UNIVERSIDADE DE SÃO PAULO MARIA LEONORA DE CASTRO COPOLÍMEROS ESTATÍSTICOS BIODEGRADÁVEIS DE ε-CAPROLACTONA E L,L-DILACTÍDEO – SÍNTESE, CARACTERIZAÇÃO E PROPRIEDADES Tese de Doutorado apresentada ao Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais da Escola Politécnica da Universidade de São Paulo para a obtenção do título de Doutor em Engenharia. São Paulo 2006
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UNIVERSIDADE DE SÃO PAULO
MARIA LEONORA DE CASTRO
COPOLÍMEROS ESTATÍSTICOS BIODEGRADÁVEIS DE
ε-CAPROLACTONA E L,L-DILACTÍDEO – SÍNTESE,
CARACTERIZAÇÃO E PROPRIEDADES
Tese de Doutorado apresentada ao Departamento
de Engenharia Metalúrgica e de Materiais da
Escola Politécnica da Universidade de São Paulo
para a obtenção do título de Doutor em
Engenharia.
São Paulo
2006
MARIA LEONORA DE CASTRO
COPOLÍMEROS ESTATÍSTICOS BIODEGRADÁVEIS DE
ε-CAPROLACTONA E L,L-DILACTÍDEO – SÍNTESE,
CARACTERIZAÇÃO E PROPRIEDADES
Tese de Doutorado apresentada ao Departamento
de Engenharia Metalúrgica e de Materiais da
Escola Politécnica da Universidade de São Paulo
para a obtenção do título de Doutor em
Engenharia.
Área de concentração: Engenharia de Materiais
Orientadora: Profa Dra. Wang Shu Hui.
São Paulo
2006
Este exemplar foi revisado e alterado em relação à versão original, sob responsabilidade
única do autor e com anuência de seu orientador.
São Paulo, 08 de maio de 2006 Assinatura do autor Assinatura do orientador
Castro, Maria Leonora de Copolímeros Estatísticos Biodegradáveis de ε-Caprolactona e L,L-Dilactídeo – Síntese, Caracterização e Propriedades. São Paulo, 2006. 134 p. Tese (Doutorado) – Escola Politécnica da Universidade de São Paulo. Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais. 1. Copolímeros de ε-Caprolactona e L,L-Dilactídeo. 2. Copolímeros estatísticos. 3. Polímeros biodegradáveis. I. Universidade de São Paulo. Escola Politécnica. Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais. II.
i
AGRADECIMENTOS
O autor expressa a sua gratidão à Profa Dra Wang Shu Hui pela orientação, paciência
e dedicação.
À minha grande família que está sempre presente em todas as minhas realizações e
aflições, em especial à minha irmã Rosa e aos meus adorados sobrinhos.
Às amigas e colaboradoras na revisão desta tese Ana Magda e Ângela, pelo carinho e
dedicação.
Aos amigos e companheiros de jornada Flávia, Telma, Walker, Shirley, José Carlos,
Lili, Isabel, Márcia, Márcio, Tunísia.
Aos amigos Marta, Moacir, Maria Helena e Kazu, pelo carinho e apoio, tão
importantes nestes momentos finais.
Aos professores e amigos Jefferson e Paulo do Departamento de Engenharia de
Materiais da Faculdade de Engenharia Química de Lorena – FAENQUIL, pela realização das
análises de difração de raios-X.
Ao Flávio, do Instituto de Geociências da Universidade de São Paulo, pela realização
de algumas análises de difração de raios-X.
À Dra Carmen e ao técnico Djalma, do Instituto de Pesquisas Energéticas e Nucleares
(IPEN), pelo auxílio na realização das análises e uso do calorímetro diferencial de varredura
deste instituto; e também à Lili pela realização das análises de DSC.
ii
À Profa Débora, do Laboratório de Polímeros “Prof. Bernhard Gross” do Instituto de
Física da USP de São Carlos, pela realização das análises de cromatografia de permeação em
gel.
Ao Prof. Pedro, do Departamento de Engenharia Química da FAENQUIL, pela
realização de algumas cromatografias de permeação em gel.
À Profa Luiziana e ao Prof. Gregório, do Instituto de Pesquisas Tecnológicas (IPT),
pela orientação e permissão para a realização dos estudos de degradação dos materiais objetos
de estudo desta tese; e ao estagiário Jonas pela realização dos ensaios de degradação dos
polímeros.
Aos funcionários e amigos Lívio, Danilo, Clélia e aos demais funcionários do
Departamento de Metalurgia e de Materiais da USP, que direta ou indiretamente contribuíram
para a realização deste trabalho.
A CAPES pelo apoio financeiro.
iii
O estudo desenvolvido gerou as seguintes publicações:
PUBLICAÇÃO EM REVISTA � CASTRO, M, L.; WANG, S., H. Statistical copolymers of 1,1-lactide and ε-caprolactone.
Polymer Bulletin, Berlin, v.51, n.2, p. 151-158, 2003.
PUBLICAÇÕES EM EVENTOS INTERNACIONAIS � CASTRO, M. L.; WANG, S. H. Statistical Copolymers of L,L-Lactide and εεεε-
Caprolactone: Morphology and DynamicMechanical Behavior. In: 40th International
symposium on macromolecules, 2004, Paris. Proceedings of 40th International
symposium on macromolecules. Paris : IUPAC, 2004. v. 1551. p. 1-2.
� ZHAO, L.; CASTRO, M. L.; YUNG, D.; WANG, S. H. Synthesis and characterization
of biodegradable triblock copolymers of Poly(lactide-co-caprolactone)-PEG-
Figura 1.1 Fórmula geral do poli(l,l-dilactídeo-co-ε-caprolactona)............................... 2
Figura 2.1 Polimerização catiônica do l,l-dilactídeo....................................................... 7
Figura 2.2 Polimerização aniônica do l,l-dilactídeo........................................................ 8
Figura 2.3 Desprotonação do l,l lactídeo formando íon planar....................................... 9
Figura 2.4 Polimerização catiônica da ε-caprolactona.................................................... 10
Figura 2.5 Polimerização aniônica da ε-caprolactona..................................................... 10
Figura 2.6 Polimerização por inserção por coordenação da ε-caprolactona.................... 10
Figura 2.7 Micrografias da degradação do copolímero contendo 50% de dilactídeo (85% L-dilactídeo e 15% D-dilactídeo) e 50% de ε-caprolactona, in vivo,
após 3 meses (A) e 4 meses (C). ϕ representa o biomaterial e FB representa fragmentos do biomaterial.............................................................
16
Figura 2.8 Variação do volume (µL) de um copolímero (PLL85CL50) com o tempo e variação da massa molar com o tempo (in vivo)........................................... 23
Figura 2.9 Variação da massa molar (Mw) durante a degradação do copolímero (PLL85CL50) na forma de barras em vivo e na forma de guias de nervos in vitro........................................................................................................................
23
Figura 2.10 Ilustração esquemática do dispositivo para teste de fadiga do fio de blenda PLL-PCL e do fio de aço inox, simulando a fixação de ossos....................... 25
Figura 3.1 Esquema do viscosímetro capilar tipo Ubbelohde 108.................................. ................................................
42
Figura 3.2 Viscosidade inerente e viscosidade específica reduzida em função da concentração da solução de PCL em acetato de etila, para o PCL sintetizado com 0,70%m de SnOct2...............................................................
43
Figura 3.3 Sistema para os ensaios de biodegradabilidade pela medida do dióxido de carbono desprendido em sistema aberto........................................................ 49
Figura 4.1 Rendimento da polimerização do CL x % mássica do SnOct2..................... 52
Figura 4.2 Rendimento da polimerização do LL x % mássica do SnOct2..................... 52
Figura 4.3 Efeito da temperatura e tempo de reação no rendimento da polimerização do l,l-dilactídeo.............................................................................................. ..........................................................................................................
56
xi
Figura 4.4 Massa molar em função do tempo de reação de polimerização do l,l-dilactídeo........................................................................................................ 56
Figura 4.5 Composição do copolímero obtido em função da composição da mistura de mistura de monômeros na alimentação........................................................ 59
Figura 4.6 Influência da composição na alimentação dos monômeros no rendimento do copolímero................................................................................................ 60
Figura 4.7 Espectro de RMN de 13C do homopolímero PCL......................................... 61
Figura 4.8 Espectro de RMN de 13C do copolímero Co05............................................. 62
Figura 4.9 Espectro de RMN de 13C do copolímero Co10.............................................. 63
Figura 4.10 Espectro de RMN de 13C do copolímero Co15.............................................. 64
Figura 4.11 Espectro de RMN de 13C do copolímero Co20.............................................. 65
Figura 4.12 Espectro de RMN de 13C do copolímero Co25.............................................. 66
Figura 4.13 Espectro de RMN de 13C do copolímero Co30.............................................. 67
Figura 4.14 Espectro de RMN de 13C do copolímero Co35.............................................. 68
Figura 4.15 Espectro de RMN de 13C do copolímero Co40.............................................. 69
Figura 4.16 Espectro de RMN de 13C do copolímero Co50.............................................. 70
Figura 4.17 Espectro de RMN de 13C do copolímero Co60.............................................. 71
Figura 4.18 Espectro de RMN de 13C do copolímero Co70.............................................. 72
Figura 4.19 Espectro de RMN de 13C do copolímero Co80.............................................. 73
Figura 4.20 Espectro de RMN de 13C do copolímero Co90.............................................. 74
Figura 4.21 Espectro de RMN de 13C do copolímero Co30.............................................. 76
Figura 4.22 Espectro de RMN de 13C do copolímero Co60.............................................. 76
Figura 4.23 Espectros de RMN de 13C do copolímero Co05, Co10, Co15, Co20, Co25, Co30, Co35, na região da carbonila (169-174 ppm)...................................... 78
Figura 4.24 Espectros de RMN de 13C dos copolímeros Co40 Co50, Co60, Co70, Co80 e Co90, na região da carbonila (169-174 ppm).............................................. 79
Figura 4.25 Influência da composição do copolímero no comprimento de segmento das unidades de lactidila (♦) (a) e caproíla (g) (b), e distribuição de Bernoulli (����)................................................................................................................
82
Figura 4.26 Curvas de difração de raios X dos homopolímeros e copolímeros Co 10 ao Co40................................................................................................................ 85
Figura 4.27 Curvas de difração de raios X dos homopolímeros e copolímeros Co 50 ao Co90................................................................................................................ 86
Figura 4.28 Decomposição dos picos de difração de raios X........................................... 88
xii
Figura 4.29 Curvas de difração de raios X dos copolímeros Co30 e Co40............................................................................................................... 90
Figura 4.30 Módulo de armazenamento (E’), módulo de perda (E”) e tangente de δ em função da temperatura do copolímero Co05..................................................
92
Figura 4.31 Módulo de armazenamento (E’), módulo de perda (E”) e tangente de δ em função da temperatura do copolímero Co10..................................................
92
Figura 4.32 Módulo de armazenamento (E’), módulo de perda (E”) e tangente de δ em função da temperatura do copolímero Co15..................................................
93
Figura 4.33 Módulo de armazenamento (E’), módulo de perda (E”) e tangente de δ em função da temperatura do copolímero Co20..................................................
93
Figura 4.34 Módulo de armazenamento (E’), módulo de perda (E”) e tangente de δ em função da temperatura do copolímero Co25..................................................
94
Figura 4.35 Módulo de armazenamento (E’), módulo de perda (E”) e tangente de δ em função da temperatura do copolímero Co30..................................................
94
Figura 4.36 Módulo de armazenamento (E’), módulo de perda (E”) e tangente de δ em função da temperatura do copolímero Co35..................................................
95
Figura 4.37 Módulo de armazenamento (E’), módulo de perda (E”) e tangente de δ em função da temperatura do copolímero Co40..................................................
95
Figura 4.38 Módulo de armazenamento (E’), módulo de perda (E”) e tangente de δ em função da temperatura do copolímero Co50..................................................
96
Figura 4.39 Módulo de armazenamento (E’), módulo de perda (E”) e tangente de δ em função da temperatura do copolímero Co60...................................................
96
Figura 4.40 Módulo de armazenamento (E’), módulo de perda (E”) e tangente de δ em função da temperatura do copolímero Co70..................................................
97
Figura 4.41 Módulo de armazenamento (E’), módulo de perda (E”) e tangente de δ em função da temperatura do copolímero Co80..................................................
97
Figura 4.42 Tangente δ em função da temperatura dos copolímeros Co05 ao Co25........ 99
Figura 4.43 Tangente δ em função da temperatura dos copolímeros Co30 ao Co70........ 99
Figura 4.44 Módulo de armazenamento (E’) em função da temperatura do copolímero Co05 ao Co25................................................................................................
100
Figura 4.45 Módulo de armazenamento (E’) em função da temperatura do copolímero Co30 ao Co70................................................................................................
100
Figura 4.46 Módulo de perda (E”) em função da temperatura do copolímero Co05 ao Co25.....................................................................................................................
101
Figura 4.47 Módulo de perda (E”) em função da temperatura do copolímero Co30 ao Co70......................................................................................................................
101
Figura 4.48 Curvas DSC do homopolímero PCL e dos copolímeros Co05 ao Co35........ 103
Figura 4.49 Curvas DSC dos homopolímeros PCL, PLL e dos copolímeros Co40 ao Co90................................................................................................................ 104
xiii
Figura 4.50 Degradação dos copolímeros Co10, Co50, Co90 e padrão de glicose (%CO2 desprendido)......................................................................................
108
Figura 4.51 Degradação (%CO2) dos copolímeros em função do tempo ......................... 109
Figura 4.52 Correlação entre a cristalinidade dos copolímeros e biodegradabilidade....... 110
xiv
LISTA DE TABELAS
Tabela 4.1 Rendimentos dos poli(ε-caprolactona) (PCL) e poli(l,l-dilactídeo) (PLL) sintetizados com o iniciador SnOct2 nas concentrações: 1,30%; 1,00%; 0,70%;0,50% e 0,30%, temperatura de reação de 120 ± 2oC, tempo de reação de 2 horas e 45 minutos.................................................
51
Tabela 4.2 Valores das viscosidades intrínsecas e das massas molares dos PCL e PLL sintetizados com o iniciador SnOct2 nas concentrações: 1,30%; 1,00%; 0,70%; 0,50% e 0,30%, temperatura de reação de 120 ± 2oC, tempo de reação de 2 horas e 45 minutos.................................................
53
Tabela 4.3 Massas e rendimentos obtidos nas reações de polimerização dos monômeros LL e CL em função do tempo de reação............................
55
Tabela 4.4 Composições mássicas na alimentação e nos copolímeros e rendimentos das reações .................................................................................................
58
Tabela 4.5 Sinais de ressonância da carbonila por RMN de 13C - em ppm................ 77
Tabela 4.6 Ressonância da carbonila nos diferentes tríades do copolímero.............. 80
Tabela 4.7 Massas molares GPC (g/mol) e índice de polidispersidade..................... 84
Tabela 4.8 Valores de cristalinidade dos homopolímeros e copolímeros sintetizados................................................................................................
89
Tabela 4.9 Temperaturas dos picos tangente δ das análises de DMTA..................... 98
Tabela 4.10 Valores de Tg Tm, ∆Hm, Tc e cristalinidade dos homopolímeros PCL e
PLL e dos seus copolímeros.....................................................................
105
Tabela 4.11 Resultados do Teste de Sturm, segundo a norma IBAMA E.1.1.2-1988, dos copolímeros Co10, Co20, Co40, Co50, Co60, Co90 e padrão de glicose..................................................................................................
109
xv
LISTA DE ABREVIATURAS
a Constante de Mark-Houwink para um determinado sistema polímero / solvente /
temperatura
CDCl3 Clorofórmio deuterado CL ε-caprolactona -CL Caproíla [CL] Concentração da unidade caproíla Co Copolímero Co05 Copolímero de l,l-dilactídeo e ε-caprolactona contendo 5% em massa de l,l-
dilactídeo na alimentação
Co10 Copolímero de l,l-dilactídeo e ε-caprolactona contendo 10% em massa de l,l-
dilactídeo na alimentação
Co15 Copolímero de l,l-dilactídeo e ε-caprolactona contendo 15% em massa de l,l-
dilactídeo na alimentação
Co20 Copolímero de l,l-dilactídeo e ε-caprolactona contendo 20% em massa de l,l-
dilactídeo na alimentação
Co25 Copolímero de l,l-dilactídeo e ε-caprolactona contendo 25% em massa de l,l-
dilactídeo na alimentação
Co30 Copolímero de l,l-dilactídeo e ε-caprolactona contendo 30% em massa de l,l-
dilactídeo na alimentação
Co35 Copolímero de l,l-dilactídeo e ε-caprolactona contendo 35% em massa de l,l-
dilactídeo na alimentação
xvi
Co40 Copolímero de l,l-dilactídeo e ε-caprolactona contendo 40% em massa de l,l-
dilactídeo na alimentação
Co50 Copolímero de l,l-dilactídeo e ε-caprolactona contendo 50% em massa de l,l-
dilactídeo na alimentação
Co60 Copolímero de l,l-dilactídeo e ε-caprolactona contendo 60% em massa de l,l-
dilactídeo na alimentação
Co70 Copolímero de l,l-dilactídeo e ε-caprolactona contendo 70% em massa de l,l-
dilactídeo na alimentação
Co80 Copolímero de l,l-dilactídeo e ε-caprolactona contendo 80% em massa de l,l-
dilactídeo na alimentação
Co90 Copolímero de l,l-dilactídeo e ε-caprolactona contendo 90% em massa de l,l-
dilactídeo na alimentação
-CO- Carbonila c Concentração da solução do polímero para o ensaio de viscosimetria concm PCL Concentração mássica do PCL no copolímero em porcentagem concm PLL Concentração mássica do PLL no copolímero em porcentagem DMTA Análise térmica dinâmico-mecânica DSC Calorimetria exploratória diferencial E’ Módulo de armazenamento E” Módulo de perda GPC Cromatografia de permeação em gel h Hora K Constante de Mark-Houwink para um determinado sistema
polímero/solvente/temperatura
xvii
LL l,l-dilactídeo -LL Lactidila [LL] Concentração da unidade lactidila LCL Comprimento médio da seqüência CL LLL Comprimento médio da seqüência LL
LCLB Comprimento médio da seqüência CL calculado por distribuição estatística de Bernoulli LLLB Comprimento médio da seqüência LL calculado por distribuição estatística de Bernoulli M v Massa viscosimétrica média
min Minuto M n Massa molar média numérica M w Massa molar média ponderal MWD Distribuição de massa molar ou polidispersidade PLL Poli(l,l-dilactídeo) PCL Poli(ε-caprolactona) PET Poli(tereftalato de etileno) RMN de 13C Espectroscopia de ressonância magnética nuclear de Carbono 13 SEC Cromatografia de exclusão por tamanho SnOct2 Octanoato de estanho II t Tempo de escoamento da solução no viscosímetro to Tempo de escoamento do solvente no viscosímetro Tc Temperatura de cristalização Tg Temperatura de transição vítrea THF Tetra-hidrofurano Tm Temperatura de fusão cristalina
xviii
TMS Tetrametilsilano tan_delta = tan δ tangente de delta, amortecimento, tan_delta = E” / E’ WAXS Difração de raios-X de alto ângulo ∆∆∆∆Hm Entalpia de fusão %CO2 Quantidade mássica de dióxido de carbono desprendido %LL Quantidade em massa do l-l-dilactídeo %mol Composição do copolímero em porcentagem molar oC Graus Celsius [ηηηη] Viscosidade intrínseca ηηηηiner Viscosidade inerente ηηηηesp red Viscosidade específica reduzida θθθθ Ângulo de difração de raios-X
1
1 INTRODUÇÃO
Os poliésteres degradáveis em processos hidrolíticos e/ou enzimáticos a hidroxiácidos
não tóxicos, são usados em medicina como reposição temporária de ossos e/ou elementos de
fixação, como fios de suturas e matrizes de encapsulação de drogas de liberação controlada.
Os homopolímeros e copolímeros de lactídeos e de ε-caprolactona pertencem a este grupo. As
principais vantagens desses poliésteres alifáticos são biocompatibilidade e
biodegradabilidade. Os copolímeros de l,l-dilactídeo (LL) e ε-caprolactona (CL) têm sido
pesquisados com a finalidade de desenvolver valiosos materiais biodegradáveis para
aplicações médicas. Existe também um interesse em poliésteres que possam ser usados em
embalagens propensas à desintegração em curto espaço de tempo, após serem depositadas em
aterros apropriados.
O poli(ε-caprolactona) (PCL) e o poli(l,l dilactídeo) (PLL) são usualmente sintetizados
por polimerização de abertura de anel em massa ou em solução. A síntese de poliésteres por
condensação a partir dos correspondentes hidroxiácidos também é possível, mas é muito
difícil obter polímeros com alta massa molar e livre de mistura de cíclicos. 1, 2
As características mecânicas de um copolímero não dependem somente da
concentração relativa e das propriedades mecânicas dos monômeros constituintes, mas
também da microestrutura. O conhecimento e o entendimento da dependência do
comportamento mecânico do polímero em função da microestrutura e a atuação dos
constituintes tornarão possível o planejamento de materiais com combinações de
propriedades, especificamente materiais biodegradáveis elastoméricos ou materiais
termoplásticos flexíveis com alta rigidez e resistência à ruptura.
2
No presente trabalho de doutorado foram preparados copolímeros estatísticos (Figura
1.1) usando uma extensa faixa de composição na alimentação (5% a 90% de LL), utilizando o
octanoato de estanho II (SnOct2) como iniciador, polimerização em massa à temperatura
moderada (120 oC) e tempo de reação também moderado (3 horas), a fim de evitar reações de
transesterificação.
Figura 1.1 Fórmula geral do poli(l,l-dilactídeo-co- ε - caprolactona)
Os homopolímeros e os copolímeros estudados neste trabalho foram sintetizados após
a definição das melhores condições de reação de polimerização da ε-caprolactona (CL) e do
l,l-dilactídeo (LL), e caracterizados por meio das seguintes técnicas: viscosimetria capilar,
cromatografia de permeação em gel (GPC), espectroscopia de ressonância magnética nuclear
de Carbono 13 (RMN de 13C), difração de raios X em altos ângulos (WAXS), análise térmica
dinâmico-mecânica (DMTA) e calorimetria exploratória diferencial (DSC).
m ) C
O
O O C
O
( C ) (
O
O n
3
OBJETIVOS
Tem sido cada vez mais crescente o interesse e a busca por materiais biodegradáveis,
biocompatíveis e que ofereçam propriedades mecânicas e térmicas apropriadas para diversas
aplicações, seja como embalagem biodegradável ou nos vastos usos para medicina e
engenharia de tecidos. Os copolímeros de ε-caprolactona (CL) e l,l-dilactídeo (LL) têm sido
pesquisados para essas finalidades. Porém, não existem na literatura estudos com extensa
faixa de composições dos copolímeros de CL e LL (5,90% a 97,30% de LL), correlacionando
as propriedades mecânicas, térmicas e a degradação em função da cristalinidade, os quais
podem determinar as possibilidades de aplicação desses biomateriais.
Em função da necessidade desse tipo de material, os objetivos do presente trabalho
são:
(1) preparar copolímeros de ε-caprolactona (CL) e l,l-dilactídeo (LL) com
extensa faixa de propriedades mecânicas,
(2) estudar as suas microestruturas e suas propriedades térmicas e mecânicas,
e
(3) avaliar a influência da microestrutura na biodegradabilidade.
4
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
Os poliésteres biodegradáveis sintéticos, como poli (ácido láctico), poli (ácido
glicólico), poli(ε-caprolactona) e os seus copolímeros, têm sido sintetizados devido a sua
biodegradabilidade desde a década de 70. Os biomateriais derivados do poli (ácido láctico)
têm conquistado atenção clínica nos últimos anos devido à sua aceitação em organismos vivos
e têm sido usados como elementos de fixação, em materiais para reposição de ossos, como
fios de suturas e matrizes de encapsulação de drogas em sistemas de liberação
controlada.1,3,4,5, 6, 7, 8
Um exemplo de aplicabilidade consagrada destes poliésteres derivados do poli (ácido
láctico) é o poli(dilactídeo), que é um material para fios de sutura utilizado há três décadas,
tanto por sua biocompatibilidade como pelas propriedades não imunogênica e não tóxica. A
utilização do monômero l,l-dilactídeo tem despertado o interesse da comunidade médica, não
só por razões técnicas mas também pela comercial: o monômero tem grande disponibilidade
comercial e de fácil síntese em homopolímeros e copolímeros derivados biodegradáveis que,
ao se decomporem, geram o ácido láctico presente em todos os animais e microorganismos.3, 9
Existe também um crescente interesse na obtenção de materiais menos agressivos ao
meio ambiente 1,10,11,12. Por exemplo, poliésteres que possam ser usados em embalagens
propensas à decomposição em curto espaço de tempo, após serem depositadas em aterros
apropriados 1; ou até mesmo que possam ser usados como materiais de pesca biodegradáveis,
resolvendo assim os problemas causados pela perda desses materiais, responsáveis por mortes
de numerosos animais marinhos.12 A Sociedade de Plásticos Biodegradáveis do Japão estima
5
que a produção de polímeros biodegradáveis será de 10% do total de plásticos a partir de
2010, comparado ao 0,01% produzido em 1996.11
O poli(l,l-dilactídeo) sofre rápida hidrólise mas tem baixa permeabilidade, por outro
lado o poli(ε-caprolactona) mostra boa permeabilidade, mas degrada muito lentamente.
As técnicas de copolimerização e blendas têm sido utilizadas com o intuito de combinar a boa
permeabilidade do poli(ε-caprolactona) com a rápida biodegradação do poli(l,l-dilactídeo),
para o controle da taxa de degradação e conseqüente liberação da droga, em sistemas de
liberação controlada.13, 14, 15, 16
2.1 Métodos e mecanismos de polimerização e copolimerização
Os polímeros poli(ε-caprolactona) (PCL) e poli(l,l-dilactídeo) (PLL) têm sido
usualmente sintetizados por polimerização em massa, solução ou suspensão 17. Em qualquer
destas técnicas é utilizado um iniciador organometálico na presença ou ausência de um co-
iniciador contendo hidrogênio ativo.
Os compostos orgânicos de metais como estanho18, 19,20,21, alumínio17,18, 22, 23, 24, 25,26,
ítrio 27,28, zinco18, 19, 25, 29, 30, 31 , lítio 32 e ferro 33 são catalisadores de metal ativo de baixa
toxicidade. Esses catalisadores têm sido incluídos na polimerização e copolimerização do
l,l-dilactídeo (LL) e ε-caprolactona (CL) com a finalidade de controlar a microestrutura do
polímero, a qual afeta as suas propriedades mecânicas e a taxa de biodegradabilidade. Dentre
estes compostos orgânicos, dois sais de estanho, cloreto de estanho e o 2-etil-hexanoato de
estanho, são usados na síntese de polímeros para aplicações biomédicas e são aprovados pelo
pelo Food and Drug Administration (FDA) como suplementos alimentares. O mais utilizado é
6
o 2-etil-hexanoato de estanho, conhecido como octanoato de estanho, SnOct2 9, 34, 35, que,
além de ser aceito pelo FDA para fins alimentícios e médicos, apresenta solubilidade em
solventes orgânicos e monômeros de ésteres cíclicos, facilitando a reação de síntese. 36
Os mecanismos envolvidos na iniciação da reação têm sido sistematicamente
estudados e revisados por Kowalski et al. (2000).37 A etapa de propagação de polimerização
dos sistemas lactídeo/lactona-octanoato de estanho II tem sido atribuída ao mecanismo de
inserção por coordenação com abertura de anel. 38, 39, 9, 36
Também é possível a realização de sínteses por condensação dos hidroxiácidos
correspondentes. No entanto, é muito difícil obter polímeros com alta massa molar e livre de
misturas de cíclicos. 1,2
Uma comparação entre as polimerizações em solução e por suspensão foi realizada por
Slomkowski et al. (1998)1. Os autores encontraram muitas vantagens na polimerização por
suspensão aniônica em relação a em solução. Dentre estas: as taxas de conversão dos
monômeros CL e LL na polimerização em suspensão são de 10 a 20 vezes maior do que para
polimerização em solução; a viscosidade é menor e obtêm-se produtos na forma de partículas
de tamanhos micrométricos; a distribuição estatística das massas molares é mais estreita e os
polímeros obtidos são livres de oligômeros cíclicos.
2.2 Polimerização do l,l-dilactídeo
A ciclo-adição do l,l-dilactídeo pode ser induzida por três tipos de mecanismo de
reação: catiônico, aniônico e inserção por coordenação. Os dois primeiros são considerados
7
alternativos, sendo a inserção por coordenação o método industrial usado para a obtenção do
poli(l,l-dilactídeo).
A polimerização catiônica é menos atrativa, do ponto de vista industrial ou acadêmico,
pois somente ácidos extremamente fortes são capazes de iniciar a polimerização catiônica do
l,l-dilactídeo.9 A reação envolve a substituição nucleofílica em carbono quiral com alto risco
de racemização do produto. A obtenção de polímeros de alta massa molar é difícil e a
polimerização é facilmente terminada por água. 40
O mecanismo de polimerização catiônica, representado na Figura 2.1 9, consiste
numa primeira etapa na protonação do oxigênio exocíclico (-C=O). Como conseqüência, a
ligação Me-C-O-CH adjacente se torna ativada eletrofílicamente. Em uma segunda etapa
(propagação) esta ligação é rompida pelo ataque nucleofílico de um outro monômero
l,l-dilactídeo. Este processo se repete durante toda a etapa de propagação até que um
nucleófilo monofuncional, por exemplo a água, provoque a terminação da cadeia em
crescimento.9, 37, 40
Figura 2.1 Polimerização catiônica do l,l-dilactídeo 9
8
A polimerização aniônica, representada na Figura 2.2 9, é iniciada por alcóxidos de
metais alcalinos (metóxido de potássio).9, 40 Ambas as etapas de iniciação e propagação
consistem em um ataque nucleofílico de um ânion ao carbono da carbonila (C=O) do
l,l-dilactídeo, seguido pela clivagem da ligação CO-O do anel. 41 A polimerização aniônica
não apresenta uma etapa inerente de término; em condições ideais chega-se a polímeros vivos
e à formação de copolímeros em bloco.
CH3
CH3O
O
O O + O OR O CH
O
C
CH3 CH3
C
O
CHO R
Figura 2.2 Polimerização aniônica do l,l- lactídeo 9
Uma das desvantagens da técnica é a possibilidade de ocorrência da desprotonação do
monômero l,l-dilactídeo, gerando um ânion lactídeo planar (Figura 2.3). Devido à planaridade
do ânion, as reações de protonação/desprotonação podem levar também a produto racêmico.
O ânion lactídeo pode também iniciar uma nova cadeia (transferência) gerando como
conseqüência massas molares moderadas ou baixas no produto.
CH3
H3C
O
O
O O
H
RO+ HO R +
CH3
H3C
O
O
O O
Figura 2.3 Desprotonação do l,l- lactídeo formando íon planar 9
9
A polimerização por inserção por coordenação, utilizando como catalisador o 2-etil-
hexanoato de estanho (Sn(Oct)2), é considerada de particular importância por diversos
motivos: (a) permite a união do bloco poli(l,l-dilactídeo) a estruturas pré formadas como, por
exemplo, drogas, sorbitol e manitol, formando copolímeros com diferentes estruturas, (b)
apresenta alta eficiência: quase total conversão do monômero l,l-dilactídeo é alcançada até
mesmo quando a razão monômero/catalisador é alta 104:1, (c) o catalisador Sn(Oct)2 é aceito
pela FDA para fins alimentícios e médicos em muitos países, 35, 36, 42 sendo usado em escala
industrial (ex. Cargill/ DOW e Purac) para a síntese do poli(l,l-dilactídeo) usado para
fabricação de fios de suturas. Além disso, o Sn(Oct)2 apresenta solubilidade em solventes
orgânicos e monômeros de ésteres cíclicos, facilitando a reação36, e apresenta baixo custo
relativo se comparado com outros catalisadores. 35, 37
2.3 Polimerização da εεεε-caprolactona
Os estudos sobre a polimerização por abertura de anel (ciclo-adição) da ε-caprolactona
(CL) foram concentrados principalmente na determinação de estruturas de centros ativos e nas
relações entre as cinéticas de propagação e reações secundárias (como transesterificação inter
ou intramolecular). 1
Assim como o l,l-dilactídeo, a ε-caprolactona pode ser polimerizada por processo
catiônico, aniônico e inserção por coordenação, também chamado de pseudoaniônico. As
estruturas químicas dos centros ativos estão representadas nas Figuras 2.4, 2.5 e 2.6.1
10
-OCCH 2 CH 2 CH 2 CH 2 CH 2 -O O +
O O II
II
O
Figura 2.4 Polimerização catiônica da εεεε-caprolactona 1
O
O II O
- -CCH 2 CH 2 CH 2 CH 2 CH 2 -O
II
Figura 2.5 Polimerização aniônica εεεε-caprolactona 1
O
O
Sn
Oct
Oct
-CCH 2 CH 2 CH 2 CH 2 CH 2 -O
O II
_
II
Figura 2.6 Polimerização por inserção por coordenação da εεεε-caprolactona 1
A etapa inicial da polimerização do ε-caprolactona ocorre mais comumente por
inserção por coordenação, assim como a polimerização do l,l-dilactídeo.43
11
2.4 Características da copolimerização
A síntese de copolímeros é mais favorável do que as misturas mecânicas conhecidas
como blendas, pois além de combinar as propriedades individuais dos polímeros constituintes,
propicia propriedades adicionais ao material por efeito sinergético. A copolimerização gera
macromoléculas capazes de se auto-organizar em geometrias periódicas de longa ordem. A
ligação covalente entre os blocos pode promover a miscibilidade entre as partes não similares,
limitando a separação de fase a dimensões da ordem de 100-400 Angstrons. Essa
característica é muito importante para os materiais usados em engenharia de tecidos chamados
de “scaffolds” (tablados ou suportes). 44
A copolimerização representa uma valiosa estratégia para preparar materiais
poliméricos com propriedades mecânicas e biodegradabilidades finamente ajustadas com a
composição química e cristalinidade. A habilidade de cristalizar dos copolímeros resulta da
preservação da simetria, da tacticidade e do comprimento dos segmentos homogêneos
formados pelas unidades constituintes.
A microestrutura e arquitetura dos copolímeros sintetizados por polimerização por
abertura de anel de ésteres cíclicos resultam de cinéticas e termodinâmica dos sistemas de
polimerização, e estão relacionadas com o meio de reação, catalisador, natureza do co-
iniciador e temperatura, entre os parâmetros mais importantes da polimerização.8, 19, 22, 23, 29, 45,
46, 47, 48, 49, 50
As características mecânicas de um copolímero dependem não só da concentração
relativa e propriedades das unidades repetitivas, mas também da microestrutura. O
conhecimento e o entendimento da dependência do comportamento mecânico do polímero na
12
microestrutura e a influência dos constituintes tornarão possíveis o planejamento de materiais
com combinações de propriedades, especificamente materiais biodegradáveis elastoméricos
ou materiais termoplásticos flexíveis com alta rigidez e resistência à ruptura.
Kloss et al. (2002)51 e Wang et al. (2003) 52 mostraram a correlação entre composição,
microestrutura e biodegradabilidade para uma série de poli(éster-uretano) contendo diferentes
segmentos de poli(ε-caprolactona). Em relação ao comportamento térmico, foi observado que
o aumento na proporção do segmento rígido (poliuretano) acarretou o aumento nos valores da
temperatura de transição vítrea (Tg) dos polímeros devido ao aumento nas interações
hidrogênio. Esse efeito foi mais pronunciado na série de poli(éster-uretano) linear, sendo esse
fato atribuído ao maior empacotamento das cadeias lineares em relação às reticuladas, com
extensores de cadeia cíclicos, os quais introduzem maior volume livre.
A diversidade de monômeros ésteres cíclicos existentes, (d,l e l,l-dilactídeo,
Y = 75,16733 + 1265,65071 * X ------------------------------------------------------------ R SD N P ------------------------------------------------------------ 0,96106 1,05229 6 0,00225 ------------------------------------------------------------ ηesp red
Y = 74,95189 -1290,96706 * X ------------------------------------------------------------ R SD N P ------------------------------------------------------------ -0,97812 0,79394 6 7,12922E-4 ------------------------------------------------------------
ηη ηη
iner
ηη ηη
esp
red
Concentração do polímero (g/ml)
ηηηηiner
ηηηηesp red
Figura 3.2 Viscosidade inerente e Viscosidade específica reduzida em função da
concentração da solução de PCL em acetato de etila, para o PCL sintetizado com
0,70%m de SnOct2.
As viscosidades intrínsecas foram obtidas pelas extrapolações das viscosidades
inerente e específica reduzida das soluções poliméricas para a concentração zero (interseção
das duas retas), e as massas molares de cada amostra foram determinadas usando equação de
Mark-Houwink.
Para a amostra PCL com 0,70%m de SnOct2 a [η] é igual a 75,0596 mL/g (obtida no
gráfico da Figura 3.2, interseção das duas retas), portanto, a massa molar calculada por
viscosimetria capilar será:
M =( [η] / K ) 1/a
M = (75,0596/ 180. 10-3) 1/0,52 = 109.325 g/mol
44
3.3.2.2 Cromatografia de permeação em gel (GPC)
A Cromatografia de Permeação em Gel (GPC), também chamada de Cromatografia de
Exclusão por Tamanho (SEC), é uma técnica de fracionamento das cadeias poliméricas de um
polímero, com relação ao volume hidrodinâmico que cada uma delas ocupa em solução.
O princípio de fracionamento da GPC envolve a separação do polímero a ser analisado em um
número muito grande de frações com diferentes massas molares. Essa separação ocorre
quando uma solução do polímero é bombeada de uma coluna recheada com um gel poroso.
Este gel, normalmente esferas de poliestireno tendo o divinil-benzeno como ligações
cruzadas, possui uma porosidade de dimensões conhecidas, permitindo às cadeias poliméricas
entrarem nos poros, excluindo as cadeias maiores que então contornam as partículas. Ao
penetrarem nestes poros, as cadeias menores percorrem um caminho maior que as cadeias
maiores atrasando-se em relação a estas. Ao final da coluna de separação, cadeias de massa
molecular maior serão eluídas primeiro, sendo seguidas pelas cadeias menores.109
As massas molares dos homopolímeros e copolímeros sintetizados e sua dispersão
foram determinadas utilizando-se um cromatógrafo líquido Agilent 1100 equipado com
colunas de Plgel Mixed C + Mixed B (em série) e detector de índice de refração diferencial,
usando o THF como eluente, temperatura de 40oC, com fluxo de 1 mL/min e o volume
injetado foi de 50 µL. O poliestireno com distribuição de massa molecular uniforme foi
usado como padrão de referência para os valores das massas molares obtidos.
3.3.2.3 Ressonância magnética nuclear (RMN de 13C)
"A técnica RMN aproveita a propriedade de alguns núcleos apresentarem momentos
magnéticos não nulos. Se um núcleo é submetido a um forte campo magnético, o seu
45
momento magnético, µ, tende a se alinhar com o campo, o que é acompanhado de mudanças
energéticas. Para detectar o desdobramento de energia, deve ser aplicada uma radiação
eletromagnética de freqüência νo, ocorrendo assim uma absorção de energia que é o fenômeno
de ressonância. Fazendo uma varredura na freqüência da radiação eletromagnética, aparecerão
transições em freqüências definidas (ressonâncias).” 110
A técnica de ressonância magnética nuclear 13C-RMN foi utilizada para caracterização
qualitativa do copolímero (composição monomérica). Por meio da técnica 13C-RMN foi
possível confirmar a estrutura do copolímero e o tipo de copolímero formado. Os espectros
13C NMR foram obtidos usando um espectrômetro de ressonância magnética nuclear Bruker
AC 200 a 50MHz. O clorofórmio deuterado foi utilizado como solvente e o tetrametilsilano
(TMS) como referência de deslocamento químico.
3.3.2.4 Difração de raios X em altos ângulos (WAXS)
As análises de difratometria de raios X dos homopolímeros PLL e PCL e dos
copolímeros Co10 ao Co90 sintetizados foram realizadas no difratômetro de Raios X Iso-
Debyeflex 1001 da Seifert & Co (40 Kv, 30 mA), enquanto as dos copolímeros Co05, Co15 e
Co25 foram realizadas no difratômetro de Raios X da SIEMENS D 5000 (20 kV, 5 mA), por
questão de disponibilidade de equipamento. Foi utilizada radiação Cu Kα (1,542 Ângstrons),
filtro de Ni, ângulos de difração (2θ) variando de 5o a 70o, taxa de varredura de 1,5 o / min.
Os graus de cristalinidade dos homo e copolímeros sintetizados foram calculados do
ajuste de curvas dos picos das curvas de difração de raios X. As áreas dos picos de difração
foram integradas.
46
3.3.2.5 Análise térmica dinâmico-mecânica (DMTA)
Na análise térmica dinâmico-mecânica (DMTA), a amostra é submetida a uma
deformação mecânica senoidal de freqüência f, e os correspondentes módulos de
armazenamento (proporcional à energia estocada elasticamente - reversível) e de perda
(proporcional à energia perdida na forma de calor - irreversível) são monitorados em função
da temperatura.111 Assim, são obtidas informações importantes a respeito do comportamento
viscoelástico do material, um fator crucial para determinação de sua aplicabilidade.
Variações no material em função da temperatura, como transição vítrea, Tg, fusão
cristalina, Tm, e cristalização, Tc, bem como variações químicas (cura do material) podem ser
também monitoradas por DMTA. As temperaturas de transições vítreas e fusões cristalinas
são geralmente caracterizadas por uma redução brusca no módulo de armazenamento do
material enquanto a cristalização é caracterizada por aumento no módulo de armazenamento.
As análises térmicas dinâmico-mecânicas (DMTA) das amostras foram realizadas em
um equipamento DMTA, modelo VI da Rheometric Scientific, e os módulos de
armazenamento e de perda foram monitorados em função da temperatura.
As amostras, em formato de barras retangulares de 23 mm x 8 mm e 2 mm de
espessura, foram cortadas de corpos sólidos obtidos da prensagem dos homopolímeros e
copolímeros sintetizados ou da fusão destes em estufa. A faixa de temperatura de ensaio
variou conforme a composição do copolímero: de -100°C a +150°C para os copolímeros com
50 a 90% em massa de LL na alimentação, de –100°C a +100°C para os copolímeros com 30
a 40% em massa de LL e –100°C a +50°C para os copolímeros com 05 a 25% em massa de
LL; à taxa de aquecimento de 2 ºC/min, limite de deformação de 0,1% e freqüência de 1 Hz.
onde, ∆∆∆∆Hm é a entalpia de fusão dos homopolímeros e seus copolímeros (J/g); 93 é a entalpia
de fusão (J/g) do PLL 100% cristalino (FICHER et al. apud TSUJI,1998 122) 1, 142 é a
1 FISCHER E.W.; STERZEL, H.J.; WERNER, G. Investigation of the Strusture of Solution Grown Crystals of Lactide Copolymers by Means Chemicals Reactions. KOLLOID-Z.u.Z Polymere, 251, p.980-990, 1973.
Amostras
Tg
(°C)
Tm / Tc
(ºC)
∆∆∆∆Hm
(J/g)
Cristalinidade
% (DSC)a
Cristalinidade
% (R-X)b
PCL - 65,5 102,40 72 39
Co-05 - 59,70 87,50 63 35
Co-10 - 55,40 83,40 60 33
Co-15 - 52,70 56,10 43 22
Co-20 -33,00 46,00 46,30 37 25
Co-25 -29,60 39,60 25,00 20 11
Co-30 -30,70 38,00 23,50 19 13
Co-35 -29,40 35,40 15,60 14 15
Co-40 -28,10 102,60 13,50 12 15
Co-50 -12,90 130,80 27,00 26 28
Co-60 -10,70 141,60 23,00 23 33
Co-70 43,50 150,30 / 88,60 20,70 21 37
Co-80 58,80 156,50 / 97,40 37,30 40 29
Co-90 52,20 164,00 / 103,10 44,60 48 37
PLL 62,60 166,90 /107,20 50,20 54 37
106
entalpia de fusão (J/g) do PCL 100% cristalino (CRESCENZI et al. apud TSUJI,1998 122) 2 ,
e concm PLL e concm PCL são, respectivamente, as concentrações mássicas (%) do PLL e do
PCL no copolímero.
A morfologia dos copolímeros se altera gradualmente com o aumento da concentração
de PLL na composição do copolímero. O PLL é rígido e frágil e o PCL é mais dúctil.
Os copolímeros possuem propriedades mecânicas intermediárias às propriedades do PLL e
PCL.
Os graus de cristalinidade dos copolímeros, determinado por DSC, apresentaram a
mesma tendência observada para os graus de cristalinidade determinados por difração de raios
X. O grau de cristalinidade dos copolímeros diminuiu na medida em que a quantidade de LL
no copolímero aumentou. Nos copolímeros com baixa concentração de PLL, as cadeias de
PLL são muito pequenas para cristalizar e impedem a cristalização do PCL. Essa redução de
cristalinidade ocorreu até as composições próximas a equimolar no copolímero (Co30 ao
Co40), voltando a aumentar nos copolímeros com concentrações mais altas de PLL.
Devido à alta cristalinidade do PCL, as Tg dos copolímeros com concentrações mais
altas de PCL (PCL, Co05, Co10, Co15) não foram observadas. Somente para as amostras a
partir do Co20 as Tg dos copolímeros foram detectadas e as Tm foram deslocadas para
temperaturas menores. Os valores de ∆Hm também foram menores nos copolímeros com
concentração de até 40% de l,l-dilactídeo (Co40). Provavelmente, a introdução do bloco PLL
no copolímero interferiu negativamente nas condições para a cristalização do PCL, resultando
2 CRESCENZI, V.; MANZINI, G.; GALZOLARI, G.; BORRI, C. European Polymer Journal, 8, p.449, 1972.
107
na redução da entalpia de fusão. Mas com o aumento da adição de PLL este deslocamento foi
invertido para altas temperaturas, como podem ser observadas nas amostras Co50 a Co90.
Os copolímeros adquirem mais características do PLL nas amostras Co40 a Co90,
cujas concentrações mássicas no copolímero são maiores do que 60 % de PLL. Anteriormente
foi observado que os copolímeros Co40 ao Co90 apresentaram maiores graus de cristalinidade
devido ao aumento do comprimento das seqüências LL (Figura 4.25) justificando assim a
similaridade das características desses copolímeros com o PLL. Nesses copolímeros a matriz
PCL se torna amorfa em relação à fase dominante do PLL, pois os comprimentos de
seqüências CL diminuem sensivelmente. Portanto, a composição influencia diretamente na
cristalinidade e na temperatura de fusão dos copolímeros.
4.3.6 Avaliação da biodegradabilidade dos copolímeros Co10, Co20, Co40, Co50, Co60
e Co90
O teste de Sturm de biodegradabilidade foi realizado de acordo com a norma IBAMA
E.1.1.2-1988110. Nos primeiros testes para os copolímeros Co10, Co50 e Co90 foram
observadas baixas porcentagens de degradação em 28 dias, respectivamente, 3,10%, 2,8% e
2,50% de degradação, em relação à quantidade de CO2 desprendido.
Na Figura 4.50 é apresentada uma comparação da degradação dos copolímeros Co10,
Co50 e Co90 em relação ao padrão de glicose utilizado.
108
0 100 200 300 400 500 600 700
0
10
20
30
40
50
60
70
80
Deg
rad
ação
(%
CO
2)
tempo (h)
Padrão
Co10
Co50
Co90
Figura 4.50 Degradação dos copolímeros Co10, Co50, Co90 e padrão de glicose (% CO2
desprendido)
No teste comparativo de biodegradação entre os copolímeros selecionados, Co10,
Co20, Co40, Co50, Co60 e Co90, foi observada uma variação na porcentagem de degradação
de 4,1% (Co90) a 20,10% (Co40) em 17 dias, em relação à quantidade de CO2 desprendido.
Na Tabela 4.11 são apresentados os resultados do Teste de Sturm, segundo a norma
IBAMA E.1.1.2-1988, dos copolímeros Co10, Co20, Co40, Co50, Co60, Co90 e do padrão
de glicose.
109
Tabela 4.11 Resultados do Teste de Sturm, segundo a norma IBAMA E.1.1.2-1988, dos
copolímeros Co10, Co20, Co40, Co50, Co60, Co90 e padrão de glicose
Tempo (h)
Padrão % CO2
Co10 % CO2
Co20 % CO2
C040 % CO2
C050 % CO2
Co60 % CO2
Co90 % CO2
24 0 0,3 1 3,8 1,2 0 0
48 23,8 0,3 1,9 7,7 1,2 0 0
72 52,7 2,9 2,8 11 1,2 0 0
144 58,6 2,9 4,9 13,3 1,5 1,1 0,3
168 63,3 4,4 4,9 13,3 1,5 1,9 2,2
264 67,9 9,6 4,9 14,9 2,5 5,1 2,4
408 80,7 14,7 9 20,1 6 7,3 4,1
Na Figura 4.51 pode ser observada a degradação dos copolímeros em função do
tempo; e na Figura 4.52, a correlação entre a cristalinidade do copolímero e a
biodegradabilidade.
0 50 100 150 200 250 300 350 400
0
10
20
30
40
50
60
70
80
Deg
rad
ação
(%
CO
2)
tempo (h)
Padrão
Co10
Co20
Co40
Co50
Co60
Co90
Figura 4.51 Degradação (%CO2) dos copolímeros em função do tempo
110
10 15 20 25 30 35 40
0
5
10
15
20
25
30
Co90Co50
Co20
Co40
Co60
Co10
Deg
rad
ação
(%
CO
2)
Cristalinidade (%)
Figura 4.52 Correlação entre a cristalinidade dos copolímeros e biodegradabilidade
Os resultados não mostraram correlação direta do grau de degradação dos copolímeros
com a composição dos mesmos, mas observa-se que o copolímero mais próximo da
composição equimolar (Co40) apresentou maior percentual de degradação em relação aos
demais copolímeros avaliados. O copolímero mais próximo da composição equimolar é o que
tem menor grau de cristalinidade dentre os demais copolímeros testados. A degradação nos
primeiros 03 (três) dias também foi mais acelerada para o copolímero de menor grau de
cristalinidade. Estes resultados são compatíveis com o fato de que, quanto maior a
cristalinidade do material menos acessível este se torna às enzimas microbianas que realizam
a sua depolimerização.
A disponibilidade de polímeros com diferentes graus de degradação é desejável e
importante, pois nem sempre a degradação mais rápida é a mais adequada para determinados
tipos de aplicação do material. Para a aplicação do polímero em embalagens é desejável uma
111
degradação mais rápida quando disposto em solo, após o seu uso; enquanto que para a
aplicação médica a degradação tem que ser controlada de acordo com os propósitos.
Degradações mais rápidas podem ser conseguidas com os copolímeros com composições
aproximadas da equimolar. As propriedades térmicas e mecânicas do polímero, aliadas à
propriedade de degradação, devem ser controladas tanto para aplicações em embalagens como
para aplicações médicas.
112
5 CONCLUSÕES
� Na síntese dos homopolímeros, a ε-caprolactona (CL) foi menos reativa do que o
l,l-dilactídeo (LL) em concentrações mais baixas do iniciador octanoato de estanho
(0,30% e 0,50%) e em tempos de reação menores que 3 horas. Os melhores rendimentos
da reação e as maiores massas molares em ambos homopolímeros, PLL e PCL, foram
alcançadas com o uso de 0,70% de iniciador SnOct2 e 3 horas de reação a 120 oC ± 2 oC.
� Copolímeros do l,l-dilactídeo (LL) e da ε-caprolactona com uma extensa faixa de
composição podem ser sintetizados por polimerização em massa sob condições brandas,
temperatura de 120 oC ± 2 oC e 03 (três) horas de reação, usando o octanoato de estanho
como iniciador.
� A conversão dos monômeros diminuiu com o aumento do LL até a proporção de 50% na
alimentação, e então aumentou. Para os homopolímeros e copolímeros contendo de 60 a
90% de LL foram obtidas taxas de conversão entre 70 e 80%.
� A predominância de incorporação da lactidila (-LL) no copolímero foi observada em todas
as reações, indicando que a probabilidade de adição da caproíla (-CL) no final da cadeia
lactidila é baixa e, a probabilidade de adição do LL no final da cadeia caproíla é alta,
concordando com Bero et al 18.
� Ausência de transesterificação e a natureza estatística dos copolímeros foram observadas
pelas análises dos comprimentos dos segmentos usando espectroscopia 13C-RMN.
� Os homopolímeros e copolímeros sintetizados apresentaram moderada dispersividade
(1,50) e massas molares ( M w) de 19.800 a 106.500 g/mol para os copolímeros, de
113
103.000 g/mol para o PCL e 21.700 g/mol para o PLL (o último foi determinado por
viscosimetria capilar em clorofórmio).
� Os copolímeros apresentaram propriedades mecânicas variando do flexível ao rígido
termoplástico.
� As propriedades dinâmico-mecânicas são fortemente dependentes da estrutura cristalina e
do grau de cristalinidade, enquanto a estabilidade térmica aumenta com a quantidade do
segmento PLL no copolímero.
� As temperaturas de fusão cristalina (Tm) dos copolímeros Co05 ao Co35 diminuíram com
o aumento da quantidade de LL, enquanto as Tm do Co40 ao Co90 foram intermediárias às
Tm do PLL e PCL.
� Os copolímeros com composição molar acima de 50% de PLL (Co 40 a Co90)
apresentaram características mais acentuadas do PLL, com comprimentos de seqüências
LL e graus de cristalinidade maiores.
� Os copolímeros com composição próxima a equimolar (Co30 ao Co40) apresentaram
cristalinidade baixa e, conseqüentemente, maior taxa de degradação, 20% em 408 h para
o Co40.
� Além dos usos nobres que estão sendo pesquisados no campo da medicina e engenharia de
tecidos, os materiais sintetizados neste trabalho podem ser utilizados para fabricação de
embalagens biodegradáveis flexíveis e rígidas.
114
SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
1. Verificar e viabilizar a possibilidade de uso dos copolímeros sintetizados neste
trabalho em embalagens flexíveis e rígidas, fazendo uso das suas propriedades de
barreira ao aroma, sabor, gases e biodegradabilidade.
2. Estudar detalhadamente a degradação e estabilização dos polímeros sintetizados.
3. Estudar as demais propriedades mecânicas aplicáveis a esses polímeros.
4. Verificar a aplicabilidade desses polímeros no campo médico e odontológico, como
matrizes de encapsulação de drogas, como reposição temporária de ossos e/ou
elementos de fixação.
5. Estudar a resistência dos polímeros sintetizados à radiação ou a outras formas de
esterilização.
6. Estudar o uso da radiação para modificar as propriedades térmicas e mecânicas dos
polímeros sintetizados.
115
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