente a su

obtención, conocer las relaciones de equilibrio termodinámicas. Todo esto con el propósito

de determinar que fase o fases son estables en unas determinadas condiciones de

temperatura, y como se prevé que se desarrolle su microestructura en función de la

composición y del tratamiento dado. De estas funciones de equilibrio nos informa la

termodinámica química que podemos obtener, la cual indica la dirección en la que el sistema

evoluciona y bajo que determinas condiciones lo hace.

El fundamento teórico en que se basan las condiciones de equilibrio de los diagramas de fase

es la ley de Gibbs, que indica la relación entre el número de fases presentes en un sistema en

equilibrio y el número de variables de estado independientes. La aplicación de esta ley nos

mostrará como varia el equilibrio cuando ocurren cambios en dichas variables. Así,

representando gráficamente el equilibrio entre fases como función de la temperatura, presión

y composición, construiremos estas gráficas los denominados diagramas de equilibrio de

fases. Siendo la base de nuestro conocimiento para fabricar materiales cerámicos de buen

comportamiento.

Aunque el conocimiento de las fases de alta temperatura del cemento Pórtland ha sido

investigado desde hace más de 100 años [6]. Lo que a nosotros nos interesa son las

condiciones en las que el CaO interactúa con el SiO2 en el camino de obtención del Silicato

Dicálcico (C2S) representado en el diagrama de fase en la figura 3.1.


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Fig.3.1.- Diagrama de Fases del sistema CaO-SiO2 % en peso [ 24].

En este diagrama de fases (fig.3.1. CaO-SiO2) se puede observar que el C2S presenta 5

formas polimórficas en estado sólido a presión de atmosfera. Estos estados son denominados

en orden decreciente de temperatura y representados de la siguiente forma: α-C2S

(hexagonal), αH´- C2S (ortorrómbica), αL´- C2S (ortorrómbica), β- C2S (monoclínica),

γ- C2S (ortorrómbico).

Estos 5 estados distintos de formación estructural se interpretan de acuerdo a la temperatura

en estado solido del componente. En la Figura 3.2 podemos relacionar la representación con

las temperaturas posibles a las que se encuentran los polimórfos.

Fig.3.2.- Formas polimórficas del C2S [25,26].


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Conociendo esto, sabemos que al enfriar C2S desde su fase liquida se obtiene los primeros

cristales de α-C2S por debajo de los 2150ºC, la transformación entre la fase hexagonal y la

ortorrómbica, α-C2S a αH´-C2S, a 1425ºC es rapida y por lo general, el cambio de fase no se

puede obtener mediante enfriamiento brusco [27]. Por debajo de 1177ºC se produce un

cambio en los parametros de la red otorrómbica, fase αL´-C2S la cual unicamente es

detectable mediante el espectro de absorción de infrarrojos, este cambio fue descubierto por

Niesel y Thorman en 1999 [28]. Continuando con el enfriamiento y por debajo de los 850ºC

la fase αL´-C2S pasa a γ-C2S, fase que se caracteriza por su mayor parametro de red y menor

densidad aparente con respecto al resto de las fases, para llevar a cabo esta transformación,

es imprescindible un enfriamiento muy lento, el cual no se suele dar en condiciones

normales, es por esto que a temperaturas inferiores a 850ºC suele persistir de forma

metaestable la fase αL´-C2S [24-28].

Siguiendo con el estudio de diagrama de fases del C2S encontramos que por debajo de los

675ºC, la presencia de αL`-C2S ya no es posible produciendose un cambio de fase de elevada

cinética. La estructura otorrómbica pasa a monoclinica pero mantieniendo la densidad

aparante entorno a los valores de las fases predecesoras, esta es la denominada fase β, fase

de gran importancia tecnológica ya que es la fase deseada en el cemento pórtland debido a

sus propiedades mecánicas y de hidratación[27]. Una vez formada la fase β, la conversión a

la fase γ se realiza muy lentamente y esta es todavía mas larga si se realiza a temperatura

ambiente, debido a la expansión de la red. Este tipo de reacción, suele ser de tipo catalítica

donde β actúa como catalizador. El cambio de β a γ provoca que el material, en el caso de

estar solidificado, no soporte la expansión de la red, se inestabilice mecánicamente, y se

produzca el denominado “Dusting”. Efecto que se manifiesta cuando el material caliente se

enfría por debajo de ≈500ºC, es entonces cuando el C2S aumenta su volumen entorno al 10%

provocando el desmoronamiento de los granos. Con el fin de lograr la estabilidad mecánica

de los materiales de silicato dicálcico, se emplean los métodos de estabilización física y

química como el fosfato tricálcico (TCP) [29], que evitan la formación de la fase de baja

temperatura.

En la bibliografía podemos encontrar para el diagrama de fases del sistema Larnita-

Whitlockita encontramos dos articulos, el articulo de Nurse realizado en 1959 [30] del que

exponemos el diagrama de fase en la figura 3.3, y el presentado en la figura 3.4, realizado

por W. Fix, R. Heyman y R. Heinke en 1969 [31].


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Fig.3.3.- Diagrama de Fases 2CaO-SiO2 –β-3CaO-P2O5 % en peso [30].

El sistema Larnita ó C2S– Whitlockita ó TCP es relevante en los procesos de producción de

cemento, y desde hace unos 30 años en el campo de los biomateriales al extenderse su uso al

de la odontología como biocemento es fuente de investigación. El sistema presenta una serie

continua de disoluciones sólidas, entendiendo por esto las reacciones que por fusión de dos

cuerpos en contacto en estado sólido se realizan. El Diagrama de fases en el cual se

fundamenta la investigación presenta un punto de fusión máximo de 2240ºC para una

composición del 76% en peso de C2S. En el diagrama realizado por Fix, Heymann y Heinke

[31] no se llevan a cabo estudios sobre estas regiones de temperaturas, ya que se toman

directamente como válidas las líneas de líquidus y sólidos establecidas por Nurse en 1959.

Lo realizado por Nurse en estos puntos, ayudo a entender las dificultades de trabajar a

elevada temperatura, por dos razones fundamentales, por una parte las trazas de impurezas

reducen la temperatura inicial de fusión que la temperatura que se tiene del líquidus y en

segunda parte la dificultad de observar las primeras trazas de fase líquida [30]. Se observan

tres inversiones polimórficas en el C2S al ir descendiendo la temperatura, en primer lugar

tiene lugar una transformación de α-C2S, fase de alta temperatura, α ´, posteriormente de α´

a β y por último la transformación de β-C2S a γ que se caracteriza por una caída rápida de

“opacificación” y desintegración. A medida que se añade TCP la temperatura de la inversión

de α a α ´ va descendiendo, alcanzando el mínimo para una composición del 20% en TCP.

En cuanto a las transformaciones que tienen lugar a lo largo del enfriamiento del TCP,


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Nurse descubrió una nueva fase de TCP de alta temperatura hasta el momento desconocida

que denominó súper- α-TCP, esta fase se invierte posteriormente a α-TCP y ésta a su vez en

β- TCP. Además, Nurse describe el efecto de pulverización o “dusting”, indicando que el

material se hace polvo, durante el enfriamiento desde la zona de alta temperatura en un

rango de composiciones del 50% al 90% de TCP, y simultáneamente la muestra se vuelve

opaca. Este cambio está relacionado con la formación de silicocarnotita, lo cual demostró

con análisis de Rayos-X realizados al polvo obtenido. En el diagrama de fases obtenido por

Nurse puede apreciarse tanto la silicocarnotita como la nueva fase “A” existiendo en

soluciones sólidas homogéneas en un rango de composiciones que varían con la

temperatura. Sobre los 1450ºC la silicocarnotita se transforma en una disolución sólida de a-

TCP sin descomposición.

Fig.3.4.- Diagrama de Fases del sistema Larnita (2CaO-SiO2) – Whitlockita (β-3CaO-P2O5) % en peso [31].

La fase “A” tiene una composición aproximada de 7CaO-P2O5-2SiO2, pero que no debe ser

confundida con el mineral de la misma composición conocido como “nagelschimidtite”, el

cual si que puede ser utilizado para describir el rango de disoluciones sólidas de α -C2S y α’-


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TCP. Aunque las fases obtenidas en ambos diagramas estudiados son las mismas, las

regiones descritas para dichas fases son bastante diferentes. Las principales diferencias del

diagrama de Fix con respecto del de Nurse son:

El campo de estabilidad de la disolución sólida de la Silicocarnotita es mucho más

pequeña en el diagrama realizado por Fix que en el de Nurse.

La fase “A” puede transformarse directamente a fase “R” (nagelschimidtite) sobre

los 1350ºC.

La fase α´-2CaO-SiO2 existe hasta una composición del 20% de TCP y una

temperatura de 500 ºC.

Existe una gran diferencia en la línea del límite entre la fase “S” y la fase a-TCP.

Fix consiguió obtener la fase “R” (nagelschimidtite) metaestable a temperatura

ambiente no sólo mediante “quenching” sino también mediante enfriamiento lento

para composiciones entre el 20% en peso y el 45% en peso de TCP.

Por todas estas razones se utiliza actualmente el diagrama de Fix, ya que especifica los

campos de una forma más clara y ayuda a la investigación con más certeza.


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4. MÉTODO

En este capítulo se revisarán las técnicas utilizadas para la obtención, caracterización y

estudio de los biomateriales en el campo primario del α´-C2S y el β-C2S. Se explicará

detalladamente la metodología realizada para el análisis de los materiales, así como la teoría

para llegar al buen uso de estas técnicas.

4.1. TECNICAS DE PROCESAMIENTO

Cuando se identifica la presencia de defectos e irregularidades en la microestructura de un

material cerámico se produce un efecto negativo sobre el comportamiento mecánico de estos

materiales. La existencia de defectos y la no reproducibilidad son atribuidas a un mal

procesamiento cerámico. Por tanto, se puede considerar el procesamiento cerámico como un

conjunto de operaciones que permiten obtener de forma reproducible cerámicas con

propiedades similares que satisfagan necesidades específicas.

Las técnicas de procesamiento son la base de obtención de los cerámicos, ya que proveen el

método por el cual se consiguen los materiales. Se basan en la forma y el cómo se realiza el

procedimiento para lograr buenos resultados, en nuestro caso los biomateriales cerámicos.

Los cuales se fabrican mediante los siguientes procedimientos:

Molienda

Prensado isostático

Procesamiento Térmico en Hornos

Adicionalmente a estas técnicas de procesamiento del material, revisare el método de

fabricación de suero fisiológico (SBF), el cual utilizaremos para analizar la bioactividad del

material.

4.1.1 MOLIENDA

Aunque la industria de la cerámica utiliza más el proceso de la molienda por agua,

mediante la cual se obtiene suspensiones de partículas finas o barbotinas [32], en el

presente proyecto se utilizara la técnica de molido en seco. La molienda se realiza

generalmente en una etapa. Se utiliza un molino vibratorio de ágata, en vía seca con bola


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del mismo material. El molino utilizado en la investigación tiene como referencia una

maquina “MM-301” de la empresa Retsch® la cual permite moler partículas de hasta

5mm y con la que es posible obtener partículas de hasta 5 a 10 µm (fig.4.1). El molido en

seco evita un posterior proceso de secado que sería necesario si se desea prensar en seco,

también evita la formación de aglomerados puesto que no hay fase presente, pero puede

compactarse en las paredes del molino. La tendencia

del polvo a compactarse en el molino aumenta con su

contendido en humedad, por lo que es posible secar

el polvo e inmediatamente después introducirlo en el

molino. Otro factor que afecta el buen resultado del

tamaño de partículas del material es la cantidad que

se introduce en el molino, así entre menor cantidad se

introduzca, menor será la compactación en las

paredes del molino.

Fig.4.1.- Molino RETSCH MM-301.

Para garantizar el tamaño de partícula se verifica la dimensión de sus granos, que tiene

que ser inferior a 30µm., puesto que la relación

existente entre el tamaño de partícula frente a la

superficie de contacto garantiza una mayor

interacción entre los distintos componentes. Para esto

utilizaremos un medidor de tamaño de partículas que

consiste en un difractómetro láser de la casa

MASTERSIZER 2000 modelo APA2000 (fig.4.2). El

cual nos determina el porcentaje de tamaño de

partícula y certifica así la correcta reacción por

estado sólido de los componentes.

Fig.4.2.-Detector de tamaño MASTERSIZER 2000

La técnica de Difracción láser del MASTERSIZER 2000 opera bajo el pronóstico del

comportamiento de las partículas sobre la dispersión de luz. Las partículas dispersan la

luz en todas las direcciones con un patrón de intensidad que es dependiente de su tamaño.

La luz dispersada tendrá diferentes intensidades según el ángulo de observación. De tal


20

forma que las partículas pequeñas dispersan la luz en grandes ángulos, y las partículas

grandes dispersan luz en pequeños ángulos. Si un grupo de partículas suspendidas en el

aire o cualquier otro medio transparente (agua en nuestro caso), es atravesado por un haz

láser, cada partícula dispersará la luz frontalmente a un ángulo inversamente proporcional

a su tamaño.

4.1.2 PRENSADO ISOSTÁTICO

Esta técnica es uno de los tipos de prensados existentes y tiene como ventaja, sobre los

prensados uniaxial, la obtención de compactos uniformemente densos. Por el contrario

como desventajas se tiene el poco control sobre las dimensiones exactas del producto

final y la baja velocidad de producción.

Se emplea un molde elastomérico que contiene el material a prensar (debidamente

sellado). Este se introduce en una cámara de presión llena de un fluido y por medio de

una bomba se aumenta la presión interna, lo cual hace que la muestra se compacte. La

presión que se ejerce generalmente se hace con una mezcla de agua y aceite lo que ayuda

a la uniformidad del compuesto. Las gomas elastoméricas son de marca RÜSCH de

distintos tamaños y la prensa es una ASTUR SINTER

con bomba ENERPAC (fig4.3). El prensado en goma

de látex ha sido escogido como método de trabajo

para este proyecto, ya que dependiendo del material

obtenido se puede utilizar distintos tubos de drenaje

“Silkolatex” (tamaños 1, 2, 3, 4 y 5) y se pueden

introducir simultáneamente distintas muestras en la

misma cesta.

Fig.4.3.- Prensa ASTUR SINTER.

4.1.3 PROCESAMIENTO TERMICO EN HORNOS

Después del uso de las anteriores técnicas de procesamiento, se realizan tratamientos

térmicos para la obtención de los materiales por reacción en estado sólido [32]. La

reacción en estado sólido se debe a dos procesos fundamentales:


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1.- la reacción química, que incluye la ruptura y la formación de enlaces y que tienen

como resultado la formación de núcleos de una fase nueva.

2.- El transporte del material a la zona de reacción para producir el crecimiento de dichos

núcleos.

Así con estados de temperatura suficientemente creados se logra obtener el material

deseado. Estos tratamientos térmicos, que posibilitan la obtención de los materiales de

estudios, fueron realizados con dos tipos de hornos: un horno con plataforma elevadora y

de alta temperatura marca ENTECH Jumo

Imago 500 (fig.4.4), y un horno tipo mufla

CARBOLITE tipo ELF 11/6 (201).

En el presente proyecto se tienen en cuenta los

conocimientos adquiridos en el estudio de

diagramas de fase, toda esta información se ha

aplicado para que todas las reacciones sean en

estado sólido, ya que es el método por

excelencia para la fabricación de materiales

cerámicos.

Fig. 4.4.-Horno ENTECH Jumo Imago 500.

4.1.4 PREPARACIÓN DE SUERO FISIOLOGICO ARTIFICIAL (SBF)

Posteriormente a la obtención de nuestros materiales, podemos estudiar su bioactividad

por medio de procesos “in-vitro” que simularán condiciones humanas casi reales. Uno de

estos estudios es por medio de suero fisiológico artificial (SBF), que asemeja, por

condiciones de iones, casi a la perfección el plasma humano [34]. El material sumergido

en SBF, a temperatura y tiempo controlado, nos permitirá estudiar probabilidades de

comportamiento en el cuerpo humano. Para ello se siguieron las indicaciones realizadas

por Tadashi Kokubo [34] para la preparación del SBF, las cuales presentan como

compuestos (para 1 litro):

Cloruro de sodio (NaCl) = 8,035g

Bicarbonato de sodio (NaHCO3) = 0,355g

Cloruro de potasio (KCl) = 0,225g

Hidrogeno fosfato trihidratado de potasio (K2HPO4. 3H2O) = 0,231g


22

Cloruro de magnesio hexahidratado (MgCl2.6H2O) = 0,311g

Acido clorhídrico HCl (1M) = 39ml.

Cloruro de calcio (CaCl2) = 0,292g

Sulfato de sodio (Na2SO4) = 0,072g

Tris-hidroximetil aminometano ((HOCH2)3CNH2); (Tris) = 6,118g

Acido clorhídrico HCl (1M) = 0-5ml para estabilizar el ph.

Con estos compuestos se realiza el procedimiento de preparación de suero, el cual se

describirá a continuación:

1.- Colocar 700ml. de agua Milli-Q en un vaso de precipitado plástico, y calentamos en

un baño de agua a 37ºC. Debemos garantizar que no se utilicen utensilios de vidrio

durante el proceso ya que pueden contaminar el resultado esperado.

2.- Preparar 100ml. de disolución de [HCl] 1M por cada litro que se quiera preparar.

3.- Pesar cada una de las sales anteriormente descritas.

4.- Disolvemos individualmente las sales en el agua a 37ºC, en el orden en que se

presentan hasta llegar al Tris. Siempre hay que tener en cuenta que no se añade ningún

reactivo hasta que se halla disuelto por completo el anterior, si en algún momento se

enturbia la disolución se debe desechar y comenzar de nuevo.

5.- El reactivo Tris y los últimos 5ml de HCl (1M) se disuelven siguiendo el proceso de

ajuste de pH.

6.- El Ajuste de pH varía según la cantidad final de Tris.

Con la disolución entre 35-38ºC se disuelve el Tris, esto se realiza poco a poco tomando

nota del cambio de pH, hasta un pH de 7,30 ± 0,05. Se debe estar midiendo la

temperatura simultáneamente para asegurarnos de que está a 36,5ºC.

El pH no debe ser superior a 7,45. Cuando llegue a este punto se para de disolver el Tris

y se añaden unas gotas de HCl (1M) para obtener un pH inferior a 7,42, se debe tener

cuidado de no descender de un pH por debajo de 7,40. En el momento en el que el pH

sea 7,42 se añadirá el resto de Tris hasta que el pH ≤7,45. Si todavía quedase Tris sin

disolver, se añadirá HCl (1M) y Tris aleatoriamente manteniendo el pH entre el rango de

7,42-7,45.

Una vez disuelto todo el Tris, se ajusta la temperatura a 36,5 ± 0,5ºC y añadimos gotas

de HCl y se reajusta el pH exactamente a 7,40.

Todo el proceso se realiza limpiando el electrodo con agua Milli-Q y siempre añadiendo

el agua de limpieza a la disolución.

7.- Se hace descender la temperatura del suero a 20ºC mediante un baño de agua externo.


23

8.- Al final se introduce el SBF a un matraz aforado, se lava el vaso de precipitado con

agua Milli-Q y el agua del lavado también es añadida al matraz aforado. Se iguala el

matraz aforado con agua Milli-Q, y se coloca el tapón correspondiente al envase para

poder tapara con parafilm.

El SBF no durará más de 4 semanas y su almacenamiento se debe hacer en frio.

4.2 METODO DE PREPARACIÓN DE MUESTRAS

La experiencia muestra que si una probeta de un determinado material no está bien

preparada a la hora de observar por el microscopio no se va a apreciar nada, esto es debido a

las irregularidades de la superficie de lo que se analiza, por todo ello la superficie de la

misma debe estar preparada para su estudio y cuando hablamos de preparación en una

probeta equivale a hablar de una superficie perfectamente pulida y plana.

Los procesos de preparación de una muestra se resumen en embutido, desbastado, pulido y

ataque de la muestra con lo que se tiene lista para la observación de su microestructura y

posterior análisis. Las muestras a estudiar (en nuestro caso C2S y TCP) se embutieron en una

resina epoxi de fraguado lento a temperatura ambiente de la marca STRUERS. La resina

está compuesta por dos componentes los cuales reaccionan uno con el otro solidificando y

polimerizando la mezcla. Así a temperatura ambiente se obtiene un polímero termoestable el

cual nos deja realizar distintos estudios a nuestro material, el cual está en su interior y nos

posibilita la no contaminación o daño de nuestro objeto de estudio.

Una vez endurecidas las probetas se cortan con disco de diamante en una microcortadora de

alta velocidad marca STRUERS SECOTOM-10.

El pulido se lleva a cabo en una pulidora

automática STRUERS LABOPOL-5 y mediante

distintos fluidos de corte y abrasivos se desbasta y

pule. Los abrasivos empleados son de carburo de

silicio de 80 a 600 y de alúmina de 600 a 1200. Y

los paños de pulido son de cristales de diamante de

tamaños que van de 9 a los 3 µm El tiempo total de

pulido no sobrepasó los 20 minutos.

Fig. 4.5.-Cortadora STRUERS Secotom-10.


24

El siguiente paso, después del pulido, es la realización del ataque de la muestra. La finalidad

de este procedimiento es que se pueda observar su estructura en técnicas de microscopía. El

ataque se realiza con una disolución de ácido acético y agua al 50% con lo que se puede

distinguir entre las distintas fases, bordes de grano, etc. que la muestra contenga [32,35].

Antes de realizar esta técnica se limpian bien las muestras para que el ataque sea correcto. El

desengrase de las muestras se realizó primero limpiando los ejemplares con acetona y

seguidamente con alcohol absoluto. Este procedimiento sirve para que las muestras queden

perfectas para ser atacadas. En función del tipo de material el ataque durará más o menos

tiempo, pero en cualquier caso empezamos por un segundo y analizamos su estado.

En la fase de cortado, se obtiene una pequeña “pastilla” mediante el corte del material

sintetizado, empleando para ello una cortadora de precisión “STRUERS” modelo “Secoton

10” (fig.4.5), equipada con disco de diamante y lubricación mediante chorro de agua. Una

vez cortada la muestra a la forma deseada, ésta se embute empleando para ello moldes de

embutición y resina epoxy “Epofix” de “STRUERS”, en aquellos casos en los que la

muestra es muy porosa, ésta se embute al vacío con el fin de rellenar todos los poros de

resina, con lo que se evita que pueda romperse durante las posteriores fases de desbastado y

pulido. La fase de desbastado se realizó mediante el sistema modular “Tegrasystem” de

“STRUERS”, con una pulidora-desbastadora “TagraPol-15” equipada con un brazo

“TegraForce-1” en el que se montaron discos abrasivos, el abrasivo empleado para el

desbastado de las muestras cerámicas fue de Carburo de Silicio de 1000, mediante esta fase

de preparación de las muestras se consigue eliminar la rugosidad creada en la muestra por el

disco de corte y obtener así una superficie más uniforme y apropiada para la posterior fase

de pulido. Una vez desbastadas las muestras, éstas se pulen al igual que la fase anterior

mediante el sistema “Tegrasystem”, empleando para paños de pulido con diamante en

suspensión “Diapro” como abrasivo. El tamaño de partícula empleado en el pulido

empezaba en 9μm para acabar con la suspensión de 3μm. La última fase de la preparación de

las muestras consiste en el ataque mediante una disolución al 1% en volumen de ácido

acético en agua a diferentes tiempos dependiendo del tipo del material a atacar. El ataque

mediante ácido consigue afecta en diferente medida a los distintos cristales, fases y límites

de grano de la muestra, por lo que se consigue “revelar” su superficie.


25

4.3 CARACTERIZACIÓN MEDIANTE EL USO DE TECNICAS DE ANALISIS

Para conocer y evaluar las propiedades físicas, químicas y estructurales de un material es

necesario emplear ciertas técnicas experimentales cuya información permitirá caracterizar

dicho material. Estas técnicas ayudan a describir de forma correcta la información que

podamos obtener de nuestros materiales, concluyendo de forma casi contundente sobre

nuestro proceso de investigación.

En la realización de este trabajo se realizaron varias técnicas de análisis, pero nos

centraremos en dos técnicas fundamentales para la identificación de los posibles materiales

obtenidos.

4.3.1 DIFRACCIÓN POR RAYOS-X

El empleo de difractómetros de rayos X con fines analíticos es la técnica actualmente

considerada como de mayor utilidad, siendo la única que resuelve con toda evidencia las

estructuras cristalinas o la diferenciación de formas alotrópicas o isomórficas [37]. El

análisis por Difracción de rayos-X (DRX) es capaz de determinar la estructura atómica, la

cual proporcionan la identidad de cada material. Existen varias técnicas de identificación

y análisis de materiales cuyo fundamento se basa en una interacción de la radiación

electromagnética con el material, aunque el más utilizado en la determinación de la

estructura atómica de los sólidos se fundamenta en la difracción de los rayos X desde los

planos de un cristal. Los materiales, formados por átomos, presentan una estructura

atómica característica de cada uno de ellos y por medio de este método es analizada.

El análisis por DRX por el método de polvo de Debye-Scherrer es la técnica idónea tanto

para el análisis cuantitativo como cualitativo de las mezclas cristalinas de los materiales

( -TCP y el C2S). Puesto que cada fase cristalina de la mezcla produce un diagrama

característico (difractograma) independiente de las otras fases. Se hace posible identificar

los distintos componentes separando los difractogramas superpuestos que obtenemos.

La difracción por rayos X se produce debido a que la distancia entre los átomos que se

colocan regularmente en una red cristalina, es del orden de la λ de la radiación X. Se

puede entonces describir que los rayos X, que son una radiación electromagnética con

una longitud de onda λ de unos pocos angstroms (1Å = 10-10 m), presentan un mismo

orden de magnitud que los parámetros de celda de los cristales que forman los materiales.


26

Esto hace que los cristales sean capaces de difractar los rayos X. De aquí el fundamento

teórico de la técnica.

La radiación X se puede obtener por distintos métodos:

Por Bombardeo de una blanco metálico con un haz de electrones de elevada

energía.

Por exposición de una sustancia a un haz primario de rayos X con el objetivo de

generar un haz secundario de fluorescencia de rayos X.

Por utilización de una fuente radioactiva cuyo proceso de desintegración da lugar

a una emisión de rayos X.

El primer método es el más utilizado, el cual se obtiene de la radiación por bombardeo de

electrones procedentes de un cátodo o filamento incandescente de W, sobre un ánodo o

lamina metálica de Mo, W, Pt, Ag o Cu, todo esto contenido en una ampolla de vidrio en

la que se ha hecho alto vacio. En la colisión, el metal absorbe la energía de los electrones

que chocan contra él, lo que produce una emisión de radiación que tiene componente

continua, o de frenado y otra sobre la continua llamada radiación característica o espectro

característico de rayos X [37]. Este espectro característico se debe a que los electrones

son capaces de arrancar electrones internos del átomo del ánodo, el vacío dejado es

ocupado velozmente por otro que cae de un nivel superior. Esta diferencia entre las

orbitas es emitida en forma de rayos X lo que produce dos posibles efectos cuando se

encuentra con un cristal de un material. Estos fenómenos son:

Espectroscópicos, que provocan la interacción entre la energía del rayo y los

átomos de la red cristalina, dando lugar a emisión, absorción y fluorescencia.

Ópticos, que no conllevan a ninguna interacción atómica pero que dan lugar a la

refracción, reflexión y difracción.

La difracción de los rayos X realizada por los cristales puede describirse, como una

“reflexión cooperativa” de los rayos X por un conjunto de planos reticulares paralelos

[37]. Considerando un haz de rayos X, de longitud de onda λ, que incide con un ángulo θ

sobre un conjunto de planos reticulares de índices de Miller (hkl) y con espaciado dhkl.

Los haces “reflejados” por dos planos sucesivos A y B interaccionarán cooperativamente

(interferencia constructiva) sólo si la diferencia de caminos recorridos, FG+GH (ver

fig.4.6), es un número entero de veces la longitud de onda de la radiación (nλ). En caso

contrario la interferencia es destructiva y no existirán rayos X difractados, como se

muestra en la figura 4.5. Por lo tanto, si existe difracción se cumple que:


27

Fig.4.6- Ley de Bragg [38,39]

Ya sabiendo esto, se encuentra que la identificación de las fases cristalinas presentes en

los distintos materiales se realiza por DRX empleando la técnica de polvo de Debye-

Scherrer. En el desarrollo del presente trabajo se ha utilizado un difractómetro BROKER

modelo. D8 Advance (fig.4.7), empleándose la radiación K de cobre ( = 1.54052 Å),

filtro de níquel y monocromador secundario de grafito. Las condiciones de trabajo

fueron las siguientes:

Intensidad = 24mA

Voltaje = 35mV

Colimador de divergencia= 1mm

Colimador de dispersión = 1mm

Colimador de detección = 0.6mm

Barrido = 5ºa 65º

Tiempo de barrido = 70

minutos

Fig.4.7.-Difractometro de rayos-X BROKER D8.

4.3.2 MICROSCOPIA ELECTRONICA DE BARRIDO Y EDX

Esta técnica esencialmente consiste en hacer incidir en la muestra un haz de electrones.

Este bombardeo de electrones provoca la aparición de diferentes señales que, captadas

con detectores adecuados, nos proporcionan información acerca de la naturaleza de la

muestra. El microscopio electrónico de barrido utilizado para la realización de la

investigación ha sido de la marca HITACHI, modelo S-3500N, con un poder de

resolución de 30 Å, trabajando generalmente con una tensión de 25 kV (fig.4.8). El SEM


28

utiliza el principio de barrido de la superficie con una muestra de un haz electrónico

finamente enfocado para producir por medio de unas bobinas, y mientras que el detector

cuenta el número de electrones secundarios de baja energía, una imagen de la superficie.

La mayor ventaja del SEM es su profundidad de campo y el rango de ampliación, pero

para el mayor análisis se cuenta dentro del equipo con el microanálisis por energía

dispersa de rayos X (EDX marca OXFORD INSTRUMENTAL modelo INCA 2000.).

Este microanálisis se obtiene mediante el mismo haz de electrones que emite el SEM, ya

que este en su barrido realiza una serie de tránsitos electrónicos de los distintos niveles de

energía. El ion excitado se ubica en su estado inicial y un orbital exterior en una capa

inferior haciendo que dé lugar a la emisión de rayos X. Cada emisión tiene un espectro

característico (algo similar al DRX anteriormente descrito), por lo que se puede estudiar

los componentes de la muestra. Este proceso es muy útil para verificar el estado de

composición del material y el análisis consiste en un detector semiconductor que

caracteriza los fotones de rayos X según sus energías incidentes. La adquisición de datos

consiste en recoger esos fotones durante un tiempo determinado para clasificarlos según

su energía y saber así las distintas posibilidades de lo que se compone la muestra. El

EDX nos permite realizar el análisis de toda el área que se encuentre bajo observación en

el microscopio, y se pueden seleccionar puntos específicos en las áreas observadas

correspondientes a la amplificación elegida, teniéndose entonces la posibilidad de

analizar puntos tan pequeños como 1μm o aún áreas menores, dependiendo esto de las

características que la propia muestra posea.

Todos los datos, imágenes y espectros de

cada partícula pueden ser almacenados para

facilitar su análisis, comparación y

ordenamiento que se requieran en el estudio.

Las muestras que no posean buen estado de

conductividad deberán ser recubiertas con

una fina capa metálica, paladio en nuestro

caso, ó de carbono para evitar que la muestra

se cargue por la irradiación y así evitar la

destrucción de lo que se analiza.

Fig.4.7.-SEM HITACHI S-3500N.


29

5. FORMULACIÓN Y RESULTADOS:

ESTUDIOS EN LOS CAMPOS PRIMARIOS DEL α`-C2S y β-C2S

Teniendo claridad sobre las técnicas, métodos de trabajo y forma de obtención de las

cerámicas, se procederá a explicar detalladamente los análisis de los datos que se obtienen

en la investigación. El presente trabajo alberga dos campos primarios del C2S

correspondientes a α´ y β, con dos composiciones para el primer campo y una composición

para el segundo, obteniendo 3 materiales. A estudiar su estructura, bioactividad y

propiedades de fabricación.

5.1. SINTESIS DE MATERIAS PRIMAS

Se procederá a explicar detalladamente la síntesis y la caracterización de las materias

primas. En un principio se dará una explicación de cada una de las fases, por las que los

materiales de partida transitan, analizando de forma detallada los resultados que se obtienen,

en cada una de ellas.

5.1.1 SILICATO DICÁLCICO (C2S)

El silicato dicálcico (C2S) mineralógicamente recibe el nombre de Larnita o Belita

clasificándose en el grupo de los Nesosilicatos con 4 grupos de SiO4 y cationes en

orientación octaédrica [40]. Se encuentra en la naturaleza formando parte de rocas calizas

metamórficas y tiene un color grisáceo, siendo en el norte de Irlanda su localización

geográfica más importante. En el capítulo 3 se describió los cinco polimorfismos que

poseen las redes cristalinas del C2S [25,26], en la tabla 5.1, podemos observar con mayor

detalle las características del material de estudio.

FASE RED

TEMPERATURA

DE EXISTENCIA

ºC

DENSIDAD

APARENTE

g/cm3

HIDRATACIÓN

α Hexagonal 2150-1425 3.27-3.29 BAJA


30

α´ H Ortorrómbica 1425-1177 3.27-3.29 ALTA

α´ L Ortorrómbica 1177-675 3.27-3.29 ALTA

β Monoclínica 675-490 3.27-3.29 ALTA

γ Ortorrómbica 850> 2.97 BAJA

Tabla 5.1.-Características del C2S [25, 26, 27, 41].

Desde hace ya muchos años varios tipos de cerámicos de silicato han sido estudiados, con

tendencia a fabricar un material biocompatible, un ejemplo de ello aparece hace mas de 30

años cuando se realizó el descubrimiento del Bioglass® [42]. Los polimorfismos del C2S se

han aplicado para realización de investigaciones en el desarrollo de más biomateriales, que

luego de obtenerse se han utilizado en la reparación y sustitución ósea. Estudios realizados

por Lamy ó Liu y sus colaboradores, demuestran la buena bioactividad y la potencialidad de

ser candidatos para realizar combinaciones con otros materiales (piezas de titanio por

ejemplo) y llegar así a más aplicaciones de las ya estudiadas [43, 44,45].

5.1.1.1 SINTESIS DEL SILICATO DICÁLCICO (C2S)

En esta investigación utilizamos el diagrama de fases binario CaO-SiO2 mostrado en la

figura 3.4, del capítulo 3 de diagramas de fase, para realizar la síntesis del material con

las siguientes materias primas:

Carbonato cálcico, CaCO3, de la empresa SIGMA con una pureza ≥ 99.0%.

Óxido de silicio, SiO2, de la empresa ACROS.

Las cantidades estequiométricas de las materias primas se pesaron en una balanza digital

ACCULAB ALC 110.4 con un error de ±0,0001 gr. Posteriormente se homogeneizó la

mezcla con acetona en una capsula de porcelana, llevándose a sequedad y repitiéndose

por lo menos 3 veces. La mezcla, totalmente seca y homogénea, se introdujo en un crisol

de alúmina y se le realizo un proceso de descarbonatado en la mufla a 1000ºC durante 12

horas, con una rampa de 10ºC/min. Esta temperatura sirvió para garantizar que el CO2 se

eliminara por completo de la composición. Luego se realizó nuevamente un molido para

prensar isostáticamente a 200Mpa durante 15 minutos. Las piezas cilíndricas obtenidas


31

por el prensado, fueron dispuestas en un crisol de platino e introducidas en un horno para

su tratamiento térmico final. El tratamiento térmico realizado fue de 12 horas a 1525ºC

con una rampa de subida y de bajada de 5 horas.

Tras finalizar el tratamiento verificamos que el material se presente en estado sólido

granulado, por efecto “dusting” debido al cambio del tamaño de la celda unidad respecto

al cambio de fase que experimenta el material, ya explicado en el capítulo 3.

5.1.1.2 DIFRACCIÓN DE RAYOS-X

Para verificar el material de partida (C2S) se colocó una muestra en polvo, y utilizando el

método Debye-Scherrer mencionado anteriormente, se adquirió al difractograma de

rayos-X. El resultado se puede observar en la figura 5.2, donde se concluye que el

material esta correctamente sintetizado. Tal como lo confirma el ajuste perfecto de todos

los picos con la ficha ASTM nº: 87-1257 pdf.JCPDS correspondiente al γ-C2S [46].

Fig.5.2- Difractograma de Silicato dicálcico C2S sintetizado.


32

5.1.1.3 DETECCIÓN TAMAÑO DE PARTÍCULA C2S

Ya verificado el material por DRX, se muele nuevamente el C2S para reducir el tamaño

de partícula. Esta reducción de dimensión sirve para que la reacción en estado sólido sea

más efectiva. El tamaño de los granos debe ser inferior a 30µm y por lo menos en un 50%

de la media, de 3 medidas, nos debe dar estos valores. Esto lo confirmamos mediante la

técnica de medición de dispersión de tamaño de partícula donde los datos obtenidos

mediante el análisis de una muestra de C2S sintetizado pueden observarse en las figuras

5.3 y 5.4, mostrando claramente que el 50% de las partículas está en torno a 20 µm.

Fig.5.3- Distribución del tamaño de partícula del Silicato dicálcico (C2S) sintetizado.

Fig.5.4- Análisis porcentual del tamaño de partícula del Silicato dicálcico (C2S) sintetizado.

5.1.2 FOSFATO TRICÁLCICO (TCP)

De las cerámicas biodegradables o reabsorbibles las obtenidas de fosfatos cálcicos son las

más utilizadas en la actualidad, excepto el yeso que no se basa en esta composición [54].

Estas cerámicas varían su biodegradabilidad en el sentido: α-TCP > β-TCP >>>>

Hidroxiapatito (HA) [2,47]. El fosfato tricálcico (TCP) es por excelencia el mejor

representante de las biocerámicas reabsorbibles y pertenece a la familia de las

Whitlockitas, de allí el nombre al sistema binario C2S-TCP.

20


33

El TCP es en sí, un compuesto neutro en el que 6 cargas positivas de sus iones de Ca+2

se

compensan por otras 6 cargas negativas de los aniones del PO43-

, así su formula química

es Ca3(PO4)2= TCP, la cual presenta una relación Ca/P = 1,5.

El TCP es un material que presenta, al igual que el C2S, polimorfismos que diferencian su

estructura. El estudio de esos polimorfismos han establecido 3 posibles fases, β-TCP

(hexagonal), α-TCP (ortorrómbico) y α´-TCP (monoclínico), las que se disponen de

menor a mayor temperatura de estabilidad respectivamente [30,48,58].

Las características de los polimorfos del TCP comienzan con la fase β, la cual cristaliza

en el sistema hexagonal y sus parámetros de red característicos son: a= 10.429Å y

c=37.38Å, donde α= β=90º y γ=120º. Mientras que, la fase α se cristaliza en el sistema

ortorrómbico y sus parámetros de red característicos son: a=15.22Å, b=20.71Å y

c=9.109Å, donde α= β=γ=90º. Por último la fase α´ cristaliza en el sistema monoclínico y

sus parámetros de red son: a=12.887Å, b=27.280Å y c=15.219Å, donde α=γ=90º y

β=126.2º [30,48,49,58]. Todos estos polimorfismos los podemos observar mejor en la

tabla 5.2.

FASE β α α´

SISTEMA hexagonal ortorrómbico monoclínico

PARÁMETROS DE RED

a 10.429Å 15.22Å 12.887Å

b 20.71Å 27.280Å

c 37.38Å 9.109Å 15.219Å

α 90º 90º 90º

β 90º 90º 90º

γ 120º 90º 126.2º

Tabla 5.2. Sistema de cristalización y parámetros de red de las fases del TCP [30, 48, 49].


34

Para la obtención de las distintas fases del TCP se realiza transiciones entre α´→ α a

1475± 5ºC donde es totalmente reversible en sentido inverso. De la misma forma debería

pasar con el cambio de fase en β → α a 1150± 10ºC, tal y como se observa en el

diagrama de fases del CaO-P2O5 mostrado en la fig.5.5. Sin embargo al enfriar de forma

inversa por debajo de dicha temperatura, es decir α → β, la fase α solo se conserva de

forma metaestable si se realiza un enfriamiento muy rápido, por lo que el cambio no

sucede.

Fig.5.5- Diagrama de fases de alta temperatura del sistema CaO - P2O5 para una presión, PH2O = 500

mm.Hg. Las soluciones sólidas no están representadas. C2P = fosfato dicálcico, C3P = fosfato tricálcico,

C4P = fosfato tetracálcico [50].

5.1.2.1 SINTESIS DEL FOSFATO TRICÁLCICO (TCP)

Para la síntesis del TCP por reacción en estado sólido, se partió de las cantidades

estequiométricas de los compuestos de partida CaCO3 y CaHPO4, de las cuales se

obtienen los resultados para la composición química del CaO-P2O5, esta ya

posteriormente establecida en el diagrama de fases del CaO- P2O5 (fig.5.5). Los

compuestos fueron:

Carbonato cálcico (CaCO3), de la marca SIGMA con una pureza ≥99.0%.


35

Hidrogenofosfato cálcico (CaHPO4), de la marca SIGMA con una pureza 98.0-

105.0%.

Se realiza un procedimiento similar de homogenización que el ya visto en el C2S, y al

igual que este, se introdujo en un crisol de platino, calentándolo dos horas hasta 1550ºC

manteniendo su temperatura 3 horas más. Al finalizar la secuencia se le realizo

seguidamente un “quenching”, utilizando nitrógeno liquido con el fin de enfriar el

material lo más rápido posible y así conseguir que la fase de alta temperatura del TCP sea

estable a temperatura ambiente.

5.1.2.2 DIFRACCIÓN DE RAYOS-X

Para verificar la fase en que se obtiene el material fabricado de TCP se realizó el análisis

por difracción de rayos-X. El resultado se puede observar en la figura 5.6, donde se

concluye que el material esta correctamente sintetizado al coincidir perfectamente todos

los picos con la ficha ASTM nº: 09-0348 pdf.JCPDS correspondiente al α-TCP [52].

Fig.5.6- Difractograma de Fosfato tricálcico TCP sintetizado.


36

5.1.2.3 DETECCIÓN TAMAÑO DE PARTÍCULA TCP

De la misma forma como se realizo con el C2S, para realizar la detección del tamaño de

partícula para el TCP se molió el material sintetizado para que la mezcla sea más

eficiente en reacción por estado sólido. Utilizando el medidor de dispersión de tamaño de

partícula, se comprobó que más del 50% la muestra tiene un tamaño de partícula de orden

de 30μm, tal como podemos observar en las figuras 5.7 y 5.8.

Fig.5.7- Distribución del tamaño de partícula del Fosfato Tricálcico (TCP) sintetizado.

Fig.5.8- Análisis porcentual del tamaño de partícula del Fosfato Tricálcico (TCP) sintetizado.

5.2. CAMPO PRIMARIO DEL α´-C2S

En este campo primario, dentro del sistema C2S-TCP, se busca la obtención de un material

que presente la fase α´-C2S. El desarrollo de la investigación pretende que con 2 posibles

mezclas de C2S y TCP se encuentre campos de cristalización descritos en el diagrama de

fases del sistema Larnita-Whitlockita. En la figura 5.9 se puede observar el sistema C2S-

TCP y en un detalle más cercano al lado derecho, donde indicamos los dos puntos de nuestro

estudio dentro de este campo α´-C2S. Se sintetizaran para la obtención del material:

15% peso TCP – 85% peso C2S 3% peso TCP- 97%peso C2S

30


37

Fig.5.9- Diagrama de Fases para visualización del campo primario α´-C2S [31].

5.2.1 15%peso TCP- 85%peso C2S

Utilizando las materias primas sintetizadas de TCP y C2S, previamente descritas, se

realizo la mezcla con los pesos respectivos. Se homogenizó dicha mezcla tres veces a

temperatura ambiente utilizando acetona y dejando secar. Luego, la muestra se introdujo

en gomas de látex para ser prensada, obteniendo unos cilindros de diámetro ±3 cm. y de

longitud 6 cm. Estos cilindros se sometieron a un tratamiento térmico de homogenización

a alta temperatura utilizando los hornos y los crisoles de platino. Dicho tratamiento

consistió en llevar a 1550ºC en 2 horas, mantener esa temperatura por 3 horas y realizarle

enfriamiento rápido o “quenching”. Posteriormente al tratamiento, el material obtenido se

volvió a moler repitiendo el procedimiento 3 veces con el fin de garantizar la obtención

del mejor material.

Una vez homogenizada la composición se realiza el tratamiento térmico final que

permitirá obtener como resultado α´-C2S. El tratamiento térmico para esta parte del

sistema, tenía que superar el permitido por el campo primario, ya que un inconveniente

para este punto es la baja temperatura en la que puede desarrollarse la cristalización en

α´-C2S.


38

El material fue obtenido mediante un tratamiento térmico total de 34 horas controladas en

diferentes etapas. En la primera etapa se lleva el material durante, 2 horas mediante una

rampa de subida a 1500ºC y se deja en esta temperatura durante 3 horas la composición,

esto para efectuar una correcta reacción en estado sólido. En la siguiente etapa se

desciende a 700ºC durante 5 horas, consiguiendo la fase indicada en el diagrama. Ya

estando en el campo primario del α´-C2S, se deja durante 24 horas continuas esa

temperatura (700ºC). Para finalmente enfriar a temperatura ambiente. Este tratamiento

térmico puede verse en la figura 5.10.

Fig.5.10-Tratamiento térmico para una composición 15%peso TCP -85%peso C2S.

5.2.1.1 RESULTADOS DE DIFRACCIÓN POR RAYOS-X

El material obtenido fue analizado por la técnica de difracción de rayos-X, se estudió de

acuerdo por las publicaciones de I. Jelenic de 1982 [52], y por los datos descritos en el

libro de H. Taylor en 1990 [53], dando para la confirmación correspondiente al α´-C2S la

ficha ASTM nº: 36-0642 pdf.JCPDS con las que el material se correlacionan

correctamente. El difractograma mostrado en la figura 5.11, corresponde a dicho análisis.


39

Fig.5.11-Difractograma de 15% peso TCP – 85% peso C2S.

Sí en la figura 5.11 del difractograma del 15% en peso de TCP centramos la atención

dentro de los grados 30-35º 2θ(deg), podemos observar que los picos principales que

identifican el material α´-C2S se encuentran presentes, aunque con un cierto

desplazamiento. Este efecto es producido por la cantidad de TCP que hay de la matriz de

deformando la celdilla unidad básica del C2S, cambiando ligeramente los parámetros de

red. En este estudio se ha tenido en cuenta esta variación modificando los parámetros de

red de la ficha original de α´-C2S, comprobando como los picos se ajustan perfectamente

a esta configuración. Estos resultados pueden observarse en la figura 5.12, los cuales se

ajustan a la representada por H. Taylor para el α´-C2S en un difractograma de rayos-X.

Fig.5.12- Difractograma en 30-35º 2θ(deg) de 15% peso TCP – 85% peso C2S,correspondiente a α´-C2S [53].


40

5.2.1.2 RESULTADOS DE ESTRUCTURA CRISTALINA

De acuerdo a los resultados obtenidos por el estudio de difracción de rayos-X, se observó

por medio de SEM la microestructura, y por medio de análisis EDX la composición del

material. El α´-C2S realizado de una composición de 15%peso TCP – 85%peso C2S

presenta una sola fase y puede observarse formaciones homogéneas de borde de grano

que demuestran el correcto proceso de obtención del material. En la figura 5.13, se puede

observar la homogeneidad del material.

Fig.5.13-Micrográfica de SEM de la microestructura de 85% peso C2S, correspondiente a α´-C2S.

Los datos obtenidos por medio del análisis EDX sobre este material se pueden observar

en las figuras 5.14 y 5.15 (con sus respectivas tablas de datos), adicionalmente se realizó

un promedio de todos los análisis obtenidos los cuales se representan en la tabla 5.3.

50 μm

100 μm


41

%ATM #1 #2 #3 #4 #5 #6 #7 #8 #9 #10

Si K 29.57 23.26 31.64 26.70 27.28 27.27 26.61 27.88 25.54 26.59

P K 7.18 5.31 6.63 7.72 6.95 7.42 5.92 7.98 9.24 6.89

Ca K 63.26 71.43 61.73 65.58 65.77 65.31 67.47 64.13 61.91 66.52

Fig.5.14-Imagen y tabla de los puntos de adquisición de EDX de la microestructura de 85% peso C2S,

correspondiente a α´-C2S.

%ATM #1 #2 #3 #4 #5 #6 #7 #8 #9 #10 #11 #12

Si K 26.80 22.25 27.82 27.48 27.41 27.30 27.12 26.89 25.68 30.12 26.53 27.05

P K 7.37 4.01 6.73 6.15 7.24 7.44 6.89 7.10 7.83 6.61 8.00 6.82

Ca K 65.82 73.74 65.45 66.38 65.35 65.26 65.99 66.01 66.49 63.28 65.47 66.13

Fig.5.15-Imagen y tabla de los puntos de adquisición de EDX de la microestructura de 85% peso C2S,

correspondiente a α´-C2S.

%ATM Promedio

Experimental %ATM

Promedio

Teórico

Si K 27,05 Si K 27,50

P K 6,99 P K 5,50

Ca K 65,80 Ca K 66,90

Tabla 5.3. Promedio del análisis EDX de la microestructura de 85% peso C2S, correspondiente a α´-C2S

De la tabla resumen 5.3 sabemos que el material presenta correctamente la relación

teórica de su composición y confirma además el resultado obtenido en DRX. Los datos

fueron obtenidos de acuerdo al cálculo de peso atómico molecular entre el TCP y el C2S

para una composición del 85% peso C2S- 15% peso TCP, permitiendo realizar las

pruebas de bioactividad en SBF gracias a las buenas deducciones obtenidas del análisis

EDX.

50 μm


42

5.2.1.3 RESULTADOS DE BIOACTIVIDAD EN SBF

Ahora, se comprueba la bioactividad en suero fisiológico artificial (SBF), Este

procedimiento consiste en introducir pequeñas piezas cilíndricas de material en SBF para

realizar un ensayo “in vitro”. Estas piezas cilíndricas con un espesor no mayor a 0.8 mm.

y un diámetro entorno a 1.2 mm. se introducen en tubos de ensayo los cuales contienen el

SBF a una temperatura de 36,5ºC, simulando las condiciones de fluidos existentes en el

cuerpo humano.

El SBF fue realizado siguiendo las instrucciones previamente descritas en las técnicas de

preparación de muestras, el ensayo se realizó para 1 día, 3 días, 5 días y 7 días. Las

pastillas fueron agitadas dos veces al día y se dejaban en la misma posición en la que se

encontraban. Cumpliendo el tiempo de ensayo las piezas fueron sacadas del medio

artificial y se dejaron secar durante 48 horas para su posterior análisis en SEM y EDX.

Los resultados obtenidos se presentan a continuación:

1 DÍA: La imagen de SEM mostrada en la figura 5.16, muestra un recubrimiento

por esferas blanquecinas, sobre lo que podría ser la composición original. El

craqueado se debe al secado y ayuda a diferenciar los depósitos esféricos como

material nuevo. Adicionalmente por análisis EDX se encontró que la relación en

el silicio disminuye notablemente, y la del fosforo aumenta, debido a la

sustitución en posiciones de iones con los de calcio (Ca2+

) dando lugar a un

Hidroxiapatito (HA), el cual es un material con propiedades mecánicas similares

al hueso [54]. Su relación molar Ca/P (indicada en la tabla de la Fig. 5.16) nos

indica un HA deficiente en calcio, comprobando la bioactividad del material.

Fig.5.16-Micrografía y datos de EDX (mostrados en la tabla a la derecha de la imagen, adquiridos en las

marcas circulares) de la microestructura de 85% peso C2S en SBF 1 día.

%ATM Promedio

Si K 3,99

P K 18,10

Ca K 27,90

ratio Ca/P

HA= 1,67

SBF 1 día= 1,54


43

3 DÍAS: En esta muestra presentada en la figura 5.17, se encuentra una similitud

con respecto a las observaciones del ensayo del 1 día con pequeñas esferas y

grietas de secado. No obstante se determina que las estructuras esféricas

disminuyen su tamaño y las placas no pertenecen al material de partida, por lo que

se concluye que lo mostrado corresponde a otro material. Por otra parte, la

relación molar Ca/P adquirida por EDX y mostrada en la tabal a la derecha de la

imagen, aumenta y hace creer que él HA se presenta en estado deficiente en calcio

o Carbohidroxiapatito, de la misma forma que en la muestra anterior.

Fig.5.17- Micrografía y datos de EDX (mostrados en la tabla a la derecha de la imagen, adquiridos en las

marcas circulares) de la microestructura de 85%peso C2S en SBF 3 días.

5 DÍAS: De la imagen presentada en la figura 5.18, podemos observar que las

partículas esféricas empiezan a crecer sobre la superficie del material, mientras

que las esferas de gran tamaño, visualizadas en la micrografía del 1 día, se

encuentran en el fondo de la superficie. Las esferas más pequeñas, vistas al

principio del estudio, realizan formaciones en disposición de racimos sobre las de

mayor tamaño. Junto a la imagen, el análisis EDX demuestra que la relación de

Si es casi igual a la muestra posterior, pero la relación molar entre el Ca/P es

superior a las otras muestras analizadas, asemejándose más a la estequiometria del

HA.

%ATM Promedio

Si K 4,25

P K 9,68

Ca K 15,43

ratio Ca/P

HA= 1,67

SBF 3 días= 1,59


44

Fig.5.18-Micrografía y datos EDX (mostrados en la tabla a la derecha de la imagen, adquiridos en las


7 DÍAS: En este punto del análisis, tal como muestra la figura 5.19, se encuentra

que las estructuras esféricas aumentan considerablemente de tamaño. Lo cual

puede significar que las aglomeraciones de las estructuras anteriormente vistas en

días pasados, realizan una compactación entre sí, se unen y se aglomeran

geométricamente entre ellas para una estabilidad estructural de crecimiento.

También al realizar el análisis EDX de los compuestos que se presentan en la

estructura, tal como muestra la tabla junto a la imagen, se nota que el aumento de

la relación molar se aproxima bastante al ratio Ca/P del HA y el Si es casi nulo,

concluyendo que el material es bioactivo porque ha transformado todo el Silicio a

HA.



%ATM Promedio

Si K 4,16

P K 13,75

Ca K 23,76

ratio Ca/P

HA= 1,67

SBF 5 días= 1,73

%ATM Promedio

Si K 0,28

P K 11,75

Ca K 21,30

ratio Ca/P

HA= 1,67

SBF 7 días= 1,81


45


Para obtener este compuesto, utilizamos el mismo procedimiento que en el caso anterior;

pero realizando la mezcla 3% peso TCP y 97% peso de C2S. Se hizo la homogenización,

prensado y sinterizado pertinente.


diferentes etapas. En la primera etapa se lleva la composición a 1500ºC, en una rampa de

subida de 2 horas. Se deja en esta temperatura durante 3 horas para fijar la composición.

En la siguiente etapa se desciende a 1100ºC durante 3 horas, cumpliendo así con lo que

el diagrama de fases nos indica para un compuesto de α´-C2S, estando en este campo

primario se mantiene durante 24 horas continuas a la temperatura de 1100ºC, por último

se realiza un enfriamiento rápido o “quenching” con nitrógeno liquido (N2) para

conservar la fase. Este tratamiento térmico puede verse en el esquema de la figura 5.20.



Para el difractograma de la figura 5.21 correspondiente al material de 3% peso TCP – 97

% peso C2S comenzamos el análisis utilizando la ficha ASTM nº: 36-0642 pdf.JCPDS de

I. Jelenic correspondiente al compuesto de α´-C2S, el cual pensamos que se tendría como


46

producto del diagrama de fases. Nos sorprende el hecho que el difractograma no presente

un ajuste adecuado, ya que algunos de los picos no corresponden a esta ficha, pensando

en la posibilidad de que el material no se encuentre por completo en esta fase, si no que

haya revertido a su fase β-C2S por diversos motivos. Entonces nos planteamos la

posibilidad de utilizar la ficha ASTM nº: 86-0398 pdf.JCPDS que corresponde a la fase

β-C2S, realizada por W. Mumme y sus colaboradores [55], encontrando que la

correspondencia de los picos de difractograma cumple perfectamente con esta ficha,

indicándonos que el material se ha estabilizado a su fase β-C2S producto del tratamiento

térmico que hemos realizado y no a la fase α´-C2S como plantea el diagrama de fase.

Fig.5.21-Difractograma de 3%peso TCP -97%peso C2S

Siendo imposible que el sistema sea una mezcla de α´-C2S + β-C2S ya que no

encontramos picos característicos y representativos de α´ entre los ángulos de 30 a 35º

como indica H. Taylor en su literatura [53], y como puede ser observado en la figura

5.22.

Los motivos por los cuales puede suceder este efecto son variados, siendo los más

probables dos; El diagrama de fase realizado por Fix, Heymann y Heinke [31], presenta

un posible error para este campo primarios en la composición en torno al 3% en peso de

TCP, indicando que en esta fase sólo puede haber β-C2S. El tratamiento térmico realizado

a nuestra muestra no ha sido el adecuado, siendo necesario un tiempo de estabilización a

1100ºC mucho mayor. También se encuentra en distintas bibliografías que el material es


47

obtenido estabilizándolo con BaO, SrO or B2O3 [52,56,57], compuestos traza que no

pueden utilizarse para realizar cerámicas bioactivas por lo que el β-C2S es el resultado

final.

Fig.5.22-Difractograma en 30-35º 2θ(deg) de 3%peso TCP -97%peso C2S, correspondiente a β-C2S [53].


De la imagen presentada en la figura 5.23, al realizar el análisis respectivo de la

estructura del material por medio de SEM y revisando los datos obtenidos para

composiciones por EDX, encontramos una sola fase estructural. Donde el β-C2S para una

composición de 3% peso TCP – 97% peso C2S presenta una sola fase y puede observarse

formaciones homogéneas de borde de grano.

Fig.5.23-Micrográfica de SEM de la microestructura de 97% peso C2S, correspondiente para α´-C2S, pero

consiguiendo β-C2S.

50 μm


48

Los datos obtenidos por medio del análisis EDX en este material se pueden observar en

las figuras 5.24 y 5.25 (con sus respectivas tablas), y en la tabla 5.4 se puede observar la

relación de las composiciones experimentales y teóricas

Fig.5.24- Imagen y tabla de los puntos de adquisición de EDX de la microestructura de 97% peso C2S, para

el campo primario α´-C2S.



%ATM #1 #2 #3 #4 #5 #6 #7 #8 #9 #10 #12 #13

Si K 31,75 30,95 33,29 32,06 32,17 32,35 30,74 32,89 31,67 31,14 32 33,01

P K 1,14 1,24 0,36 1,28 0,83 1,07 1,43 0,37 0,79 0,96 0,93 0,94

Ca K 67,11 67,81 66,35 66,65 67,01 66,59 67,83 66,74 67,54 67,91 67,07 66,05

%ATM #1 #2 #3 #4 #5 #6 #7 #8 #9

Si K 31,89 32,9 32,12 32,04 33,48 31,9 31,94 32,29 32,58

P K 1 1,72 1,87 1,11 1,23 1,6 1,34 1,78 1,6

Ca K 67,11 65,38 66,01 66,85 65,29 66,5 66,72 65,93 65,82

50 μm

50 μm


49

%ATM Promedio

Experimental %ATM

Promedio

Teórico

Si K 32,18 Si K 32.4

P K 1,21 P K 1.11

Ca K 66,62 Ca K 66.4

Tabla 5.4-Promedio del análisis EDX de la microestructura de 97% peso C2S, para el campo primario α´-

C2S.

Los datos del promedio teórico fueron obtenidos de acuerdo al cálculo del porcentaje de

pesos atómicos entre el TCP y el C2S. El análisis EDX demuestra que el material presenta

correctamente la relación teórica de su composición, pero el resultado no confirma la fase

del campo primario α´-C2S. Con lo cual la fase β-C2S es única, las micrografías

demuestran que al no presentar desarrollos de grano variables que comprueben otras

posibles fases, solo se encuentra una posible composición. La homogeneidad es visible y

confirma los estudios de DRX realizados. Al no encontrarse el material deseado no se

realizan pruebas de bioactividad en SBF.


50

5.3. CAMPO PRIMARIO DEL β-C2S

El estudio del campo primario β-C2S comienza con la identificación de posibles fases

formadas en los diferentes campos de cristalización, en la figura 5.26 se puede observar la

ubicación de nuestro estudio y una visualización al lado derecho del campo primario a

estudiar. Se busca la obtención de un material que presente la fase β-C2S. El desarrollo de la

investigación pretende que con una posible mezcla de C2S y TCP se encuentre el campo de

cristalización descritos en el diagrama de fases del sistema Larnita-Whitlockita. Esto con un

proceso igual al ya realizado para obtención del campo primario descrito anteriormente. Se

sintetizó para la obtención del material:

3% peso TCP- 97%peso C2S

Fig.5.26-Diagrama de Fases para visualización del campo primario β-C2S [31].


De igual forma que los procedimientos de obtención anteriores, se realizó la mezcla de

compuestos con sus pesos respectivos, en este caso 3% peso TCP y 97% peso de C2S. Se

hizo la homogenización, prensado y sinterizado pertinente.


51


diferentes etapas. En la primera etapa se lleva la composición a 1500ºC en una rampa de

subida de 2 horas, allí se mantiene por 16 horas continuas. Y en la siguiente etapa se

desciende durante 3 horas, a temperatura ambiente y así cumplir con lo que el diagrama

de fases nos indica para este campo primario. Este tratamiento térmico puede verse en la

figura 5.27.



Se realizó un análisis por medio de difracción de rayos-X, para ello se utilizo la ficha del

β-C2S correspondiente ASTM nº: 86-0398 pdf.JCPDS dada por W. Mumme y sus

colaboradores [55], la cual acorde con los datos bibliográficos mencionados

anteriormente, debe mostrar la verificación correcta del material. El difractograma

mostrado en la figura 5.28, corresponde a dicho análisis, donde se puede observar que los

picos proporcionados para el campo primario β-C2S, coinciden correctamente.


52

Fig.5.28-Difractograma de 3%peso TCP -97%peso C2S, correspondiente a β-C2S.

De igual forma que en los casos anteriores, se verifico en los ángulos 30-35º 2θ(deg),

para encontrar los correctos parámetros que se obtienen de la composición β-C2S [53]. El

análisis puede observarse en la Figura 5.29, donde se concluye que el material es β-C2S

por la perfecta coincidencia de todos sus picos con respecto a la bibliografía ya

mencionada.

Fig.5.29-Difractograma en 30-35º 2θ(deg) de 3%peso TCP -97%peso C2S, correspondiente a β-C2S [53].


53


De acuerdo a los resultados obtenidos por el estudio de difracción de rayos-X, se continua

con la observación de su microestructura por medio del SEM, y un el análisis EDX de la

composición puntual del material. En la figura 5.30, se puede observar que el material β-

C2S realizado de una composición de 3%peso TCP – 97%peso C2S, presenta una sola

fase y puede observarse huellas con formaciones lineales de borde de grano. El producto

de estas huellas es debido al procedimiento de obtención, principalmente por su

tratamiento térmico y las diferentes fases que atraviesa el material para estabilizarse.

Fig.5.30-Micrográfica de SEM de la microestructura de 97% peso C2S, correspondiente para β-C2S.

Las temperaturas a las que se somete la mezcla, hacen que se realice una reacción en

estado sólido en campos diferentes al β-C2S. Al estabilizar la temperatura en 1500ºC se

crean huellas del proceso del material, evidenciando una organización preferencial de su

composición cristalina. Al revisar la composición y verificar por medio de EDX, que no

se presenten varios polimorfismos se puede concluir la presencia de una sola fase, lo que

se puede observar en la figura 5.31 y 5.32 con sus respectivos datos. En la tabla 5.5,

puede observarse los promedios experimentales obtenidos de la microestructura, para ser

comparados con los datos de la estequiometria realizada para la composición en estudio,

encontrando que existe una correcta correlación entre los datos experimentales y los

teóricos.

20μm


54

Fig.5.31-Imagen y tabla de los puntos de adquisición de EDX de la microestructura de 97% peso C2S, para


%ATM #1 #2 #3 #4 #5 #6 #7 #8 #9 #10

Si K 34,42 30,54 32,67 32,11 30,68 31,44 31,39 31,57 31,48 31,15

P K 1,42 3,32 0,85 1,12 1,47 1,76 2,55 2,36 1,48 1,81

Ca K 64,16 66,14 66,48 66,77 67,85 66,8 66,06 66,07 67,04 67,04



%ATM #1 #2 #3 #4 #5 #6 #7 #8 #9 #10 #11

Si K 34,42 30,54 32,67 32,11 30,68 31,44 31,39 31,57 31,48 31,15 26,23

P K 1,42 3,32 0,85 1,12 1,47 1,76 2,55 2,36 1,48 1,81 1,59

Ca K 64,16 66,14 66,48 66,77 67,85 66,8 66,06 66,07 67,04 67,04 72,18

30μm

10μm


55

%ATM Promedio

Experimental %ATM

Promedio

Teórico

Si K 33,06 Si K 32.4 P K 1,89 P K 1.11

Ca K 65,05 Ca K 66.4

Tabla 5.5-Promedio del análisis EDX de la microestructura de 97% peso C2S, para el campo primario β-C2S.

5.3.1.3 RESULTADOS DE BIOACTIVIDAD EN SBF

Al igual que el material obtenido en el campo primario del α´-C2S, se comprueba su

bioactividad en suero fisiológico (SBF). Se realizó el experimento de la misma forma y

se garantizó las mismas condiciones para el ensayo “in-vitro” (geometrías, temperatura

de 36,5ºC simulando las condiciones de fluidos).

El SBF fue realizado siguiendo las instrucciones previamente descritas en las técnicas de

preparación de muestras, y al igual que el ensayo anterior se realizó para 1 día, 3 días, 5

días y 7 días. Las pastillas fueron agitadas dos veces al día y se intentó dejar la misma

posición inicial. Luego del tiempo determinado para cada una de las piezas, estas fueron

sacadas del medio artificial y se dejaron secar durante 48 horas para posterior análisis en

SEM y EDX. Los resultados obtenidos se presentan a continuación:

1 DÍA: En la figura 5.33, se puede observar un recubrimiento masivo de esferas

blanquecinas pequeñas, que cubren en su totalidad el material. Estas esferas no

dejan percibir la estructura de la composición original. La tabla que acompaña la

figura 5.33, muestra los resultados del análisis EDX, los cuales indican que la

relación del silicio disminuye y la relación del fosforo aumenta mayoritariamente

dando como resultado un Hidroxiapatito (HA). Se deduce que el HA, en su

relación molar Ca/P es deficiente en calcio siendo esté un Carbohidroxiapatito

[54]. Debido a la bioactividad del material, se deduce que la composición y su

comportamiento en SBF puede plantear una absorción o degradación dentro del

estado “in-vitro” realizado, ayudando rápidamente a la generación de HA.


56


marcas circulares) de la microestructura de 97% peso C2S en SBF 1 día.

3 DÍAS: La imagen presentada en la figura 5.34, muestra una diferencia notable en

el aumento de las estructuras esféricas y en la distribución, ya que es más

homogénea. El volumen de las geometrías es debido a la aglomeración de las

estructuras blanquecinas de los dos días anteriores, estas empiezan a realizar una

adecuación física y estructural en un mismo sentido por todo el material, lo que

ayuda a que el depósito se organice espacialmente mejor. Al comparar nuestro

resultado con el del día 1, podemos encontrar que las placas vistas a lo largo de la

muestra realizaban uniones por capas y no individualmente. Por otra parte, la

relación molar Ca/P permanece sin gran variación, el HA deficiente en calcio sigue

siendo el resultado de la bioactividad del material.


marcas circulares) de la microestructura de 97% peso C2S en SBF 3 días.

%ATM Promedio Si K 4,38 P K 37,80

Ca K 57,83

ratio Ca/P

HA= 1,67

SBF 1 día= 1,53


Ca K 59,43

ratio Ca/P

HA= 1,67

SBF 3 días= 1,51


57

5 DÍAS: En la figura 5.35, se encontraron estructuras esféricas similares a las vistas

en el día 1, estas esferas blanquecinas se muestran de mayor tamaño y surgen de las

placas más homogéneas del día 3. Adicionalmente se observan estrías en la

superficie de las esferas del nuevo material, esto es debido al precipitado interno del

propio depósito y al rompimiento por tensión superficial entre estructuras. Estas

estrías sirven para que las pequeñas esferas surjan, se asienten y puedan crear una

segunda etapa de lo ya visto durante estos 5 días. El análisis EDX nos determina que

en ciertos puntos encontramos una relación Ca/P casi igual al del material de HA,

dejando claramente no solo la bioactividad sino también su correcta reacción en el

medio artificial.

Fig.5.35 Micrografía y datos EDX (mostrados en la tabla a la derecha de la imagen, adquiridos en las


7 DIAS: Tal como se muestra en la figura 5.36, el proceso de análisis deja claro que

las estructuras esféricas aumentaron de tamaño con respecto a las que se pudieron

encontrar en el día 1. Las semejanzas en la forma de crecimiento y en la composición

química confirman una segunda etapa de lo ya visto, se puede encontrar que las

esferas blanquecinas al no tener deficiencia en calcio tengan mayor tamaño. En la

tabla que acompaña la figura 5.36, la relación de Ca/P aumenta, confirmando

nuevamente la presencia de HA. El β-C2S presenta para 7 días una segunda etapa de

formación de HA siguiendo un patrón de crecimiento racimal y luego en placas, lo

que asegura una estabilidad geométrica de los depósitos para su crecimiento.


Ca K 62,81

ratio Ca/P

HA= 1,67

SBF 5 días= 1,699


58




Ca K 63,99

ratio Ca/P

HA= 1,67

SBF 7 días= 1,78


59

6. CONCLUSIONES

A la vista de los resultados obtenidos se pueden establecer las siguientes conclusiones:

Se han obtenido dos materiales cerámicos cuya composición corresponden al 97%

peso C2S - 3% peso TCP y al 85% peso C2S -15% peso TCP, del sistema Larnita-

Whitlockita.

La fase ´-C2S es estable a temperatura ambiente para cantidades de TCP en

solución sólida entre el 11% y el 20 % en peso. Para cantidades inferiores transforma

a la fase -C2S. Hecho que queda demostrado mediante la adicción de un 97% peso

y 85% peso de C2S con TCP en solución sólida.

Independientemente del tratamiento térmico para un material de 3% peso TCP – 97%

peso C2S, se establece la fase -C2S.

Los resultados obtenidos con ambas composiciones indican la necesidad de una

revisión más detallada de los campos primarios de cristalización planteados por Fix,

Heymann y Heinke en la zona del 80 al 100% en peso de C2S con TCP en solución

sólida.

Todos los materiales después de su inmersión en el SBF, presentan sobre su

superficie una capa de precipitado bien diferenciada, como se ha puesto de

manifiesto por SEM. La formación esta capa está de acuerdo con los resultados

previamente descritos por diferentes autores en la bibliografía entre los que cabe

destacar Hench y Wilson [57], Ohtsuki y col. [58] y Kokubo y col. [59].


60

7. LINEAS DE INVESTIGACIÓN

Con los resultados obtenidos se pueden realizar innumerables desarrollos futuros de aplicación de

diseño en el campo científico, en todas estos posibles diseños vale enunciar las siguientes líneas de

investigación:

Obtención y caracterización de Cementos basados en los materiales obtenidos de C2S

dopados con TCP: Obtención de un biocemento de ( ´ y ) C2S dopado con TCP,

mediante hidratación con distintos materiales.

Ensayo “In-vitro” en SFA dinámico de Cementos de C2S dopados con TCP: Determinar

“bioactividad in Vitro” de los cementos obtenidos, para comprobar bioactividad, bioinercia

y, o biodegrabilidad.

Estudio del mecanismo de formación de las capas de HA sobre los cementos obtenidos:

Aclarar algunos aspectos del mecanismo de reactividad en SBF de los cementos obtenidos,

particularmente en los primeros minutos de reacción.

Estudios "in vitro" de proliferación celular de los cementos: Estudiar la capacidad

osteoinductiva de los distintos cementos en cultivos de células madre mesenquimales

adultas.

Diseño de prótesis para aplicaciones biomédicas: Desarrollar implementos para

aplicaciones en quirófano y directamente sobre el tejido óseo, principalmente en el

tratamiento endodóntico y aplicaciones en rellenos óseos.


61

8. BIBLIOGRAFÍA

[1] Hench L.L., Bioceramics: From Concept to Clinic. J.Am. Ceram. Soc, 74 (7), 1487-

1510, (1991).

[2] Sastre R., de Aza S., San Roma J., Biomateriales. Faenza Ibérica S.L. Cap I,(2004).

[3] Hulbert S.F., Bokros J.C., Hench L.L., Wilson J., Heimke G., Ceramics in Clinical

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