{"id":68214,"date":"2018-03-09T22:56:41","date_gmt":"2018-03-09T22:56:41","guid":{"rendered":"https:\/\/www.deberes.net\/tesis\/sin-categoria\/an-efficient-approach-to-the-synthesis-of-a-calcium-phosphate-bone-cement-and-its-reinforcement-by-hydroxyapatite-crystals-of-various-particle-morphologies\/"},"modified":"2018-03-09T22:56:41","modified_gmt":"2018-03-09T22:56:41","slug":"an-efficient-approach-to-the-synthesis-of-a-calcium-phosphate-bone-cement-and-its-reinforcement-by-hydroxyapatite-crystals-of-various-particle-morphologies","status":"publish","type":"post","link":"https:\/\/www.deberes.net\/tesis\/santiago-de-compostela\/an-efficient-approach-to-the-synthesis-of-a-calcium-phosphate-bone-cement-and-its-reinforcement-by-hydroxyapatite-crystals-of-various-particle-morphologies\/","title":{"rendered":"An efficient approach to the synthesis of a calcium phosphate bone-cement and its reinforcement by hydroxyapatite crystals of various particle morphologies"},"content":{"rendered":"<h2>Tesis doctoral de <strong> Mar\u00eda  Ines Sanchez Neira <\/strong><\/h2>\n<p>Motivaci\u00f3n los huesos humanos fracturados tienen la capacidad de autorrepararse a trav\u00e9s de un proceso natural. Sin embargo, existen muchas situaciones en las que las fracturas no cicatrizan de forma apropiada o espont\u00e1nea. Es por ello que, hoy en d\u00eda, la reparaci\u00f3n y sustituci\u00f3n de huesos mediante el uso de implantes fabricados con diversos materiales artificiales son pr\u00e1cticas m\u00e9dicas corrientes. Estos materiales artificiales empleados para reemplazar una parte o una funci\u00f3n del cuerpo humano de un modo seguro, fiable, econ\u00f3mico y psicol\u00f3gicamente aceptable, reciben el nombre de biomateriales.  en este contexto los cementos de fosfato c\u00e1lcico (cpcs) presentan unas propiedades excelentes, tanto biol\u00f3gicas como fisiol\u00f3gicas, para ser empleados en la reparaci\u00f3n o sustituci\u00f3n de elementos \u00f3seos. Los cpcs son altamente bioactivos, biocompatibles y osteoconductivos, es decir, son resaborbidos por el suero fisiol\u00f3gico del cuerpo humano, permitiendo as\u00ed su progresiva sustituci\u00f3n por hueso nuevo, reci\u00e9n formado. de forma general, los cpcs se obtienen mediante la mezcla de uno o varios ortofosfatos de calcio, que act\u00faan como precursores, en un medio acuoso. Dependiendo de la cantidad de fase l\u00edquida empleada, se obtiene una especie de masilla, f\u00e1cilmente moldeable, o un l\u00edquido inyectable. Ambos productos son capaces de fraguar in vivo. Es por esto que los cpcs se presentan como unos biomateriales altamente prometedores en su uso para aplicaciones cl\u00ednicas, como puede ser el  relleno de cavidades \u00f3seas.  adem\u00e1s, en la mayor\u00eda de los cpc se obtiene hidroxiapatito deficiente en calcio como producto de la reacci\u00f3n de fraguado. Dicho hidroxiapatito (ha) es qu\u00edmica y estructuralmente muy similar al apatito biol\u00f3gico, el principal componente inorg\u00e1nico de los huesos, lo que confiere a los cpc unas caracter\u00edsticas excelentes desde un punto de vista biol\u00f3gico y fisiol\u00f3gico para su uso en implantes \u00f3seos.  en general, la r\u00e1pida conversi\u00f3n de los precursores de los cpcs al producto final ha no s\u00f3lo conlleva un aumento de las propiedades fisiol\u00f3gicas adecuadas, sino tambi\u00e9n de las propiedades mec\u00e1nicas. Sin embargo, hay que tener en cuenta que durante un proceso quir\u00fargico el cpc debe fraguar lo suficientemente lento como para permitir la implantaci\u00f3n quir\u00fargica, y lo bastante  r\u00e1pido como para minimizar la duraci\u00f3n de la operaci\u00f3n. En consecuencia, desde un punto de vista fundamental y de aplicaci\u00f3n, es importante dise\u00f1ar cpcs que presenten tiempos de fraguado entre 10 y 30 minutos, as\u00ed como una r\u00e1pida conversi\u00f3n al producto final, preferiblemente, ha. debido a que los cpcs presentan una resistencia a la fractura menor que los huesos (~0.6-1.5 mpa\/m2 frente a 2-12 mpa\/m2), sus aplicaciones cl\u00ednicas est\u00e1n, en la actualidad, limitadas a \u00e1reas d\u00f3nde los huesos no soportan carga, por ejemplo, reparaciones craneofaciales o periodontales. Uno de los m\u00e9todos m\u00e1s empleados para mejorar las propiedades mec\u00e1nicas de los cpcs es la adici\u00f3n de fibras que act\u00faen como fase de refuerzo. Por ejemplo, las cer\u00e1micas de ha han sido reforzadas con \u00e9xito mediante el empleo de fibras de sic, carb\u00f3n, si3n4, al2o3 o zro2. Sin embargo, dichos materiales son, en el mejor de los casos, bioinertes, es decir, no interaccionan con el tejido \u00f3seo circundante, y su empleo conlleva una disminuci\u00f3n de la bioactividad de los correspondientes composites cer\u00e1micos. en contraste con estas fibras bioinertes, si se emplean part\u00edculas de ha como fase de refuerzo, \u00e9stas no s\u00f3lo act\u00faan como tal, sino que tambi\u00e9n mejoran la bioactividad de los composites finales, siendo \u00e9sta la gran ventaja de las fibras de ha empleadas como refuerzo de biomateriales cer\u00e1micos o de cpcs.  cuando se quiere reforzar un material, es de vital importancia tener en cuenta la morfolog\u00eda de las part\u00edculas empleadas como fase de refuerzo. As\u00ed, en composites isotr\u00f3picos, las inclusiones con forma de l\u00e1mina son las m\u00e1s efectivas, seguidas de las fibras, siendo la morfolog\u00eda menos efectiva la esf\u00e9rica. Por tanto, es importante desarrollar una ruta sint\u00e9tica efectiva que nos permita obtener cristales puros de ha sin defectos y con una morfolog\u00eda definida y controlable. as\u00ed, con unos materiales de partida adecuados, es posible obtener nuevos biocomposites (composites empleados como biomateriales) para su empleo en sustituci\u00f3n y reparaci\u00f3n \u00f3sea. Estos composites est\u00e1n compuestos por un cpc con una r\u00e1pida conversi\u00f3n a ha y un tiempo de fraguado adecuado como matriz, y cristales de ha con diferentes morfolog\u00edas como fase de refuerzo. Dichos materiales tienen la ventaja de que todos sus componentes son biocompatibles, bioactivos y osteoconductivos. Es decir, son aceptados por los tejidos circundantes y son capaces de establecer uniones con ellos, proporcionando un soporte en el que el nuevo hueso puede formarse.  adem\u00e1s de la morfolog\u00eda, el tama\u00f1o y la fracci\u00f3n volum\u00e9trica ocupada por el refuerzo de ha son factores clave en las propiedades mec\u00e1nicas finales de estos biocomposites, y por lo tanto, necesitan ser optimizadas.       objetivos \ttal y como se ha mencionado, los cementos de fosfato c\u00e1lcico son uno de los materiales con mayor potencial para su empleo en reparaci\u00f3n y\/o sustituci\u00f3n \u00f3sea. Uno de los principales objetivos de este trabajo es preparar un cemento de fosfato c\u00e1lcico bioactivo, que frag\u00ed\u00bce entre 10 y 30 minutos y con una r\u00e1pida conversi\u00f3n al producto final, ha. \tel segundo objetivo es el desarrollo de una ruta hidrotermal f\u00e1cil y econ\u00f3mica que nos permita obtener part\u00edculas de ha para su empleo como fase de refuerzo. Variando las condiciones de s\u00edntesis, es posible sintetizar monocristales de ha sin defectos y con distintas morfolog\u00edas. \tel cpc preparado, as\u00ed como los cristales de ha sintetizados, deben de ser adecuadamente caracterizados con el objetivo de determinar su estructura, composici\u00f3n y propiedades f\u00edsico-qu\u00edmicas. \tuna vez logrados los componentes adecuados, se estudiar\u00e1 el refuerzo del cpc empleando los cristales de ha como inclusiones, obteniendo as\u00ed una nueva familia de biocomposites con unas propiedades mec\u00e1nicas mejoradas con respecto al cpc puro. Para ello, se estudiar\u00e1 la influencia de la morfolog\u00eda, tama\u00f1o y fracci\u00f3n volum\u00e9trica de los cristales de ha empleados como refuerzo en las propiedades mec\u00e1nicas del biocomposite final. Por \u00faltimo, se optimizar\u00e1n estos factores con el fin de obtener nuevos y funcionales biomateriales con unas propiedades mec\u00e1nicas, biol\u00f3gicas y fisiol\u00f3gicas mejoradas con respecto al cpc puro.   estrategias #. Cemento de fosfato c\u00e1lcico: se emple\u00f3 fosfato dic\u00e1lcio dihidratado (dcpd) y fosfato tetrac\u00e1lcico (ttcp) como precursores en la obtenci\u00f3n del cpc, ya que dichos compuestos reaccionan para dar hidroxiapatito como producto final.  la estrategia empleada para acelerar la reacci\u00f3n de fraguado del cemento y su conversi\u00f3n a ha fue la disminuci\u00f3n del tama\u00f1o de part\u00edcula de los precursores mediante molienda. El empleo de una fase l\u00edquida saturada con iones fosfatos es otro de los m\u00e9todos empleados para activar la reacci\u00f3n de los precursores de los cpcs. Sin embargo, esta t\u00e9cnica presenta varias limitaciones, por ejemplo, la incorporaci\u00f3n de iones extra\u00f1os en la estructura cristalina  del ha final. As\u00ed mismo, existe un exceso de iones reactivos que no participan en la reacci\u00f3n en el medio, y los bajos o altos valores iniciales de ph que ello conlleva suelen facilitar la formaci\u00f3n de especies intermedias. Estos efectos pueden crear problemas de biocompatibilidad o disminuir la velocidad de reacci\u00f3n del cpc. Por el contrario, el empleo de dcpd y ttcp finamente molidos asegura una r\u00e1pida disoluci\u00f3n de los precursores, lo que implica una mayor velocidad de la reacci\u00f3n de fraguado del cpc. #. Cristales de hidroxiapatito (ha): el m\u00e9todo hidrotermal fue la ruta seleccionada para sintetizar cristales de ha (ca10(po4)6(oh)2) debido a su exitosa aplicaci\u00f3n para la s\u00edntesis de la fase deseada bajo condiciones de reacci\u00f3n suaves y mediante un solo paso. As\u00ed mismo, la t\u00e9cnica hidrotermal permite la obtenci\u00f3n de monocristales sin defectos, altamente cristalinos, con un tama\u00f1o de part\u00edcula relativamente controlable y con diversas caracter\u00edsticas morfol\u00f3gicas. as\u00ed, se sintetizaron monoscristales de ha con varias morfolog\u00edas mediante un tratamiento hidrotermal, empleando nitrato de calcio tetrahidratado e hidrogenofosfato de diamonio como reactivos. Adicionalmente, se utiliz\u00f3 urea como agente de precipitaci\u00f3n homog\u00e9nea. La urea se descompone uniformemente entre 80# y 95#c, liberando nh3(aq) al medio de reacci\u00f3n, lo que a su vez, aumenta el ph del sistema hasta alcanzar valores en los cuales ha no es soluble, y por lo tanto, precipita. La urea es muy soluble en agua, y la cin\u00e9tica de su descomposici\u00f3n t\u00e9rmica depende de la temperatura y del tiempo que se caliente la mezcla. Por lo tanto, mediante la variaci\u00f3n juiciosa de las condiciones del tratamiento hidrotermal, fue posible controlar el ph del medio de reacci\u00f3n y, en consecuencia, sintetizar monocristales de ha con diversas morfolog\u00edas. #. Biocomposites: \tse obtuvieron nuevos biocomposites mediante la combinaci\u00f3n del cpc obtenido (matriz) y cristales de ha con diversas morfolog\u00edas (fase de refuerzo bioactiva). La idea principal es que la presencia de una inclusi\u00f3n mec\u00e1nicamente m\u00e1s fuerte que la matriz puede prevenir la propagaci\u00f3n de fisuras y mejorar las propiedades mec\u00e1nicas de dichos biocomposites frente al cpc puro. Ambas situaciones son de extrema importancia en el desarrollo de nuevos biomateriales para reparaci\u00f3n de huesos que soportan carga. \tla influencia de la morfolog\u00eda, tama\u00f1o y fracci\u00f3n volum\u00e9trica de las inclusiones de ha en las propiedades mec\u00e1nicas finales de los correspondientes biocomposites fue estudiada y optimizada para obtener un biomaterial funcional.      resultados y discusi\u00f3n \u00c2\u00bf\tobtenci\u00f3n y caracterizaci\u00f3n de los cementos de fosfato c\u00e1lcico para la obtenci\u00f3n de los cementos de fosfato c\u00e1lcico se eligi\u00f3 la reacci\u00f3n de disoluci\u00f3n-precipitaci\u00f3n entre fosfato dic\u00e1lcico (dcpd, b\u00e1sico) y fosfato tetrac\u00e1lcico (ttcp, \u00e1cido) para preparar cpcs con ha ca10(po4)6(oh)2 como producto final. . El trabajar con un menor tama\u00f1o de part\u00edcula de los precursores conlleva un incremento en su solubilidad, lo que a su vez, implica un aumento de la velocidad de reacci\u00f3n de formaci\u00f3n del cpc. Por ello, se realiz\u00f3 la s\u00edntesis de los cpcs mediante varias etapas. la etapa inicial supuso la s\u00edntesis de dcpd y ttcp puros (muestras d-raw y t-raw respectivamente). A continuaci\u00f3n, estos precursores fueron molidos mediante un molino de bolas con el fin de disminuir su tama\u00f1o de part\u00edcula. Se emplearon tres tama\u00f1os de bolas distintos con el fin de obtener distintos tama\u00f1os de part\u00edcula. Mediante combinaci\u00f3n de los distintos precursores obtenidos tras la molienda, se obtuvieron nueve cpc, cuyas propiedades y caracter\u00edsticas fueron estudiadas y comparadas con el fin de seleccionar el cpc \u00f3ptimo con el que preparar los biocomposites. \tel producto d-raw se obtuvo mediante una reacci\u00f3n de precipitaci\u00f3n, mientras que t-raw fue sintetizado mediante una reacci\u00f3n a alta temperatura (1500\u00c2\u00b0c). El an\u00e1lisis de las muestras d-raw y t-raw mediante microscop\u00eda electr\u00f3nica de barrido (sem) y dispersi\u00f3n de luz din\u00e1mica (dls) muestra que ambos est\u00e1n compuestos por cristales y agregados de cristales de varias micras (~6 y ~7 #m respectivamente), lo que probablemente implique una velocidad de disoluci\u00f3n baja en el caso de ambas muestras. \tcon la idea de mejorar la reactividad y solubilidad de los precursores, d-raw y t-raw fueron molidos empleando tres tama\u00f1os de bolas distintos (3.6, 4.8 y 9.6 mm). La pureza de las muestras tras la molienda fue comprobada mediante difracci\u00f3n de rayos x (xrd). El estudio de las muestras obtenidas mediante sem y dls confirma que la molienda de d-raw y t-raw reduce de modo efectivo el tama\u00f1o de part\u00edcula y los agregados de los compuestos de partida. La distribuci\u00f3n del tama\u00f1o de part\u00edcula indica que el tama\u00f1o de las bolas empleadas en la molienda influye en el tama\u00f1o de part\u00edcula obtenido: las bolas m\u00e1s peque\u00f1as proporcionan muestras m\u00e1s finas y con una menor distribuci\u00f3n de tama\u00f1o de part\u00edcula (psd). As\u00ed, dcpd y ttcp se obtienen con un tama\u00f1o medio de part\u00edcula de 3.66 y 2.96 #m, 1.69 y 1.52 #m o 1.13 y 1.33 #m seg\u00fan las bolas empleadas sean de 9.6, 4.8 o 3.6 mm respectivamente. los tres dcpd y los tres ttcp obtenidos tras la molienda fueron combinados entre si y se obtuvieron nueve cpcs. En contraste con los datos publicados hasta la fecha para un cpc formado por dcpd y ttcp, el an\u00e1lisis mediante xrd muestra que, tras 24 horas de reacci\u00f3n, todos los cpc obtenidos consisten \u00fanicamente en ha puro. Muchos grupos han investigado la preparaci\u00f3n de cpc empleando dcpd y ttcp como precursores, sin embargo, en la mayor\u00eda de los casos, tras 24 horas, la mezcla de reacci\u00f3n todav\u00eda contiene ttcp sin reaccionar, lo cual puede generar problemas de biocompatibilidad, ya que el ttcp se hidroliza en agua, generando iones oh# que hacen aumentar el ph del medio a valores muy b\u00e1sicos, t\u00f3xicos para las c\u00e9lulas \u00f3seas:   se cree que el ttcp remanente est\u00e1 relacionado con un mayor tama\u00f1o de part\u00edcula de este compuesto comparado con dcpd (~10 veces mayor) y con la formaci\u00f3n de una capa de ha en la superficie de los reactantes que act\u00faa como barrera y dificulta su disoluci\u00f3n. Hasta la fecha, solo fue posible obtener un cpc basado en dcpd y ttcp que se convierte totalmente en ha tras 24 horas empleando una fase liquida saturada con iones fosfato. Sin embargo, dicho cpc presenta un alto valor de ph durante aproximadamente siete d\u00edas, lo que provocar\u00eda da\u00f1os celulares en el tejido circundante al emplearlo in vivo. la determinaci\u00f3n del tiempo de fraguado y los estudios de porcentaje de conversi\u00f3n a ha realizados para los nueve cpc preparados, indican que es el cemento c-d36\/t48 formado por dcpd y ttcp con un tama\u00f1o medio de part\u00edcula de 1.13 y 1.52 #m respectivamente el que presenta un menor tiempo de fraguado (~22 minutos) y una mayor conversi\u00f3n a ha tras tres horas de reacci\u00f3n (~33%). Es importante destacar que este tiempo de fraguado cumple los requisitos m\u00e9dicos para cpcs y que se obtiene usando s\u00f3lo agua como fase liquida, es decir, sin emplear aceleradores de reacci\u00f3n que pueden presentar potenciales problemas de biocompatibilidad.  los resultados obtenidos mediante el estudio de la evoluci\u00f3n de la reacci\u00f3n empleando xrd, indican que c-d36\/t48 se transforma totalmente a ha tras s\u00f3lo seis horas de reacci\u00f3n, lo cual es una clara ventaja comparado con cementos similares que tras 24 horas todav\u00eda no han reaccionado totalmente. Cuanto m\u00e1s r\u00e1pido se produzca la reacci\u00f3n de fraguado del cemento, antes alcanzar\u00e1 \u00e9ste sus propiedades mec\u00e1nicas finales. El estudio de la evoluci\u00f3n de la reacci\u00f3n de fraguado tambi\u00e9n muestra que \u00e9sta sigue un proceso de nucleaci\u00f3n-crecimiento de cristales. el an\u00e1lisis mediante espectroscop\u00eda de dispersi\u00f3n de rayos x (edx) confirma que el cemento c-d36\/t48 es deficiente en calcio, ya que obtenemos una relaci\u00f3n ca\/p ~1.49, cuando el valor del ha estequiom\u00e9trico es 1.67. El an\u00e1lisis mediante espectroscop\u00eda de infrarrojo (ir), raman y an\u00e1lisis elemental muestra la existencia de aniones hpo42# y co32# sustituyendo parcialmente grupos po43# en la estructura cristalina del ha. La espectroscopia de ir muestra tambi\u00e9n la incorporaci\u00f3n de mol\u00e9culas de agua en la estructura del cemento c-d36\/t48. seg\u00fan estos resultados, la f\u00f3rmula del cemento puede representarse como ca10-x-y(hpo4)x(co3)y(po4)6-x-y(oh)2-x-y(h2o)z.  es importante se\u00f1alar que el ha biol\u00f3gico presente en los huesos y dientes de los vertebrados, es deficiente en calcio y adem\u00e1s, contiene ~3-5 % en peso de grupos carbonato. Por lo tanto, la obtenci\u00f3n de un cpc como el c-d36\/t48 con grupos hpo42# (presentes en la ha deficiente en calcio) y co32#  en su estructura no representa ning\u00fan problema desde un punto de vista biocompatible. por otro lado, la determinaci\u00f3n del \u00e1rea de superficie y de la porosidad indica que el c-d36\/t48 posee un alta \u00e1rea superficial (~169 m2\/g) y una porosidad de aproximadamente el 35% producida por mesoporos desordenados. estudios detallados mediante microscop\u00eda de transmisi\u00f3n electr\u00f3nica (tem) del cemento c-d36\/t48 tras 24 horas de reacci\u00f3n se\u00f1alan que la muestra esta compuesta \u00fanicamente por ha, sin presencia de otras fases como impurezas. Tem confirma adem\u00e1s que el cpc est\u00e1 formado por nanol\u00e1minas (10-15 nm) fuertemente entrelazadas entre si. Dicho entrelazamiento es el responsable de la solidez del cpc tras la reacci\u00f3n de fraguado. Estos nanocristales crecen seg\u00fan la direcci\u00f3n del eje c. estudios in vitro muestran la potencial capacidad de c-d36\/t48 para formar un enlace qu\u00edmico con el tejido \u00f3seo circundante. Es decir, el test in vitro confirma la bioactividad de c-d36\/t48. la resistencia a la compresi\u00f3n de este cemento fue establecida como 25 \u00c2\u00b1 3 mpa, un valor que entra en el rango de valores previamente establecidos para cementos basados en dcpd y ttcp (20-170 mpa). El m\u00f3dulo el\u00e1stico (relacionado con las propiedades el\u00e1sticas) y la dureza (relacionada con las propiedades pl\u00e1sticas) fueron determinados mediante nanoindentaci\u00f3n. Los valores hallados (23.1 \u00c2\u00b1 2.6 y 0.73 \u00c2\u00b1 0.2 gpa respectivamente) son ligeramente superiores a los calculados para el hueso humano trabecular (15.0-19.4 gpa) y est\u00e1n en el rango de los hallados para el hueso cortical (20.0-25.8 gpa). La dureza de c-d36\/t48 sigue la misma tendencia, y es ligeramente superior a la del hueso trabecular (0.52-0.62 gpa) y est\u00e1 dentro de los valores del hueso cortical (0.62-0.74 gpa). Estos resultados muestran una gran similitud mec\u00e1nica (el\u00e1stica y pl\u00e1stica) entre c-d36\/t48 y los huesos, presentando el cemento preparado una gran compatibilidad biomec\u00e1nica con los tejidos \u00f3seos. Dicha compatibilidad es de gran importancia en los biomateriales.  \u00c2\u00bf\ts\u00edntesis de monocristrales de hidroxiapatito con distintas morfolog\u00edas la t\u00e9cnica hidrotermal es ampliamente empleada hoy en d\u00eda en la s\u00edntesis de cristales de ha. En la mayor parte de los casos, los cristales obtenidos presentan una morfolog\u00eda fibrosa (whiskers, fibras, agujas, etc.) O de l\u00e1mina.  Adicionalmente, tambi\u00e9n existen trabajos en los que las part\u00edculas sintetizadas tienen forma de prisma hexagonal, el\u00edptica o de lazo. A pesar de estas diferencias morfol\u00f3gicas, los cristales obtenidos crecen seg\u00fan el eje c, la tendencia natural del ha.  en este trabajo, los cristales de ha fueron sintetizados empleando ca(no3)2\u00c2\u00bf4h2o y (nh4)2hpo4 como reactivos y urea como agente de precipitaci\u00f3n. La urea se descompone entre 80\u00c2\u00b0 y 95\u00c2\u00b0c liberando nh3 al medio de reacci\u00f3n, elevando el ph del medio hasta valores a los cuales el ha es la fase menos soluble. La descomposici\u00f3n de la urea es dependiente de la temperatura, por lo cual es posible controlar su velocidad de descomposici\u00f3n aplicando distintos ciclos de temperatura durante el tratamiento hidrotermal (tm\u00e1x. = 90\u00c2\u00b0c). Todos los productos obtenidos son ha puro (xrd y raman), ligeramente no estequiom\u00e9trico (edx, ca\/p ~1.75). Los an\u00e1lisis mediante ir muestra la parcial sustituci\u00f3n de iones oh# y po43# por grupos co32# (~ 0.75% en peso seg\u00fan an\u00e1lisis elemental) en la estructura cristalina de los productos. La existencia de grupos hpo42#, indicativos de una deficiencia en calcio del ha obtenido, no fue observada mediante ir, raman o an\u00e1lisis termogravim\u00e9trico y diferencial (tga\/dta), en concordancia con los resultados obtenidos mediante edx. los estudios realizados mediante sem muestran que las part\u00edculas sintetizadas presentan distinta morfolog\u00eda en funci\u00f3n del ciclo de temperatura empleado durante el tratamiento hidrotermal y de la concentraci\u00f3n de reactivos empleada. as\u00ed, si la s\u00edntesis se realiza a una temperatura constante de 90#c, la urea se descompone de modo intensivo, proporcionando una importante supersaturaci\u00f3n del medio de reacci\u00f3n y, consecuentemente, deber\u00edan formarse un gran n\u00famero de n\u00facleos de cristalizaci\u00f3n. Sin embargo, en nuestro caso las part\u00edculas obtenidas muestran forma de l\u00e1mina (muestra pt), probablemente debido a un crecimiento epitaxial de los cristales de ha sobre cristales de fosfato octac\u00e1lcico ca8h2(po4)6#5h2o, precursor de los cristales de ha. Por tanto, se supone que la morfolog\u00eda de l\u00e1mina de la muestra pt se debe a un predominio de efectos cin\u00e9ticos sobre los efectos termodin\u00e1micos de la reacci\u00f3n. si el ciclo de temperatura empleado no se mantiene constante a 90#c sino que presenta varias etapas en las que se disminuye la temperatura a 70#c (por debajo del rango de descomposici\u00f3n de la urea), los cristales sintetizados presentan morfolog\u00eda de prisma hexagonal (muestra hx). Este resultado indica que con estas condiciones de reacci\u00f3n, los efectos termodin\u00e1micos son predominantes. si la descomposici\u00f3n de la urea se realiza lentamente, las part\u00edculas sintetizadas presentan forma de aguja (muestra nd). Dicha morfolog\u00eda concuerda con un predominio de los efectos termodin\u00e1micos sobre los cin\u00e9ticos, ya que se forman un gran n\u00famero de n\u00facleos de cristalizaci\u00f3n que al crecer, producen cristales de gran tama\u00f1o y peque\u00f1a secci\u00f3n. con un ciclo de temperatura que implica no solo la interrupci\u00f3n de la descomposici\u00f3n de la urea sino que adem\u00e1s mantiene dicha interrupci\u00f3n durante una hora, es imposible obtener ha puro si el resto de las condiciones de reacci\u00f3n se mantienen constantes. Sin embargo, si disminuimos la concentraci\u00f3n de calcio y f\u00f3sforo de 0.167 y 0.1 m respectivamente (muestras pt, hx y nd) a 0.083 y 0.05 m los cristales obtenidos presentan, mayoritariamente, forma de laminas finas (muestra fp). Tambi\u00e9n se observa la presencia de part\u00edculas casi rectangulares. En general, el tama\u00f1o de part\u00edcula de esta muestra es mucho menor que el de los productos anteriores. Empleando esta misma concentraci\u00f3n de calcio y f\u00f3sforo (0.083 y 0.05 m respectivamente) pero utilizando cualquiera de los otros ciclos de temperatura mencionados, se obtienen part\u00edculas con el mismo tipo de morfolog\u00eda. Estos resultados indican que, para esta concentraci\u00f3n, lo que predomina es el efecto de la concentraci\u00f3n de reactivos. Por lo tanto, en sistemas dilu\u00eddos, el control morfol\u00f3gico de los cristales mediante la descomposici\u00f3n controlada de urea est\u00e1 de alg\u00fan modo limitado. Los estudios de estas muestras mediante tem confirman que todos las part\u00edculas cristalizan en el sistema hexagonal del ha y que son monocristalinas. Adem\u00e1s, dichos estudios muestran que, mientras las muestras pt, hx y nd crecen a lo largo del eje c, los cristales de fp crecen seg\u00fan las direcciones (211) en el caso de las part\u00edculas con morfolog\u00eda de l\u00e1mina fina y (102) para las  part\u00edculas rectangulares. El ha tiene una tendencia natural a crecer orientado seg\u00fan el eje c, por lo que estos resultados son altamente interesantes, pero, al mismo tiempo, sorprendentes.  el m\u00f3dulo el\u00e1stico y dureza de los cristales con morfolog\u00eda hexagonal hx, se determin\u00f3 mediante nano-indentaci\u00f3n. Los resultados obtenidos muestran una anisotrop\u00eda en el m\u00f3dulo el\u00e1stico, obteniendo valores de 62 \u00c2\u00b1 7.0 gpa para el plano prism\u00e1tico de los cristales (paralelo al eje c) y de 68 \u00c2\u00b1 8.0 gpa en el caso del plano basal (perpendicular al eje c). Dichos valores demuestran que los cristales hexagonales de ha son m\u00e1s r\u00edgidos que el cemento c-d36\/t48, lo que implica que pueden emplearse como fase de refuerzo del citado cemento.   \u00c2\u00bf\tobtenci\u00f3n y caracterizaci\u00f3n  de los biocomposites el cemento c-d36\/t48, que act\u00faa de matriz, fue reforzado mediante cristales de ha con diversas morfolog\u00edas sintetizados mediante tratamiento hidrotermal, obteniendo as\u00ed los biocomposites correspondientes. Todos ellos se transforman en ha puro tras 24 horas de reacci\u00f3n. El estudio de la evoluci\u00f3n de la reacci\u00f3n de fraguado mediante xrd muestra que dicha reacci\u00f3n sigue un proceso de nucleaci\u00f3n-crecimiento de cristales, el mismo que el cemento puro. Es decir, la presencia de la fase de refuerzo no afecta a la reacci\u00f3n de fraguado de la matriz. Adem\u00e1s, los estudios mediante sem y tem muestran que el ha obtenido como resultado de la reacci\u00f3n de fraguado del cpc posee las mismas caracter\u00edsticas morfol\u00f3gicas y microestructurales que el cemento puro. Por tanto, se puede concluir que el incremento de las propiedades mec\u00e1nicas observado para los biocomposites preparados se debe a la #regla de las mezclas# de los composites y no a alg\u00fan cambio producido en la matriz. \tse observ\u00f3 que la incorporaci\u00f3n de cristales de ha con diversas morfolog\u00edas (esferas, l\u00e1minas pt, hex\u00e1gonos hx o l\u00e1minas finas fp) al cemento puro c-d36\/t48 aumenta la resistencia a la compresi\u00f3n (cs) de los biocomposites correspondientes, independientemente de la forma de dichas inclusiones. Sin embargo, se constat\u00f3 que las distintas morfolog\u00edas de las inclusiones proporcionan distintos incrementos en la resistencia a la compresi\u00f3n, lo que revela la importancia de la forma y tama\u00f1o de las fases reforzantes. La cantidad a\u00f1adida de fase de refuerzo tambi\u00e9n result\u00f3 un factor clave de las propiedades finales alcanzadas por los biocomposites. El mejor incremento se obtuvo para el biocomposite formado por cpc y un 10% en peso de l\u00e1minas finas como refuerzo (~50%, cs = 48 mpa). Se cree que el cierto grado de flexibilidad observado para esta morfolog\u00eda es el responsable de este efecto. As\u00ed mismo, su peque\u00f1o tama\u00f1o, comparado con el de los otros cristales, debe de ser otro factor importante. Otra ventaja del biocomposite reforzado con l\u00e1minas finas es que sus peque\u00f1as dimensiones no afectan de modo significativo las propiedades reol\u00f3gicas del cpc puro, importante para aplicaciones en huesos que no soportan carga pero que necesitan un intervenci\u00f3n quir\u00fargica lo menos invasiva  posible, por ejemplo, las v\u00e9rtebras. \tel m\u00f3dulo el\u00e1stico de los biocomposites tambi\u00e9n depende de la morfolog\u00eda, rigidez y fracci\u00f3n volum\u00e9trica de la fase de refuerzo a\u00f1adida. Cuando se emplean cristales con morfolog\u00eda de l\u00e1mina fina, m\u00e1s flexibles y probablemente menos r\u00edgidos que las inclusiones hexagonales y que la matriz, el m\u00f3dulo el\u00e1stico se reduce ligeramente (de ~23 a 22 gpa). Sin embargo, los valores obtenidos para estos biocomposites todav\u00eda est\u00e1n dentro del rango de valores determinados para hueso humano cortical, lo que implica isoelasticidad entre los compuestos preparados y los huesos, una caracter\u00edstica muy importante de los biocomposites. \tla dureza de los biocomposites parece estar m\u00e1s influenciada por la fase de refuerzo con morfolog\u00eda de l\u00e1mina fina, probablemente debido a una mayor \u00e1rea de superficie de estos cristales comparado con las inclusiones hexagonales.<\/p>\n<p>&nbsp;<\/p>\n<h3>Datos acad\u00e9micos de la tesis doctoral \u00ab<strong>An efficient approach to the synthesis of a calcium phosphate bone-cement and its reinforcement by hydroxyapatite crystals of various particle morphologies<\/strong>\u00ab<\/h3>\n<ul>\n<li><strong>T\u00edtulo de la tesis:<\/strong>\u00a0 An efficient approach to the synthesis of a calcium phosphate bone-cement and its reinforcement by hydroxyapatite crystals of various particle morphologies <\/li>\n<li><strong>Autor:<\/strong>\u00a0 Mar\u00eda  Ines Sanchez Neira <\/li>\n<li><strong>Universidad:<\/strong>\u00a0 Santiago de compostela<\/li>\n<li><strong>Fecha de lectura de la tesis:<\/strong>\u00a0 25\/11\/2008<\/li>\n<\/ul>\n<p>&nbsp;<\/p>\n<h3>Direcci\u00f3n y tribunal<\/h3>\n<ul>\n<li><strong>Director de la tesis<\/strong>\n<ul>\n<li>Francisco Guitian Rivera<\/li>\n<\/ul>\n<\/li>\n<li><strong>Tribunal<\/strong>\n<ul>\n<li>Presidente del tribunal: Jos\u00e9 serafin Moya corral <\/li>\n<li>ram\u00f3n Torrecillas san mill\u00e1n (vocal)<\/li>\n<li>arturo Martinez insua (vocal)<\/li>\n<li>victor Valcarcel juarez (vocal)<\/li>\n<\/ul>\n<\/li>\n<\/ul>\n<p>&nbsp;<\/p>\n","protected":false},"excerpt":{"rendered":"<p>Tesis doctoral de Mar\u00eda Ines Sanchez Neira Motivaci\u00f3n los huesos humanos fracturados tienen la capacidad de autorrepararse a trav\u00e9s de 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