Учебная книга: Биокерамика на основе фосфатов кальция

Главная Учебники - Разные Лекции (разные) - часть 31

Учебная книга: Биокерамика на основе фосфатов кальция

Российская академия наук

Институт физико-химических проблем керамических материалов

С.М. Баринов, В.С. Комлев

Биокерамика на основе фосфатов кальция

Москва, 2005

Аннотация

Баринов С.М., Комлев В.С. Биокерамика на основе фосфатов кальция. - М.: Наука, 2005. - с. - ISBN 5-02-033724-2 (в обл.).

Книга посвящена химии, технологии, исследованиям структуры и свойств материалов медицинского назначения на основе фосфатов кальция. Для реконструкции дефектов, возникающих в результате травм, заболеваний, операционного вмешательства в костной хирургии и стоматологии, до недавнего времени использовали только ауто- или аллотрансплантаты. В последние годы усилия исследователей при замещении костных дефектов направлены на создание синтетических материалов, наиболее перспективные из которых - материалы на основе фосфатов кальция. Порошки, гранулы, самотвердеющие цементы, керамика, покрытия из фосфатов кальция уже широко применяются в медицинской практике.

Для специалистов в области неорганической химии, медицинского материаловедения, биохимии и биомеханики, практической медицины, студентов, аспирантов.

Barinov S.M., Komlev V.S. Calcium phosphate based bioceramics. - M.: Science, 2005. -

Chemistry, technology, and results of structural study and properties evaluation of biomedical calcium phosphate base materials are discussed. To reconstruct defects due to diseases, trauma events and post-surgery, the allo- and autografting techniques have recently been applied. At present, attempts are directed towards the development and application of synthetic grafting materials, the most prospective of those being calcium phosphate materials. Powders, granules, self-setting cements, ceramics, and coatings are now widely used in medicine.

For specialists dealing in the fields of inorganic chemistry, medicine materials science, biochemistry and biomechanics, practical medicine, and also for high-school students and post-graduated students.

Оглавление

предисловие

Введение

1. Биологическая костная ткань: состав, строение, свойства

2. Ортофосфаты кальция

2.1 Структура ортофосфатов кальция

2.2 Изоморфные замещения

3. Синтез и спекание порошков ортофосфатов кальция

3.1 Синтез ортофосфатов кальция

3.2 Термическая стабильность и особенности спекания фосфатно-кальциевой керамики

4. Материалы на основе фосфатов кальция

4.1 Гранулы

4.2 керамика

4.3 Композиционные материалы

4.4 Фосфатно-кальциевые цементы

4.5 Покрытия

5. Некоторые аспекты взаимодействия фосфатов кальция с физиологической средой

Заключение

литература

Предисловие

В последние годы значительное внимание уделяется созданию керамических материалов медицинского назначения, предназначенных для использования при реконструкции дефектов костных тканей, образующихся в результате патологических изменений в организме, обширных хирургических вмешательств или травм. Использование материалов на основе фосфатов кальция, характеризующиеся биологической совместимостью с тканями организма и активностью по отношению к соединению с костной тканью и формированию новой костной ткани, предоставляет уникальные возможности в этом направлении. Разработано и изучено много вариантов использования керамических материалов в организме: от спеченных имплантатов, несущих физиологические нагрузки, до цементов, применяемых для пластики костных дефектов, керамических средств локализованной и пролонгированной доставки лекарственных препаратов в организм, биоактивных покрытий, обеспечивающих интеграцию имплантата с костной тканью, и пористых матриксов для клеточных технологий реконструкции костных тканей. Проблема керамики в медицине - междисциплинарная. В предлагаемой вниманию читателей книге рассмотрены, главным образом, аспекты химии и химической технологии материалов на основе ортофосфатов кальция; приводятся также результаты исследований, позволяющие сделать определенные выводы о перспективности тех или иных материалов и технологий. Книга имеет концептуальный характер, в ней изложены не только результаты собственных исследований авторов, но и сделана попытка обобщения и систематизации существующих в мировой литературе данных. Книга может представлять несомненный интерес для специалистов в области неорганической химии, керамической технологии, медицинского материаловедения и ученых, занятых в смежных областях - биологии, медицине.

Введе ние

Миллионы людей подвержены поражениям костных тканей в результате патологических заболеваний, таких как остеомиелит, остеосаркома, остеопороз, или травм. Современное состояние хирургии, например в онкологии, позволяет спасти жизнь многим пациентам за счет новой техники расширенных хирургических вмешательств, которые, однако, приводят к значительным послеоперационным костным дефектам. С античных времен медики ищут способы реконструкции костных тканей посредством замещения дефекта имплантатом для обеспечения возможности нормального функционирования поврежденного органа, например, нести физиологические нагрузки. Проблема состоит в материале для имплантата. В идеальном случае материал должен быть биологически совместимым с тканью, то есть вызывать адекватный отклик со стороны организма, не быть токсичным, не вызывать отрицательных иммунных и других реакций со стороны организма, не отторгаться организмом как инородное тело, и быть биологически активным , то есть образовывать непосредственную связь с биологической системой с образованием на нем или замещением его костной тканью и, желательно, индуцировать процессы образования костной ткани. Имплантат должен сохранять свои функциональные качества в течение определенного периода времени, не изменяя существенно свою структуру и механические свойства.

Многие материалы были опробованы для этой цели. Изначально предпочтение отдавалось биологически инертным , то есть не токсичным и устойчивым к биохимическим воздействиям организма материалам: коррозионно-стойким металлам (титан и его сплавы, нержавеющая сталь и др.), керамике (корундовая, диоксид-циркониевая керамика) и пластмассам (полиметилметакрилат, высокомолекулярный полиэтилен). Однако биоинертные материалы нашли лишь ограниченное применение в реконструктивно-восстановительной хирургии из-за неизбежных реакций отторжения. Возможно, наиболее распространенная конструкция из биоинертных материалов это эндопротез тазобедренного сустава. Способность его деталей к интеграции с костной тканью может быть достигнута нанесением биоактивных покрытий.

Для замещения костных дефектов используют термически обработанные для удаления органической составляющей алло - или аутографты. Первые представляют собой «мертвую» костную ткань донора, вторые – костную ткань самого пациента. Применение для имплантации аллографтов связано с опасностью инфицирования, отрицательных иммунных реакций, неконтролируемой резорбируемостью имплантата. Использование же аутографтов связано с необходимостью вторичных хирургических вмешательств для извлечения участка здоровой кости, что может быть проблематично для здоровья пациента и практически нереально в случае необходимости замещения объемных дефектов. Долгое время существовало мнение, что полной биологической совместимостью обладают только аутогенные ткани. Тем не менее, усилия исследователей были направлены на создание синтетических материалов, которые воспринимались бы организмом почти как аутогенная ткань.

Значительный прогресс достигнут при использовании биологически активных материалов на основе веществ, изначально близких по химическому и фазовому составу к костной ткани, либо способных к образованию таких веществ на своей поверхности в результате биомиметических процессов взаимодействия с окружающими тканями и жидкостями организма. К первой группе биоактивных материалов для костной имплантации относятся некоторые ортофосфаты кальция, структура, технология и свойства которых изучаются в течение многих лет [1-15], а также являются предметом интенсивных исследований в настоящее время, некоторые результаты которых рассмотрены в настоящей книге. Принципиально другой класс биоактивных материалов - это биостекла и биоситаллы [6,16-19].

Под понятием биологическая активность подразумевается способность синтетического материала активно взаимодействовать с окружающими тканями с образованием непосредственной связи с ними, проявляя остеокондуктивность и (или) остеоиндуктивность. Остеокондуктивность - это способность материала к адгезии и связыванию остеогенных клеток, обеспечению биологических потоков, неоваскуляризации, и поддержанию процессов пролиферации и дифференцировки клеток из окружающей живой ткани, с образованием непосредственной связи с костной тканью или быть постепенно замещаемым новообразующейся тканью, тогда как остеоиндуктивность - это способность материала индуцировать дифференцировку клеток в остеообразующие (хондроциты, остеобласты) из окружающих некостных тканей на его поверхности [20]. Возможно сочетание остеокондуктивного и остеоиндуктивного поведения, если материал оказывает влияние на функции клеток, например усиливая эффективность дифференцировки мезенхимальных стволовых клеток в остеообразующие при культивировании первых на биоактивном материале.

Однако возможности непосредственного имплантирования конструкции, изготовленной из биоактивного керамического материала, для реконструкции органа с поврежденной костной тканью весьма ограничены. Причина состоит в низких показателях механической прочности, в том числе усталостной, и трещиностойкости биокерамики, биостекол и биоситаллов, которые существенно, в 10-100 раз ниже, чем у естественной костной ткани [21]. Особенно важное значение имеет рассогласование модулей упругости керамики и костной ткани. Для нормального функционирования кости опорно-двигательного аппарата необходимы физиологические нагрузки, экранирование которых материалом с более высоким модулем упругости (керамика) может привести к деградации костной ткани. Поэтому керамические имплантаты могут быть использованы только для не несущих значительные физиологические нагрузки органов, и с определенной степенью риска. При этом необходимо учитывать влияние среды организма, ускоряющие процессы разрушения материала (диссоциативная хемосорбция и другие механизмы так называемой "коррозии под напряжением") [21-24].

Революцией в реконструктивно-восстановительной костной хирургии можно считать разработку принципиально нового метода, названного инженерией костной ткани (bonetissueengineering), который мог бы представляться фантастическим всего лишь десятилетие назад [20,26,27]. Согласно этому методу, организм сам может восстанавливать поврежденную ткань, если для этого созданы надлежащие условия, а именно если имеется матрикс соответствующей архитектуры, на котором происходит наращивание ткани, и необходимые стимулы для остеогенеза. Более детально, метод инженерии костной ткани состоит в культивировании стромальных стволовых клеток пациента и определенных биомолекул в биологически совместимом с организмом, остеокондуктивном пористом матриксе. Затем такой имплантат помещается в дефект кости. В результат пролиферации и дифференцировки стромальных клеток происходит формирование новой костной ткани в поровом пространстве матрикса в соответствии с заложенной генетической информацией. Естественно, что должны использоваться стволовые клетки самого пациента, обладающие достаточно высокой активностью к пролиферации и дифференцировке в остеообразующие клетки. В матрикс могут вводиться также морфогенетические, придающие свойства остеоиндуктивности, и другие протеины, факторы роста, белки (коллаген), лекарственные препараты.

Можно представить себе следующую ситуацию, схематически представленную на рис.1 [20]. С помощью томографа и компьютерного моделирования производится проектирование трехмерной архитектуры матрикса с учетом всех анатомических особенностей (строение кости, расположение кровеносных сосудов, нервных окончаний и т.д.). Матрикс может быть изготовлен различными методами, например стерео литографией или шликерным литьем керамической суспензии с последующим спеканием. В матриксе культивируют стромальные стволовые клетки пациента и такую композиционную конструкцию выдерживают в специальном реакторе с добавлением протеинов, факторов роста и дифференцировки, и других необходимых для жизнедеятельности клеток препаратов. Затем эта «живая» конструкция имплантируется пациенту, причем она обладает способностью адаптироваться к динамически изменяющимся физиологическим условиям в организме и эволюционировать во времени таким же образом, как это делала бы собственная костная ткань пациента.

Проблема имеет интердисциплинарный характер, но ключевым моментом для развития технологии является создание материала, который должен удовлетворять определенным требованиям. Помимо того, что материал должен быть биосовместимым и биоактивным, обладая заданной кинетикой биорезорбции в организме и постепенно замещаясь костной тканью, он должен быть также достаточно технологичным, чтобы из материала можно было изготовить требуемую по форме, размерам и структуре конструкцию для имплантации. Конечно, материал должен быть достаточно прочным, чтобы орган мог выдерживать без разрушения физиологические нагрузки в переходный период.

Многие материалы были опробованы для изготовления матриксов, наиболее перспективными представляются некоторые полимеры, кальций-фосфатная керамика и биостекла. Несмотря на значительные преимущества по технологичности и механическим свойствам, биосовместимые полимеры обладают существенным недостатком из-за возможной токсичности продуктов их деструкции, либо несовместимой с процессом остеогенеза кинетикой резорбции. Поэтому значительные усилия исследователей направлены на разработку керамических матриксов. Идеальным для этой цели представляется использование апатитовой кальций-фосфатной керамики, поскольку минеральная составляющая костной ткани представлена, в основном, гидроксиапатитом кальция. Керамика должна иметь достаточно большую открытую пористость, поры должны быть взаимосвязанными для обеспечения биологических потоков и достаточно крупными – для обеспечения жизнедеятельности остеобластов, строящих костную ткань. Полагают, что минимальный размер открытых пор должен быть порядка 150 мкм. Керамика должна быть достаточно прочной, способной выдерживать нагрузки в период процесса формирования новой костной ткани, и медленно резорбируемой во времени, сохраняя свою структур и свойства, по крайней мере в течение 2-3 месяцев периода имплантирования. Она должна активно адсорбировать протеины из плазмы крови, для чего желательно наличие тонких пор и шероховатость поверхности. Такой керамический матрикс может быть пропитан лекарственными препаратами для локальной и пролонгированной их администрации в окружающие ткани, например для подавления инфекций, которые могут быть занесены при манипулировании.

Технология керамических материалов включает операции формования из керамической массы так называемой сырой заготовки и последующее спекание. Спеченным керамическим блокам подчас трудно придать необходимую форму и точно подогнать по размерам к заполняемому дефекту кости, имеющиеся зазоры на границе раздела керамика-кость усложняют процесс интеграции. Решение проблемы найдено посредством применения костных цементов, схватывающихся и твердеющих in situ при заполнении дефекта. Для пластики костных тканей и в стоматологии широко применяют кальций-фосфатные цементы. Схватывание в таких системах может быть основано на двух типах взаимодействий. Первое - это химическая реакция относительно основного ортофосфата с относительно кислым с образованием в результате нейтрального ортофосфата (рН = 7), в частности гидроксиапатита. Второй тип взаимодействий основан на гидратации, например бета-модификации трехкальциевого фосфата с образованием гидроксиапатита [28].

Гидроксиапатит (ГА) - наиболее устойчивый к резорбции внеклеточными жидкостями организма ортофосфат кальция - является основной минеральной составляющей костной ткани, зубной эмали и дентина. ГА играет важнейшую роль во многих физиологических процессах, происходящих в организме человека [28,29]. Перенасыщенность биологических жидкостей организма ионами кальция и фосфат-ионами обеспечивает протекание процессов минерализации. В частности, слюна обладает минерализующими свойствами, защищая зубы при патологических процессах. ГА является кальцификатом, развитие которого может приводить к поражению сердечного клапана и сосудов [31]. Полагают, что механизмы минерализации сердечного клапана аналогичны таковым для костной ткани; образование и рост кристаллов ГА происходит из крови под матричным контролем коллагена, к которому ГА имеет кристаллографическое соответствие [31]. Депо кальция и фосфора в организме, образующееся за счет костного скелета, является главным фактором процессов минерализации и естественных процессов остеогенеза [29]. Естественно поэтому внимание к ГА и другим ортофосфатам кальция как к потенциально наиболее биологически совместимым и активным материалам.

Первое исследование по применению фосфата кальция (трехкальциевый фосфат) in vivo относят к 1920 г. [32]. В последующие годы были изучены различные ортофосфаты [33], в том числе ГА [34]. Значительный вклад в науку о фосфатах кальция внесли отечественные ученые, особенно школы Института общей и неорганической химии им. Н.С.Курнакова РАН (И.В.Тананаев, В.П.Орловский), Московского Государственного университета им. М.В.Ломоносова (Ю.Д.Третьяков, И.В.Мелихов, Б.И.Лазоряк), Российского химико-технологического университета им. Д.И.Менделеева (П.Д.Саркисов, Н.Ю.Михайленко, Е.С. Лукин, А.С. Власов).

Интенсивные исследований в области биологического поведения ГА и других ортофосфатов начаты лишь в 70-х годах 20 в. [35-37]. Х.Аоки с сотр.[35] и М.Ярчо с сотр. [36] доказали биосовместимость ГА в экспериментах in vivo . Это стимулировало исследования взаимодействия фосфатной керамики с тканями и жидкостями организма для установления механизмов остеокондуктивности. Важным является открытие Т.Кокубо роли свободных радикалов на поверхности для процесса осаждения апатитоподобных фаз из внеклеточных жидкостей организма [38]. Примерно одновременно Берченко Г.Н с соавт. [39] и Х.Огуши с соавт. [40] открыли эффект положительного влияния клеток костного мозга на биоактивность ГА-имплантатов и выдвинули гипотезу о возможности управления процессом остеогенеза. Данное открытие привело к концептуальному изменению подхода к проблеме замещения и восстановления поврежденной костной ткани, к клеточным технологиям - инженерии костной ткани. В то же время не прекращаются исследования в области совершенствования составов и технологии керамики с целью регулирования ее химических (кинетика растворения) и механических (несущая способность имплантируемой конструкции) свойств, микроструктуры (требуемая пористость для обеспечения биологических потоков) и биологического поведения (взаимодействие с протеинами и клетками). Созданы разнообразные композиционные материалы на основе ГА, в том числе с биополимерами [41,42]. Параллельно разрабатывается цементная технология заполнения дефектов костной ткани и создаются неформованные, твердеющие in situ цементные материалы на основе ортофосфатов. Разрабатываются керамические материалы, предназначенные для локальной и пролонгированной администрации лекарственных препаратов в организм человека, что необходимо в случае терапии таких заболеваний, как остеомиелит. В настоящее время материалы на основе ГА и других ортофосфатов кальция находят широкое применение в медицинской практике: в стоматологии, травматологии и ортопедии [43-46]. Разработка новых медицинских клеточных технологий инженерии костной ткани представляет собой, по-видимому, самое перспективное и актуальное направление, особенно в связи с необходимостью реабилитации больных после расширенных хирургических вмешательств, например в онкологии.

Вопросы риска, связанного с использованием клеточных технологий инженерии костных тканей, обсуждались на специальном заседании Комитета Европейской Комиссии [47]. В заключительном документе Комитета отмечено, что потенциальный риск таких технологий достаточно низок, ниже, чем например ксенотрансплантации, поскольку источником биологического материала является сам пациент. Существует опасность внесения инфекции при манипулировании, как, впрочем, и при других хирургических вмешательствах, остаются невыясненными некоторые биологические последствия взаимодействия клеточных культур с материалом матрикса. Последнее, в случае описанной керамики, вряд ли приведет к существенным отрицательным последствиям, поскольку гидроксиапатит и материалы на его основе широко применяются без противопоказаний в клинической практике в течение более двух десятилетий. Более детально ознакомиться с возможными рисками при использовании технологии инженерии тканей можно, прочитав статью проф. Д.Уильямса, одного из инициаторов этого движения и внесшего большой вклад в его развитие [48]. Можно отметить высокую степень оптимизма в заключении о том, что ситуация в инженерии тканей выйдет на уровень фармацевтического производства и пока еще высокие затраты на производство и лечение вполне оправдываются клиническим результатом, который часто вообще недостижим при использовании традиционных методов реконструктивно-восстановительной хирургии. К началу 2001 г. капитал 16 основных компаний, занятых в производстве материалов для инженерии тканей, достиг 2,6 млрд. долл. США, с ожидаемым увеличением капитала до 20% в год. Однако, продукция таких компаний все еще имеет пометки «для исследований» или «экспериментальная продукция». Несмотря на это обстоятельство (ограниченные возможности страхования последствий), многие пациенты уже не видят альтернативного способа восстановления качества их жизни.

В предлагаемой вниманию читателей книге сделана попытка обобщения результатов разработок в области химической технологии фосфатов кальция и различных материалов на их основе с учетом существующих тенденций развития исследований в этой важнейшем направлении. Из-за ограниченности объема книги, авторы не претендуют на детальное рассмотрение всех аспектов проблемы, особенно биологических. Авторы старались в возможно большей степени представить результаты собственных исследований, но не отдельно, а в контексте всего изложения. В Институте физико-химических проблем керамических материалов РАН разработаны оригинальные методы синтеза различных ортофосфатов кальция с анионными и катионными замещениями, проведены уникальные исследования термической стабильности некоторых замещенных ортофосфатов. Созданы оригинальные технологии изготовления пористых сферических гранул и керамических матриксов с бимодальным распределения пор, которые могут быть использованы в системах администрации лекарственных препаратов и в клеточных технологиях реконструкции дефектов костной ткани. Установлены закономерности спекания ряда керамических материалов, в том числе с использованием активирующих спекание добавок, и выявлены некоторые новые аспекты фазообразования. Разработаны композиционные материалы на основе ортофосфатов кальция с биополимерами, обладающие существенно (до 10 раз) повышенными механическими свойствами по сравнению с пористой керамикой и, в то же время, достаточной открытой пористостью для эффективности процесса остеоинтеграции. Внесен вклад в изучение и создание новых цементных систем. Исследованы новые, перспективные технологии нанесения фосфатно-кальциевых покрытий на титановые имплантаты. Большинство разработанных материалов аттестованы in vitro и in vivo . Наука о биоматериалах - междисциплинарная и успешное выполнение исследований по данной проблеме невозможно без научного взаимодействия с коллективами, занятыми в смежных областях знаний. Авторы высоко ценят помощь, оказанную учеными и специалистами Московского научно-исследовательского онкологического института им. П.А.Герцена (Решетов И.В., Сергеева Н.С., Свиридова И.К., Кирсанова В.А.), ЗАО Полистом (Курдюмов С.Г.), НСИ Института исследования материалов, Италия (Д.Ферро, Дж. Рау), Института исследования материалов САН, Словакия (Ю. Дюришин, Л. Медвецки), Медицинского факультета Университета Мио, Япония (М. Хасегава, А. Учида), Университета Анконы, Италия (Ф. Рустикелли). Ряд экспериментальных разработок выполнен при поддержке РФФИ (№ 03-03-32230), Правительства Москвы, Фонда содействия отечественной науке и Программы Минобрнауки РФ «Развитие научного потенциала высшей школы».

1. Биологическая костная ткань: состав, строение, свойства

Важно знать физические, химические и механические свойства естественной кости, потому что они дают необходимые количественные ориентиры при разработке новых материалов для изготовления медицинских имплантатов. Биологические твёрдые ткани являются минерально-органическими композитами со сложной микроструктурой.

У взрослого человека различают два главных типа кости – кортикальная и трабекулярная (рис.2). Кортикальная кость (плотная и компактная) составляет внешнюю часть всех скелетных структур. До 80 % скелета состоит из кортикальной кости, главной функцией которой является обеспечение механической прочности, но она может участвовать и в метаболическом ответе при тяжелом или длительном минеральном дефиците.

Трабекулярная или губчатая кость находится внутри длинных костей, особенно в концевых частях, в телах позвонков, во внутренних частях таза и в других крупных плоских костей. Она представляет собой сеть из тонких анастомозирующих костных элементов, называемых трабекулами. В ее основном веществе содержится меньше неорганического материала (60-65 %), чем в основном веществе компактной кости. Органическое вещество состоит главным образом из коллагеновых волокон. Пространства между трабекулами заполнены мягким костным мозгом. Трабекулярная кость также обеспечивает механическую поддержку, особенно в позвоночнике. Метаболически она более активна, чем кортикальная кость и обеспечивает начальные поставки солей в условиях их острого дефицита [49].

Структурно-функциональной единицей кости является остеон, представляющий собой микроскопическую систему костных трубок (цилиндров), вставленных друг в друга. Центром системы является питающий канал диаметром от 10 до 100 мкм, внутри которого проходит кровеносный капилляр. Количество костных цилиндров, составляющих остеон, может колебаться от 4 до 20. Из остеонов состоит компактное вещество кости, а губчатое вещество кости представляет собой пористую матрицу. Снаружи кость покрыта тонкой соединительной тканью (надкостницей), содержащей сосуды и нервы, которые проникают в толщу кости через так называемые питательные отверстия [21,50,51].

Кость является минерально-органическим композиционным материалом, главными составляющими которого являются коллаген (20 %), фосфат кальция (69 %) и вода (9 %). Другие органические материалы, типа белков, полисахаридов, липидов и т.д., представлены в малых количествах [51]. Коллаген находится внутри костной ткани в виде микроволокон диаметром от 100 до 2000 нм. Коллаген - это белок, первичная структура которого складывается из повторяющихся последовательностей триплетов аминокислот глицин-X-Y, где Х и Y позиции чаще заняты, соответственно, аминокислотами пролином и гидроксипролином. Эти повторяющиеся последовательности позволяют трем коллагеновым полипептидам (называемым альфа-цепями) формировать полужесткие, очень стабильные трехспиральные молекулы. Они могут быть гомополимерными (три идентичные альфа-цепи) и гетерополимерными (две или три разные альфа-цепи). В настоящее время идентифицировано более 25 различных альфа-цепей, из которых формируется до 14 разных типов коллагеновых молекул; некоторые из них являются тканеспецифичными [49]. За исключением хряща и базальных мембран, в соединительной ткани доминирует первый тип коллагена, который является гетерополимером и содержит две альфа1 (1)-цепи и одну альфа2 (1)-цепь.

Фосфат кальция представлен в виде закристаллизованного или частично закристаллизованного гидроксиапатита (ГА) или аморфного фосфата кальция (АФК), обеспечивая жесткость кости. Соотношение между аморфной и кристаллической структурой в костной ткани - величина переменная и определяется многими факторами, в том числе возрастными. В работах [52-53] показано, что при одной и той же минеральной плотности костной ткани с минеральным матриксом, различие в соотношении содержания ГА и АФК может достигать 28%. Процесс формирования кристаллических структур из аморфных происходит постепенно. Каждый вновь образованный минерал с момента появления минерального ядра (тонкий слой фосфата кальция, расположенного между фибриллами коллагена) медленно растет, достигая толщины приблизительно 3 нм, что соответствует максимальному размеру межфибриллярного промежутка. Переход из аморфной фазы в кристаллическую требует времени, и одновременно с этим изменяется соотношение химических элементов, входящих в состав минерала, в том числе кальция и фосфора.

Кристаллы имеют вид игл длиной приблизительно 40-60 нм, шириной 20 нм, и толщиной 1,5-5 нм [50]. Минеральный компонент кости содержит примеси ионов фтора, магния, натрия, СО₃ ^2- и др. [21] (табл. 1). Все эти анионы и катионы имеют важное значение для физиологии костной ткани. Например, карбонат группы в Б-положении (замещение групп РО₄ ^3- ) увеличивают резорбируемость костной ткани, то есть влияют на процессы растворения-осаждения апатита с участием внеклеточных жидкостей организма. Кроме того, карбонат-группы играют важную роль в биохимических взаимодействиях костной ткани с плазмой крови. Ионы магния принимают участие в процессах адгезии клеток. Ионы фтора регулируют скорость резорбции костной ткани.

Кристаллы апатита ориентированы таким образом, что их продольная ось параллельна оси фибрилл. Соотношение Са/Р в минеральной фазе костной ткани колеблется от 1,37 до 1,67 [51-53]. В биологическом цикле минеральные структуры начинают формироваться через несколько дней после появления органического матрикса, по-видимому по механизму гетероэпитаксиального роста. Матрикс первоначально подвергается воздействию ферментов, в том числе нейтральных металлопротеиназ [54]. Одним из элементов этой ферментной обработки является гидролиз протеогликанов, которые подавляют процесс образования минеральных структур. Их ингибирующая активность определяется степенью сульфатирования [54,55]. В зависимости от условий возможно образование нескольких фаз фосфата кальция. Наименее растворимый ГА возникает в нейтральной или основной среде. При кислых рН часто появляются минералы типа дикальцийфосфатдигидрата (ДКД), АФК и октокальцийфосфата (ОКФ), что предполагает недостатки в структуре минерала. ДКФ, АФ и ОКФ, по-видимому, служат предшественниками при формировании апатита. Хотя эти кислые фазы фосфата часто обнаруживаются в процессе кристаллизации in vitro , при изучении остеогенеза in vivo они выявляются редко. В последнем случае ситуация еще больше усложняется присутствием большого количества различных ионов и молекул, которые могут быть включены в кристаллическую решетку или адсорбированы на кристаллических поверхностях. Более того, в биологическом апатите ДКФ и ОКФ обычно встречаются только во время патологической кальцификации, где величина рН зачастую относительно низка. При нормальной in vivo кальцификации эти фазы не найдены, что предполагает участие других предшественников или наличие первоначально аморфной фазы фосфата кальция, который в последующем преобразуется в апатит [56-59]. Апатит костной ткани – всегда кальций-дефицитный и содержит карбонат-группы.

Локальное увеличение содержания фосфатов в тканевых житкостях приводит к минерализации [58,59]. Впервые мнение о ведущей роли щелочной фосфатазы в локальном повышении концентрации фосфатов высказано в работе [60]. Подобный эффект достигается при отщеплении остатков фосфорных кислот от гексозофосфатов или глицерофосфатов под ее влиянием. В результате меняется пропорция свободных фосфат ионов и ионов кальция, что стимулирует процесс формирования минеральных структур.

Минералы кости отличаются от минералов в других тканях [61-62]. Так, зубная эмаль состоит из призматических или стержневидных кристаллов ГА диаметром около 4 мкм. Эмаль имеет наибольшую твердость из всех тканей организма. Дентин представляет собой минерализованную ткань с распределенными органической и минеральной составляющими, подобным токовому в костной ткани. Дентин пронизан дентинными канальцами, имеющими диаметр 3-5 мкм и связанными с пульпой зуба.

Минеральный матрикс в частности, как и костная ткань в целом, находится в состоянии постоянной перестройки. Этот процесс получил название ремоделирования или «костного оборота». Ремоделирование включает удаление старой кости – резорбцию, вслед за которой происходит синтез нового матрикса с последующей его минерализацией – формирование кости. Цикл ремоделирования сопровождается выходом в кровоток кальция, компонентов костной ткани, ферментов, секретированных костными клетками. Цикл ремоделирования состоит из трех фаз: резорбция, реверсия и формирование (Рис.3). Процесс резорбции кости осуществляется остеокластами и мононуклеарными клетками, процесс формирования кости – остеобластами [63,64]. Соотношение между резорбцией и формированием новой костной ткани регулируется ионами кальция, паратиреоидным гормоном, кальцитонином, метаболитами витамина D, а также половыми и тиреоидными гормонами, глюкокортикоидами, гормоном роста и инсулином, простагландинами и соответствующим местным действием цитокинов. Биологический смысл феномена ремоделирования кости состоит в приспособлении механических свойств кости к постоянно меняющимся условиям окружающей среды [65].

Кость весьма неоднородна по микроструктуре и механическим свойствам. Механические свойства определяются пористостью (содержание пор изменяется от 5 до 95 %), степенью минерализации и ориентацией волокон коллагена [51]. Кортикальная кость является композиционным материалом, на наноструктурном уровне представляющим собой взаимопроникающий каркас, состоящий из минералов на основе ГА и волокон коллагена. Данный каркас формирует слоистую микроструктуру, которая, в свою очередь, является основной для ориентированных цилиндрических образований на макроуровне [70]. Такая сложная структура обусловливает высокую прочность и, особенно, сопротивление разрушению костной ткани, в соответствии с известными представлениями механики разрушения композиционных материалов с хрупкими матрицами [71]. Главными механизмами упрочнения, ответственными за высокое сопротивление разрушению, по всей видимости, являются отклонение трещины границами раздела, и вытягивание волокон коллагена. Разрушение кости происходит при деформациях свыше 3 %. Жёсткость кости увеличивается с увеличением содержания минеральной составляющей.

В табл.2 приведены данные по прочности, модулю нормальной упругости, трещиностойкости и удельной работе разрушения кортикальной кости, дентина и зубной эмали [21]. Различие в свойствах этих тканей определяется различиями в составе и микроструктуре. Показатели механических свойств костной ткани резко снижаются с увеличением пористости. Предложено экстраполированное соотношение как для трабекулярной, так и кортикальной кости, для описания зависимости модуль упругости (Е) от пористости (р) [72-75]:

Е = 15(1-р)³ (1)

Согласно данным [35], прочность при сжатии губчатого вещества из проксимальной области большеберцовой кости составляет всего лишь около 3,5 МПа, прочность этого вещества из головки тазобедренного сустава равна 1-15 МПа, а прочность кортикальной кости верхней суставной поверхности большеберцовой кости – 3-23 МПа. По некоторым оценкам, прочность кортикальной кости может достигать значения 150 МПа.

2. Ортофосфатыкальция

Несмотря на значительное количество ортофосфатов, кристаллизующихся в системе СаО - Р₂ О₅ , широкое применение в медицине находят лишь два из них: трехкальциевый фосфат - модификации (-ТКФ) и гидроксиапатит. На рис.4 представлена диаграмма фазового равновесия в системе СаО - Р₂ О₅ [76]. Детально вопросы, связанные со структурой, синтезом и свойствами ортофосфатов кальция рассмотрены в монографиях Ван Везера [76] и Эллиотта [77].

Предложено условно подразделять все ортофосфаты кальция на две категории: низкотемпературные, то есть синтезированные при относительно невысоких температурах и не подвергнутые термической обработке для кристаллизации продукта синтеза, и высокотемпературные, то есть подвергнутые термической обработке (табл. 3) [28].

Вопросы фазообразования при синтезе соединений в системах ортофосфатов кальция при физиологических условиях были рассмотрены в работе [28]. Наиболее близкими к естественной ткани и перспективными для практических применений являются дикальцийфосфат дигидрат (ДКФД), октокальциевый фосфат (ОКФ), так называемый осажденный гидроксиапатит (ОГА) и аморфный фосфат кальция (АФК). Присутствие всех этих фосфатов обнаружено в костных тканях [78].

Октокальциевый фосфат, как полагают, является предшественником кристаллизации апатита в зубных и костных тканях [77,79]. Кристаллизация ОКФ при синтезе происходит затрудненно, сам ОКФ может появляться в качестве промежуточной фазы при синтезе ОГА [28].

Аморфный фосфат кальция имеет соотношение Са/Р, соответствующее таковому у ДКФД. Однако высокая скорость растворения АФК по сравнению с ДКФД существенно ограничивает возможности его применения для замещения костной ткани или реминерализации зубной эмали. В водной среде АФК переходит в кальций-дефицитный ОГА:

3Са₃ (РО₄ )₂ ·nH₂ O ®Ca₉ (PO₄ )₅ (HPO₄ )OH + (3n-1)H₂ O (2)

Практическое применение в качестве материалов для имплантирования могут найти только два ортофосфата кальция, которые могут быть синтезированы при физиологических условиях, а именно ДКФД и ОГА.

ДКФД со структурой брушита наиболее простой по технологии синтеза при температуре, близкой к комнатной, ортофосфат кальция. Его рассматривают как прекурсор кристаллизации ГА в костной ткани в условиях слабощелочного рН (>7) [80]. Обнаружено, что в условиях in vivo ДКФД переходит в ОГА [81], либо подвергается резорбции, замещаясь костной тканью [82]. Превращение ДКФД в ГА происходит согласно реакции

5СаНРО₄ ×2Н₂ О ® Са₅ (РО₄ )₃ ОН + 2Н₃ РО₄ + 9Н₂ О (3)

с выделением ортофосфорной кислоты. Соответственно этому, слабощелочная среда, нейтрализующая ортофосфорную кислоту, должна сдвигать равновесие в сторону образования ГА. ДКФД легко получить методом химического осаждения из растворов солей кальция и ортофосфорной кислоты, например нитрата кальция и (кислого) фосфата аммония. Добавление к реакционной смеси источника гидрокси-групп, например гидроксидов аммония или щелочного металла, может привести в осаждению ОГА с регулируемым соотношением Са/Р выше 1,5, что может рассматриваться как некоторое промежуточное соединение между ДКФД и ГА. Важно, что ОГА менее подвержен резорбции жидкостями организма по сравнению с ДКФД и даже, чем бета-модификация трехкальциевого фосфата, который получают высокотемпературным разложением ОГА. Однако в кислой среде, при рН больше 5,0, скорость резорбции ДКФД становится ниже, чем скорость резорбции ГА и, тем более, ОГА [83]. Переход ДКФД в ОГА может быть подавлен введением ионов магния в реакционную смесь [28].

Важным свойством ДКФД является то, что он предпочтительно кристаллизуется в форме нитевидных, стержневидных или пластинчатых кристаллов, физическое зацепление или переплетение которых придает прочность твердому осадку. Данное обстоятельство представляется весьма важным в связи с тем, что прочность материалов на основе синтезированных ортофосфатов кальция не обеспечивается процессами полимеризации структуры, как в некоторых других фосфатных материалах.

Осажденный гидроксиапатит, Са_10-х (НРО₄ )_х (РО₄ )_6-х (ОН)_2-х , является весьма сложным по химизму и структуре соединением с широкой областью гомогенности (Са/Р от 1,50 до 1,67). ОГА просто синтезировать осаждением из растворов солей кальция, ортофосфорной кислоты и гидроксидов при рН больше 7. Продукт синтеза обычно рентгеноаморфен или плохо закристаллизован и состоит из субмикронных (наноразмерных) частиц, часто объединенных в мягкие агломераты. Агломераты могут быть разрушены обработкой высушенного продукта в шаровых мельницах, агломерированию порошка препятствует воздействие ультразвука, применение поверхностно-активных веществ и электролитов. Удельная поверхность продукта синтеза может достигать 100 м² /г [28]. ОГА подобен апатиту, обнаруживаемому в твердых тканях, морфология его частиц зависит от условий проведения синтеза. Может быть получена игольчатая или пластинчатая форма, характерная для кристаллов апатита в твердых тканях зубов и костей. Растворимость ОГА снижается сповышением отношения Са/Р, то есть с приближением к составу стехиометрического ГА.

На скорость выделения ОГА из раствора можно влиять посредством изменения концентрации растворов, введением различных добавок, в том числе затравочных нанокристаллов предварительно синтезированных ОГА или ГА. В состав ОГА могут быть также введены карбонат-ионы посредством использования карбоната кальция в исходной смеси. Карбонат-ионы улучшают биоактивность, но снижают устойчивость к биологической резорбции. Аналогично, в состав ОГА могут быть введены ионы фтора, понижающие растворимость ОГА.

Традиционно в медицинской практике, в основном, используют материалы из высокотемпературных ортофосфатов, что связано с процессами спекания керамики. Исключение составляют костные и стоматологические фосфатно-кальциевые цементы. Наибольший интерес для применения представляют ГА, -ТКФ и бифазные материалы на основе этих соединений. Обзор последних достижений в разработке и применении бифазных композитов дан в работах [84,85].

Монокальциевый фосфат (МКФ) не считается биосовместимым из-за кислотной реакции. Обе модификации альфа и бета ТКФ биосовместимы и биорезорбируемы в большей степени, чем ГА. Последний является наиболее устойчивым к растворению (при рН > 4,7) ортофосфатом, он кристаллизуется при нагревании ОГА стехиометрического состава и переходит в оксиапатит в результате частичного разложения при температурах выше 900⁰ С в среде, не содержащей паров воды. При высоких температурах, выше 1300⁰ С, ГА разлагается на -ТКФ и тетракальцийфосфат (ТеКФ). Тетракальцийфосфат синтезируют твердофазным взаимодействием ДКФ с карбонатам кальция, он характеризуется высокой растворимостью в водных растворах при рН < 5. Его часто используют в качестве компонента костных цементов в сочетании с более кислыми фосфатами.

Возможно, наиболее важным свойством ортофосфатов кальция является их растворимость в водных средах, от которой зависит их поведение in vivo в организме человека. Согласно изотермам растворимости, приведенным на рис. 5, при значении рН = 7, соответствующие физиологическим условиям, растворимость ортофосфатов снижается в следующем порядке: МКФМ >a-ТКФ > ТеКФ > ДКФД > ДКФ > ОКФ >b-ТКФ > ГА. В процессе взаимодействия ортофосфатов с водной средой могут происходить фазовые превращения, например гидролиз a-ТКФ с образованием ОГА, сопровождающиеся изменением растворимости. Если реакция происходит преимущественно на поверхности, то такая композиционная система (a-ТКФ в центре и ОГА на поверхности) будет иметь растворимость меньшую, или исходного материала.

2.1 С труктураортоф осфатовкальция

Ортофосфаты кальция могут классифицироваться в соответствии с тремя структурными типами: (1) структура типа апатита, Ca₁₀ (PO₄ )₆ X₂ , с общей формулой A₁₀ X₆ Y₂ к которому принадлежит ГА, галогензамещённые ГА, окто- и тетракальцийфосфат; (2) структура типа глазерита, в которой кристаллизуются полиморфные модификации ТКФ и (3) Са-РО₄ слоистые структуры, к которым относятся дикальцийфосфат дигидрат (СаНРО₄ ·2Н₂ О), безводный дикальцийфосфат (СаНРО₄ ) и монокальцийфосфат (Са(Н₂ РО₄ )₂ ) [86]. Аморфный фосфат кальция, как возможный предшественник кристаллизации биологического апатита, связан с одним или более отмеченных структурных типов [87]. Кристаллическая структура апатита и возможные в ней изоморфные замещения катионов и анионов были описаны в [76, 88].

Кристаллическая структура ГА и его замещённых форм была предметом многочисленных исследований [89,90], результаты которых представлены в таблице 4. ГА кристаллизуется в гексагональной сингонии с пространственной группой P 6₃ /m и параметрами элементарной ячейки а = b = 9,432 Å, с = 6,881 Å. ГА представляет собой слоистый кристалл, содержащий более ста атомов в элементарной ячейке (рис.6).

Согласно [91], кристалл ГА имеет две структурных подсистемы: первую образуют Са-каналы с группами ОНˉ внутри них, а вторая – это остовый каркас (ОК), в который ионы Х – F^- , Cl^- , OH^- , могут внедряться с малой вероятностью, а такие ионы, как СО , могут изоморфно замещать РО₄ -группы. Ионы ОНֿ, расположенные в кальциевых каналах, могут изоморфно замещаться на ионы Clֿи Fֿ. На рис. 7 показан фрагмент структуры гидроксиапатита. Группы [РО₄ ] образуют тетраэдры со средним расстоянием R_e (P-O) = 1,53±0,02 Å. Атомы Са занимают в структуре ГА два кристаллографически независимых положения. Находящийся в положении 2 атом Са окружён шестью атомами кислорода, принадлежащих группам РО₄ ^3- и ОН^- , в то время как атом Са, занимающий положение 1, имеет окружение атомами кислорода, близкое к октаэдрическому. Атомы Са в положении 2 образуют треугольник в плоскости, перпендикулярной оси с . Треугольники повёрнуты друг относительно друга на 60° вдоль этой оси. Во фторапатитовой структуре атомы Fразмещены в центре таких треугольников, в случае же ГА группы ОН^- располагаются несколько выше или ниже центра. Атомы Р окружены четырьмя атомами О и образуют тетраэдр практически правильной формы, лишь с небольшим искажением. При достаточно сложной координации атомов Са в ячейке ГА образуются 75 связей Са-О (без учёта связей с кислородом иона гидроксила), 24 связи Р-О, 6 связей Са-ОН и 2 связи ОН.

Стехиометрический ГА может быть также описан в моноклинной сингонии (пространственная группа Р 2₁ /b с параметрами решетки а = 9,4214(8) Å, b = 2а , с = 6,8814(7)Å, γ=120°), причём такое описание не связано с ограничениями, обусловленными зеркальной симметрией [86]. Снижение симметрии до моноклинной является результатом упорядочения расположения ОН^- в кальциевых каналах, а также взаимного упорядочения этих каналов таких образом, что происходит двукратное увеличение параметра b элементарной ячейки. ГА моноклинной сингонии может быть получен только гидротермальным синтезом или термообработкой ГА в атмосфере водяного пара [92].

Кристаллическая структура ОКФ относится к триклинной сингонии с пространственной группой Р1 [93]. Параметры элементарной ячейки ОКФ: а = 19,692 Å, b = 6,835 Å, с = 6,835 Å, = 90,15⁰ , = 92,54⁰ , = 108,65⁰ . Существует до некоторой степени подобие структур ГА и ОКФ, которое заключается в том, что структура ОКФ содержит апатитовые структурные группировки с внедренными в них молекулами воды [87]. Такая модель гидратированной апатитовой структуры ОКФ может быть использована также для описания структур АКФ и гидратированных ТКФ, на дифрактограммах которых обнаруживаются рефлексы, характерные для ГА [87].

Тетракальцийфосфат кристаллизуется в моноклинной сингонии с пространственной группой Р2₁ и параметрами кристаллической ячейки а = 7,023 Å, b = 11,986 Å, с = 9,473 Å и = 90,90⁰ [94]. Ионы Са²⁺ и РО₄ ^3- расположены в четырех слоях, ортогональных оси b . Каждый слой включает каналы Са - РО₄ и Са - Са. Пары смежных слоев формируют слой, близкий по структуре к апатиту. ТеКФ легко гидролизуется в присутствие ДКФД или ДКФ и воды с образованием ГА.

Известны 4 полиморфные модификации ТКФ: -ТКФ, устойчивый при температурах от 1120 до 1470⁰ С и метастабильный при температуре менее 1120⁰ С; '-ТКФ, стабильный при температурах выше 1470⁰ С; -ТКФ, стабильный при температурах ниже 1120⁰ С, и '-ТКФ - фаза, существующая при высоких давлениях [95-97]. -ТКФ легко гидролизуется с образованием ОКФ.-ТКФ имеет структуру, сходную с такой для витлокита, минерала состава Ca₁₈ (Mg,Fe)₂ H₂ (PO₄ )₁₄ , который обнаружен во многих продуктах биологической минерализации. Структура всех ТКФ относится к структурному типу глазерита (K₃ Na(SO₄ )₂ ) [98]. -ТКФ кристаллизуется в моноклинной сингонии, пространственная группа Р 2₁ /а , с параметрами решетки а = 12,887 Å, = 27,280 Å, с = 15,219 Å, = 126,20⁰ и Z= 24. -ТКФ кристаллизуется в ромбоэдрической сингонии, пространственная группа R 3c , с параметрами элементарной ячейки а = 10,439 Å, с = 37,375 Å, Z= 21. Изоморфное замещение ионов кальция на ионы магния в ТКФ стабилизирует структуру витлокита.

Обжигом при 1000⁰ С смеси нанодисперсного SiО₂ (10-100 нм) и осажденного ГА стехиометрического состава в мол. соотношении (0-2)/1 получали кремний-замещенный ТКФ моноклинной сингонии с параметрами решетки a = 12,863 Å, b = 9,119 Å, c = 15,232 Å, ^ (при соотношении SiO₂ :ГА = 1:1) [99]. Параметры а иb практически не зависят от содержания кремнезема, тогда как параметр решетки с существенно возрастает (от 15,222 Å) с увеличением содержания кремнезема до 1 моля в смеси. Кремнезем дестабилизирует структуру ГА, способствуя потере радикалов ОН^- , за которой следует превращение ГА в кремний-замещенный ТКФ состава от Ca₃ (Si_0,1 P_0,9 O_3,95 )₂ до Ca_3,08 (P_0,92 Si_0,08 O₄ )₂ . Механизм компенсации избыточного заряда иона кремния по сравнению с фосфором- образование вакансий по кислороду, либо избыточное содержание кальция. Отмечена аморфизация продукта взаимодействия кремнезема с ГА.

Так называемый аморфный кальцийфосфат, АФК, в общем случае описываемый формулой Са₃ (РО₄ )₂ ·nН₂ О, может также рассматриваться как ТКФ [100]. Это соединение может играть важную роль в процессах минерализации костных тканей в качестве переходной фазы по отношению к ГА. Рентгеноструктурными исследованиями с использованием метода функций радиального распределения показано, что структурной единицей АФК является примерно сферический кластер ионов Са₉ (РО₄ )₆ размером около 9.5 Å [101]. Молекулы воды расположены в пространстве между агрегатами таких кластеров.

ДКФД имеет моноклинную структуру типа брушита с пространственной группой Ia и параметрами элементарной ячейки а = 5,812 Å, b = 15,180 Å, с = 6,239 Å и = 116,42⁰ , Z= 4. Молекулы воды связаны с ионами кальция и расположены между плоскостями, образованными ионами НРО₄ ^2- и Са²⁺ . Безводный ДКФ кристаллизуется в триклинной сингонии, пространственная группа Р 1, с параметрами элементарной ячейки а = 6,910 Å, b = 6,627 Å, с = 6,998 Å,  = 96,34⁰ , = 103,82⁰ и = 88,33⁰ , Z= 4.

Существует мнение, что все ортофосфаты кальция могут быть описаны в как соединения со структурой типа глазерита, если допустить существование вакансий, приводящих к отклонению от соотношения катионов и анионов 2:1, характерного для глазерита [102].

2.2 И з оморфныезамещения

Минеральные фазы природной костной ткани, дентина и эмали содержат значительные количества биологически важных элементов: фтор, хлор, магний, натрий, и анионных групп: карбонат- и силикат-группы. При синтезе частично-замещенных гидроксиапатитов специально вводят в структуру ГА некоторые анионы и катионы с целью либо компенсации заряда (натрий и аммоний вводят при синтезе карбонатгидроксиапатитов), либо для регулирования дисперсности и химических свойств (кремнийзамещенные апатиты, фторгидроксиапатиты). Анионные и катионные замещения оказывают значительное влияние на биологическое поведение ГА. В этой связи вопрос об изоморфных замещениях в гидроксиапатитах представляется весьма важным.

Анионные замещения

Структура ГА нестехиометрична и позволяет разного рода замещения одних элементов другими. Ионы кислорода не находятся строго в плоскости Са-треугольника. Однако расстояние от групп ОНˉ до плоскости небольшое. Смещение атомов кислорода гидроксильных групп относительно плоскости симметрии составляет 0,34 Å [103]. В усреднённой структуре ГА половина всех элементарных ячеек должна содержать гидроксил-ионы, смещённые в одном направлении, тогда как вторая половина – в противоположном направлении относительно плоскости симметрии. Однако разупорядочение такого рода не может быть абсолютно «беспорядочным» и существует, по-видимому, ближний порядок типа ОН-ОН-ОН…НО-НО-НО. Изменение ориентации в расположении ОН-групп может быть результатом их замещения ионами фтора или хлора, а также наличием вакансий [86].

Ион Fֿв фторапатите кальция (химическая формула Ca₁₀ (PO₄ )₆ F₂ , далее ФА) не смещён из центров Са-треугольников, в отличие от ионов OHֿи Clֿ(рис. 8). Отсутствие полярного момента может обеспечивать большую химическую устойчивость ФА [103, 104]. Параметры решетки ФА: а = b = 9,367 Å и с = 6,884 Å [105]. В работе [106] изучено изменение параметров решетки и объема элементарной ячейки при частичном замещении гидрокси-групп фтором, происходящем в результате твердофазного взаимодействия ГА с ФА при высоких температурах. С увеличением содержания фтора происходит монотонное снижение параметра а , причем интенсивность влияния фтора на изменение параметра решетки зависит от температуры термической обработки (рис. 9а). Сделано предположение о том, что снижение параметра решетки а может быть обусловлено упорядочением, удалением гидрокси-групп и тенденцией к образованию оксиапатита с меньшим параметром решетки. Возрастание а при температурах выше 1200 ⁰ С (рис. 9б) отнесено к повышению нестабильности кристаллической решетки перед фазовым превращением ГА в -ТКФ, сопровождающимся снижением сингонии с гексагональной до моноклинной с большим периодом решетки (а = 12,887 Å, b = 27,280 Å, с = 15,219 Å).

На рис. 10 показаны участки ИК спектров, соответствующие деформационным колебаниям связи Са₃ –ОН, для образцов ФГА с замещением фтором гидроксильных групп от 0 до 95 мол. %. Пик при 631 см^-1 , характерный для чистого ГА, по мере замещения гидроксильных групп фтором смещается в область больших волновых чисел, достигая положения при 747 см^-1 в случае 95%-ного замещёния гидроксильных групп.

На рис. 11 показано, как меняются расстояния в цепочке гидроксильных групп между её составляющими при введении атома фтора. Своё стабилизирующее действие фтор оказывает не только в случае полного замещения групп ОН^- , но и при частичном, с образованием соединения ФГА. Известно, что растворимость чистого ГА выше, чем как у чистого ФА, так и у ФГА [107]. В табл. 5 приведены данные, полученные в ходе определения растворимости ГА и ФА в 0,5 моль/л ацетатном буферном растворе с рН=4 при температуре 37°С [107]. Видно, что растворимость ФА приблизительно на порядок меньше чем у ГА.

О меньшей растворимости ФГА в сравнении с ГА говорят и величины произведений растворимости, которые составляют для ГА и ФГА, соответственно 1,022·10^-122 и 4,3·10^-126 [109].

Таким образом, можно сделать вывод, что использование ФГА в качестве материала для имплантата должно улучшать его стабильность в химически активной среде человеческого организма (за счёт присутствия Fֿ), при сохранении биоактивности и биосовместимости, присущих ГА. Полагают [29], что степень замещения групп ОНֿ ионами фтора не должна превышать 10%, во избежание отрицательных биологических последствий, в частности флюороза. Известно относительно небольшое количество опубликованных исследований поведения ФГА-керамики в биологических средах. Необходимы дополнительные исследования как в области технологии ФГА-керамики, так и оценки её биологического поведения в экспериментах in vitro и in vivo .

В рамках структурно-термохимической модели вычислены энергии химических связей ионов F^- , Cl^- и ОН^- c ионами кальция в Са-каналах для основного состояния кристалла: ΣD₀ (CaCl)=701,8 кДжּмоль^-1 , ΣD₀ (CaOH)=326,4 кДжּмоль^-1 , ΣD₀ (CaF)=953,3 кДжּмоль^-1 .

Обмен ионов ОН^- на ионы фтора должен быть эффективным в силу большей разности в энергиях связей. Однако изоморфное замещение РО₄ ^3- группы на иные анионы может приводить к изменениям в ряду устойчивости к обмену ионов в Са-каналах. Оценка показала, что частичное замещение PO₄ ^3- -группы на СО₃ ^2- может сделать ионы ОН^- более устойчивыми, чем F^- ионы, т. е. ионы ОН^- будут при определенных условиях замещать ионы F^- во фторапатите.

Параметры решетки хлорапатита (ХА) гексагональной сингонии составляют а= b = 9,598 Å, с = 6,776 Å [110]. Расположение ионов хлора в ХА неупорядочено, подобно ионам ОН^- в структуре ГА, они смещены в обе стороны относительно плоскости кальциевых треугольников на примерно 1,2 Å. Столь значительно смещение сопровождается образованием химической связи между хлором и ионами кальция соседнего треугольника. Стехиометрический ХА может, так же, как и ГА, кристаллизоваться в моноклинной сингонии с упорядочением в расположении ионов хлора.

Карбонат-замещенные гидроксиапатиты (КГА) представляют особый интерес для применения в качестве биологически активного материала. Биологический апатит костных и зубных тканей - всегда дефицитный по кальцию и содержат значительные количества карбонат-групп. В зависимости от возраста человека, содержание групп СО₃ ^2- в КГА достигает от 2,3 до 8,0 масс. % [111,112]. Есть оценки того, что минеральная составляющая эмали, дентина и костной ткани содержит, соответственно, 3,5, 5,6 и 7,4 масс.% групп СО₃ ^2- [113]. Карбонатные группы создают решеточные искажения, микронапряжения и дефекты кристаллической решетки, влияя на биологическое поведение, повышая, в частности, способность к остеоинтеграции.

Карбонат-группы могут занимать два положения в структуре ГА, замещая соответственно ОН-группы (А-тип замещения), либо РО₄ ^3- -группы (Б-тип) [114]. Замещение РО₄ ^3- карбонат-группами приводит к уменьшению размеров кристаллов и степени кристалличности ГА. Замещение ОН-групп приводит к расширению элементарной ячейки вдоль оси а и небольшому сжатию вдоль оси с , что сопровождается изменением пространственной группы с P 6₃ / m на P 2₁ /b . В случае КГА Б-типа наоборот наблюдается уменьшение параметра а и увеличение с [115]. Параметры решетки КА: а= 9,48 Å, с = 6,89 Å.

Как природная костная ткань, так и синтетический КГА, получаемый осаждением из растворов, имеет смешанный АБ-тип замещения, в котором соотношение между А- и Б-составляющими зависит от многих факторов. В частности, при химическом синтезе это соотношение может зависеть от условий проведения реакции.

Было предложено несколько моделей для описания процесса вхождения карбонат-групп в структуру апатита. В ряде моделей предполагается необходимость компенсации различия валентностей РО₄ ^3- и СО₃ ^2- групп посредством частичного замещения кальция одновалентным катионом. В моделях второй группы рассматривается образование вакансий по кальцию. В частности, предложена следующая формула для КГА:

Ca_10-y+u (PO₄ )_6-y (CO₃ )_y (OH)_2-y+2u , (4)

где 0 < y < 2 и 0 < 2u < y. В этой модели предполагается, что при замещении одной фосфатной группы карбонатной образуются по одной кальциевой и гидроксильной вакансии, причем доля u этих вакансий может быть заполнена [114]. Формула (4) может быть модифицирована следующим образом:

Ca_10-y+u _y-u (PO₄ )_6-y (CO₃ )_y-u (CO₃ OH)_u (OH)_2-y+2u _y-u , (5)

где 0£y£2 и 0 £2u£y; - вакансия.

Обе рассмотренные модели не учитывают экспериментально наблюдаемого замещения по А-типу при низких концентрациях карбонат групп. Авторы работы [115] синтезировали КГА осаждением из раствора ортофосфата аммония, нитрата кальция и карбоната натрия с варьируемой концентрацией последнего и исследовали соотношение Са/Р в продуктах синтеза. Продемонстрировано, что механизм замещения изменяется в зависимости от степени замещения. При малых концентрациях карбонат замещает в примерно равных пропорциях ОН^- и PO₄ ^3- группы с получением кальций-дефицитного продукта:

Ca_10- _р (PO₄ )_6- _р (CO₃ )_р (OH)_2- _р (CO₃ )_р (6)

где 0 < р < 1.

Однако, происходит смена механизма еще до полного замещения всех позиций, занимаемых ОН^- -группами, согласно данным ИК-спектроскопии. По достижении р = 1 с увеличением содержания СО₃ ^2- групп механизм замещения соответствует предложенному в работе [116], то есть описывается формулой:

Са_9-y (PO₄ )_5-y (CO₃ )_1+y (OH)_1-y (7)

где y< 0,8.

В противоположность этому, исследованиями методом ЯМР-спектроскопии ³¹ Р и ¹ Н продуктов синтеза КГА в системе хлорид кальция - однозамещенный фосфат аммония - карбонат аммония - аммиак показано, что СО₃ ^2- -группы замещают группы ОН^- , а замещения фосфатных групп не происходит [118]. По-видимому, характер замещения зависит не только от условий проведения, но и от реакции синтеза.

Ряд работ [119-122] посвящен изучению анионного замещения фосфатных групп анионами SiO₄ ^4- . Несмотря на то, что многими исследователями отмечается сильное влияние наличия кремния в структуре ГА на его биоактивность, количественных данных по степени замещения фосфатных групп силикатами в кристаллической решетки ГА нет. Поскольку силикатный ион обладает большим размером ((Si-O) – 1,7 Å, (Р-О) – 1,5 Å) и более высокозарядный, чем фосфатный, не следует ожидать значительной степени замещения без использования приема двойного гетеровалентного замещения. Так при дополнительном введении La³⁺ возможно получения всего ряда твердых растворов. Если такой прием не использовать, то компенсация избыточного заряда происходит за счет уменьшения числа гидроксильных групп, и такой гидроксиапатит можно представить формулой:

Ca₁₀ (PO₄ )_6-x (SiO₄ )_x (OH)_2-x _x (8)

Кремний-замещенный ГА проявляет большое сродство к карбонат-аниону, который компенсирует заряд силикатного аниона; присутствие СО₃ ^2- -группы наблюдается в Si-ГА даже в случаях, когда синтез проводится в инертной атмосфере аргона. При этом степень СО₃ ^2- -замещения возрастает с увеличением содержания кремния. Учитывая большой размер SiO₄ ^4- группы, при их введении должно происходить увеличение параметров элементарной ячейки ГА.

Катионные замещения

Существенное влияние на химические и биологические свойства ГА оказывают катионные замещения. Например, известно, что свинец из физиологической среды имеет тенденцию накапливаться в костных тканях и зубной эмали, оказывая отрицательное влияние на их жизнедеятельность. В структуре апатита малое межатомное расстояние связи Pb-Oобусловлено вкладом ковалентной составляющей в межатомное взаимодействие [123]. Содержание ионов магния составляет от 0,5 масс.% в эмали до 1,23 масс.% в дентине. Магний играет важнейшую роль в физиологических процессах. Содержание натрия в костной ткани достигает 0,9 масс.%. Концентрация калия на порядок величины ниже (табл. 1). Для катионных замещений важное значение имеет размерное соответствие ионов. В таблице 6 приведены ионные радиусы некоторых катионов и анионов [124].

Наиболее близким к кальцию по эффективному ионному радиусу является натрий, легко входящий в структуру гидроксиапатита при синтезе и присутствующий в естественных твердых тканях в значительных количествах. Магний, имеющий существенно меньший ионный радиус по сравнению с кальцием, дестабилизирует структуру апатита. Вхождение Mg²⁺ в структуру и-ТКФ происходит со следующими особенностями. В небольших количествах магний стабилизирует структуру-ТКФ и замещение происходит по позициям, смежным катионными вакансиями в ромбоэдрической структуре. При высоких содержаниях магния он стабилизирует структуру ТКФ, замещая кальций в катион-анионных колоннах элементарной ячейки [87].Ионы серебра, меди и цинка входят лишь в малых количествах в структуру апатита, замещая ионы кальция, при синтезе осаждением из растворов.

в случае заполнения катионных позиций, определяющим фактором является характер химической связи, образуемой двухвалентным катионом в определенном положении кристаллической структуры, фактор размерного подобия катиона заместителя с катионами кальция менее значим. Предложены различные механизмы катионных замещений в структуре апатита, например:

M²⁺ = Ca²⁺ ; + 2= Ca²⁺ + 2OH^- ; + 2ZO₄ ^2- = Ca²⁺ + 2PO₄ ³

Для одно- и трехзарядных катионов более характерно заполнение позиции СаII, поскольку в этом случае больше возможностей для зарядовой компенсации при соответствующем гетеровалентном замещении в анионных подрешетках. Предложенные механизмы замещения фосфатных PO₄ ^3- групп включают [125,126]:

Z1O₄ ^3- = PO₄ ^3- ; Z2O₄ ^2- + = PO₄ ^3- + OH^- ; Z3O₄ ^2- + Z4O₄ ^4- = 2PO₄ ^3- .

3. Синтезиспеканиепорошковортофосфатовкальция

3.1 Синтезортофосфатовкальция

Существует три основных метода синтеза фосфатов кальция: осаждением из растворов (мокрый метод), твердофазный синтез (сухой метод) и гидротермальный синтез. На практике преобладает синтез фосфатов кальция из водных растворов. Для данного способа характерно множество изменяющихся факторов, которые не всегда дают возможность достичь хорошую воспроизводимость, сохранить стехиометрическое соотношение Са/Р в процессе синтеза, т.е. получить порошок с заданными химическими и физическими свойствами. Среди множества факторов наиболее критичными являются рН раствора, температура реакции и продолжительность процесса. твердофазный синтез ГА является более длительными и энергоемкими. Кроме того, этим методом трудно достичь гомогенности конечного продукта.

В зависимости от метода синтеза, может быть получен порошок с различной морфологией, удельной поверхностью, стехиометрией и степенью кристалличности.

гидроксиапатит

При осаждении ГА из растворов предполагают образование осадка с применением реакции осаждения в результате смешения водных растворов соединений, содержащих ионы Са²⁺ и РО₄ ³ ˉ, при сохранении рН ³ 7 и выдерживании осадка в соответствующих условиях. В качестве источника Са²⁺ изучены СаСl₂ , Са(NO₃ )₂ , Ca(OH)₂ , CaCO₃ , CaSO₄ ·2Н₂ О, (CH₃ COO)₂ Caи др. В качестве источника фосфат-ионов могут быть использованы H₃ PO₄ , NH₄ H₂ PO₄ , (NH₄ )₂ HPO₄ или K₃ PO₄ . Для регулирования рН и введения ОНˉ групп применяют водные растворы аммиака или гидроксидов щелочных металлов. Для мокрых методов характерно образование на начальной стадии осадка, не отвечающего составу ГА. При выдержке первоначального осадка фосфата кальция в соответствующих условиях в нем увеличивается соотношение Са/Р и происходит кристаллизация ГА. На скорость кристаллизации первичного осадка в ГА оказывают влияние многие факторы, такие, как концентрация исходных солей, порядок и скорость перемешивания, рН, температура реакции, время выдерживания и др. [1]. Поэтому для получения воспроизводимых результатов необходимо строго соблюдать все условия синтеза.

Среди множества мокрых методов можно выделить несколько “классических”, которые с теми или иными изменениями приводятся в литературе. Одним из них является метод, использующий нитрат кальция в качестве источника ионов кальция и основанный на реакции [127]:

10Ca(NO₃ )₂ +6(NH₄ )₂ HPO₄ +8NH₄ OH ÞCa₁₀ (PO₄ )₆ (OH)₂ +20NH₄ NO₃ +6Н₂ О(9)

Следует отметить работу [128], где также в качестве источника Са также использовался Ca(NO₃ )₂ :

10Ca(NO₃ )₂ +6KH₂ PO₄ +14NaOH Þ

Ca₁₀ (PO₄ )₆ (OH)₂ +6KNO₃ +14NaNO₃ +12H₂ O(10)

Рост кристаллов и их выделение из раствора происходит постепенно; отфильтрованный осадок ГА промывают водой и спиртом, затем сушат при температуре 40-50°С.

В работах [129, 130] был предложен метод, в котором ГА получается по реакции:

10CaCl₂ +6(NH₄ )₂ HPO₄ +8NH₄ OHÞCa₁₀ (PO₄ )₆ (OH)₂ +20NH₄ Cl+ 6Н₂ О

После отстаивания осадок промывают декантацией до pH=7, фильтруют на воронке Бюхнера и сушат на воздухе при температуре 100 °С. Затем осадок прокаливают в муфельной печи при температуре 1000°С в течение 2^х часов.

Другая группа классических методов получения ГА кальция мокрым способом основана на реакции:

10Ca(OH)₂ +6H₃ PO₄ ÞCa₁₀ (PO₄ )₆ (OH)₂ +18H₂ O (12)

Указанная выше базовая реакция между Са(ОН)₂ и Н₃ РО₄ может быть трансформирована таким образом, что одни реагенты будут заменены на другие (иногда частично) того же назначения. Например, в работе [131] описано получение ГА на основе реакции:

10Ca(OH)₂ +6(NH₄ )₂ HPO₄ ÞCa₁₀ (PO₄ )₆ (OH)₂ +12NH₄ ОН+6H₂ O (13)

В результате смешивания эквимолекулярных количеств реагентов в течение 1 часа и последующего высушивания осадка при 85 ⁰ С получали порошок белого цвета, который прокаливали при 1000 ⁰ С на воздухе в муфельной печи.

Там же в [131] предлагается получать высококачественный ГА из смеси Са(ОН)₂ , Са₃ (РО₄ )₂ , (NH₄ )₃ PO₄ , и Н₃ РО₄ , которая соответствует составу конечного продукта, с последующей ультразвуковой обработкой при частоте10-30 кГц.

В работе [4] описано образование ГА при добавлении Са(ОН)₂ к водной суспензии Са₃ (РО₄ )₂ при перемешивании в интервале температур от 5 до 100°С в атмосфере инертного газа; рН смеси поддерживают равным 10, регулируя количество подаваемого Са(ОН)₂ до тех пор, пока Са/Р не составит 1,6. Далее взаимодействие проводят до момента, когда Са/Р достигает 1,67, поддерживая рН=7-11.

Вариант реакции с использованием соединений калия (вместо натрия и аммония) для экспресс синтеза кристаллов ГА описан в [132]. ГА получают при быстром смешивании растворов Ca(NO₃ )₂ и K₃ PO₄ . Исходное отношение Са/Р составляет 1,58, а через 6 часов – 1,67. Осаждением из растворов могут быть получены Mg-, Y-, Zn-, Cd- замещённые апатиты [133].

В работе [1] описан метод получения ГА мокрым способом, который основана на том, что в качестве реагентов используют СаСО₃ и водный раствор Н₃ РО₄ .

В работе [134] исследовано влияние параметров синтеза гидроксиапатита (ГА) методом осаждения из растворов солей Ca(NO₃ )₂ и Ca(CH₃ COO)₂ (начальная концентрация реагентов, pH, температура) на размер и форму получаемых кристаллов. В результате регрессионного анализа морфологических характеристик кристаллов получены математические модели, позволяющие количественно оценить факторы синтеза ГА методом осаждения. Установлен значительный вклад двойных эффектов взаимодействия факторов при синтезе ГА из Ca(NO₃ )₂ и тройного эффекта при синтезе из Ca(CH₃ COO)₂ .

Для получения ультрадисперсного ГА высокой чистоты, предназначенного для клинических применений, применяется иногда алкоксидный золь-гель метод. Процесс синтеза ГА по этой методике состоит из 3^х стадий: 1) кипячение Са с избытком этилового спирта до прекращения выделения водорода, получение раствора алкооксида кальция Са(EtO)₂ ; 2) взаимодействие раствора с фосфорной кислотой; 3) отжиг продукта реакции на воздухе, и может быть представлен следующей схемой:

Ca Ca(EtO)₂ Ca_x (PO₄ )_y (EtOH) Ca₅ (PO₄ )₃ OH(14)

В результате синтеза по описанной схеме до проведения отжига образуется аморфный продукт, не дающий рефлексов, характерных для дифрактограммы тонкокристаллического ГА. Достаточная степень кристалличности такого промежуточного продукта достигается уже при отжиге до 500^о С. Увеличение температуры отжига до 600 и 700^о С практически не сказывается на характеристиках ИК-спектров поглощения. При этом, в соответствии с общепринятым подходом, достаточно хорошее разрешение ИК-полос в области 600 и 1100 см^-1 свидетельствует о высокой степени кристалличности полученного апатита. Следует отметить, что подобный результат достигается при значительно меньших температурах, чем при использовании метода синтеза из водных растворов [88]. Помимо упрощения процедуры отжига, понижение величины его температуры позволит, по-видимому, устранить присутствие после термической обработки ГА нежелательных в ряде случаев дефектного апатита и оксиапатита кальция, интенсивное образование которых имеет место при температурах, превышающих 500 ⁰ С.

При получении ГА методом гидролиза плохо растворимых ортофосфатов кальция CaHPO₄ , CaHPO₄ 2H₂ O, -Ca₃ (PO₄ )₂ , Ca₈ (HPO₄ )₂ (PO₄ )₄ 5H₂ O, Ca₄ (PO₄ )₂ Oсостав раствора можно считать квазиравновесным [135-137]. Основными параметрами, определяющими протекание процесса гидролиза, являются: соотношение массы порошка к объему жидкости; температура синтеза и рН среды. В зависимости от стехиометрии выбранного фосфата кальция, реакция гидролиза индивидуального соединения может приводить к подкислению (при Са/Р < 1.67) или подщелачиванию (при Са/Р > 1.67) исходного раствора:

СаНРО₄ + Н₂ О = Са₁₀ (РО₄ )₆ (ОН)₂ + Н₃ РО₄ (15)

3Са₄ Р₂ О₉ + Н₂ О = Са₁₀ (РО₄ )₆ (ОН)₂ + 2Са(ОН)₂ (16)

Большинство ортофосфатов кальция являются «кислыми»; накопление кислоты по реакции (15) приводит к быстрому торможению реакции, степень превращения индивидуального фосфата кальция при гетерогенной реакции гидролиза невысока. Для обеспечения полноты протекания реакции гидролиза кислых фосфатов кальция, как правило, используют щелочные буферные раствора.

Подавляющее число работ посвящено исследованию гидролиза трикальциевого фосфата a-Ca₃ (PO₄ )₂ . Результаты, приводимые в литературе по кинетике гидролиза a-ТКФ и морфологии получаемого ГА, часто противоречивы. В ряде случаев отмечено относительно быстрое протекание гидролиза a-Ca₃ (PO₄ )₂ (100% за 21 час при 37 ^о С) [138-139], в нескольких работах сообщается о медленной кинетике процесса (<5% конверсии за 3 часа) [140-141].

Сухие способы предполагают получение ГА с применением твердофазных реакций, диффузионных процессов в результате прокаливания при температуре 1000-1300°С смесей соединений, содержащих ионы Са²⁺ и РО₄ ^3- , в определенных количествах. В качестве источника групп ОНˉ используют атмосферу паров воды. Твердофазный синтез позволяет получать крупнокристаллический (агломераты до 30 мкм) материал заданной стехиометрии, но требует продолжительного отжига при высоких температурах.

В работе [1] описан синтез ГА из солей и Н₃ РО₄ . Другой пример сухих способов – получение ГА прокаливанием смесей Са₃ (РО₄ )₂ и СаСО₃ , Са₂ Р₂ О₇ и СаСО₃ , СаНРО₄ ·2Н₂ О и СаО при 900-1300 ⁰ Cв присутствии паров воды [142].

Получение ГА возможно по твердофазной реакции между брушитом (CaHPO₄ ·2H₂ O) и карбонатом кальция (CaCO₃ )

6CaHPO₄ ·2H₂ O+4CaCO₃ =Ca₁₀ (PO₄ )₆ (OH)₂ +14H₂ O+4CO₂ (17)

Молярное отношение CaHPO₄ ·2H₂ O/CaCO₃ ,равное 1,5, позволяет получить стехиометрический ГА.

Последовательность твердофазных реакций между исходными компонентами под действием температуры может быть описана следующим образом:

6CaHPO₄ ·2H₂ O+4CaCO₃ = 6CaHPO₄ +4CaCO₃ +12H₂ O(г) , t ~210 ºС(18)

6CaHPO₄ +4CaCO₃ =3y -Ca₂ P₂ O₇ +3H₂ O(г)+4CaCO₃ ,t = 450–470 ºС(19)

3y -Ca₂ P₂ O₇ +4CaCO₃ =3β -Ca₂ P₂ O₇ +4CaCO₃ , t~563 ºС(20)

3β -Ca₂ P₂ O₇ +4CaCO₃ =3β -Ca₂ P₂ O₇ +4CaO+4CO₂ (г),t = 670–786 ºС(21)

3β -Ca₂ P₂ O₇ +4CaO = x β -Ca₃ (PO₄ )₂ +y Ca₁₀ (PO₄ )₆ O+m CaO+n b-Ca₂ P₂ O₇ ,

t = 900–1100 ºС(22)

3β -Ca₂ P₂ O₇ +4CaO = Ca₁₀ (PO₄ )₆ O, t ~1200 ºС(23)

Ca₁₀ (PO₄ )₆ O+H₂ O = Ca₁₀ (PO₄ )₆ (OH)₂ , t ~850 ºС(24)

Кроме того, CaCO₃ и CaHPO₄ ·2H₂ O сами по себе могут служить как пороформирующие реагенты благодаря выделению углекислого газа и воды в процессе реакции (используется при формировании высокопористой микроструктуры).

Существует ещё один метод синтеза ГА – гидротермальный, требующий дорогостоящей аппаратуры и основанный на реакциях, проходящих при высоких температурах и давлениях. Методики получения апатитов можно подразделить на две группы [143]: метод гомогенного осаждения с использованием мочевины; разложение хелатных комплексов. В методах первой группы используется прием постепенного увеличения рН раствора, содержащего ионы кальция и фосфат – ионы. В основе методов второй группы используется распад хелатных комплексов кальция в ходе термического воздействия в гидротермальных условиях.

Так, в качестве исходных материалов в методах первой группы применяют обычно СаСО₃ с фосфатом аммония, Са(NO₃ )₂ и (NH₄ )₂ HPO₄ в водном растворе аммиака. В работе [144] использовали пирофосфат кальция (Са₂ Р₂ О₇ ). В [145] описано взаимодействие Са₂ Р₂ О₇ с Н₃ РО₄ . Авторы считают, что стехиометрический продукт гидротермальным методом можно получить по реакции:

3Са₂ Р₂ О₇ +4СаО+Н₂ О Þ Са₁₀ (РО₄ )₆ (ОН)₂ (25)

В работе [146] было изучено влияние NH₄ OHна скорость процесса роста кристаллов ГА. Призматические кристаллы в отсутствие NH₄ OHобразуются более чем за 96 часов даже при температуре 500°С и давлении 80 МПа. Введение последнего намного увеличивает скорость реакции. Количество исходных реагентов вместе с Н₂ О должно занимать 50-60 % объема автоклава (в зависимости от температуры, при которой проводится синтез).

Представляет интерес метод синтеза ГА с использованием стадии сушки с вымораживанием смеси ацетата кальция с триэтилфосфатом. Достоинством метода является возможность получить высокодисперсные и высоко пористые образцы [1].

Другие ортофосфаты кальция

Монокальциевый фосфат моногидрат (МКФМ) – наиболее кислый и водорастворимый фосфат кальция. МКФМ может быть получен из сильнокислых растворов (например, растворением СаСО₃ в фосфорной кислоте с последующим охлаждением о отмывкой), что обычно и используется при производстве сельскохозяйственных удобрений. При температуре выше 100 ^о С МКФМ переходит в безводную форму Са(Н₂ РО₄ )₂ [147].

Дикальциевый фосфат дигидрат (ДКФД) – может быть легко получен при смешивании растворов, содержащих ионы Са²⁺ и НРО₄ ^2- при комнатной температуре и рН = 3-4,5. ДКФД биосовместим с костной тканью и способствует процессам ее роста [147].

Безводный дикальциевый фосфат (ДКФ) – подобно ДКФДможет быть получен осаждением из водных растворов (но при высоких температурах более 80 ^о С) [136]. В отличие от ДКФД безводный дикальциевый фосфат никогда не был обнаружен как продукт биологической кальцификации [147].

Октокальциевый фосфат (ОКФ) - часто образуется как промежуточный продукт при получении термодинамически более устойчивых фаз (например, гидроксиапатита) в области нейтральных значений рН из растворов [Са] < 5 mMи [P] < 60 mMпри t~ 40^о С [147].

Аморфный фосфат кальция (АФК) – частообразуется как промежуточная фаза, предшествующая образованию гидроксиапатита в водной среде в широкой области начальных произведений растворимости [Ca]·[P] = 25 - 5·10⁵ мМ² [140].

ТКФ является высокотемпературной фазой и может быть получен в ходе твердофазного синтеза, а именно [140,147]:

CaCO₃ + 2CaHPO₄ ÞCa₃ (PO₄ )₂ + H₂ O↑ (t<1150 ºC) (26)

Ca₉ (HPO₄ )(PO₄ )₅ OH ÞCa₃ (PO₄ )₂ + H₂ O↑ (t~800 ºC) (27)

В работе [28] описан метод синтеза ТКФ из раствора по реакции:

3Ca(NO₃ )₂ + 2(NH₄ )₂ HPO₄ +2NH₄ OH Þ

Ca₃ (PO₄ )₂ ↓ +6NH₄ NO₃ + 2H₂ O (28)

Стехиометрические количества раствора гидрофосфата аммония медленно добавляют к раствору нитрата кальция при температуре 60 °C. pH раствора поддерживают на уровне 7 добавлением раствора NH₄ OH или НNO₃ . После 2 часов старения, раствор охлаждают до комнатной температуры, порошок осаждают и отжигают при температуре 900 ºС.

При температуре выше 1150 ºС β-ТКФ переходит в высокотемпературную α-Ca₃ (PO₄ )₂ модификацию, растворимость которой в воде существенно выше.

Другой способ получения чистого β-ТКФ - твердофазная реакция между брушитом (CaHPO₄ •2H₂ O) и карбонатом кальция (CaCO₃ ).

2CaHPO₄ •2H₂ O+CaCO₃ = Ca₃ (PO₄ )₂ +5H₂ O+CO₂ (29)

Основным недостатком всех материалов на основе ГА является недостаточная резорбируемость в физиологической среде с рН ³ 7.3. Поэтому наиболее часто в медицинской практике используют композиционные материалы на основе ГА и ТКФ. Скорость резорбции имплантата прямо пропорциональна содержанию ТКФ в композиции: с увеличением доли ГА процесс резорбции замедляется. Растворимость ТКФ на порядок выше, чем растворимость ГА.

Присутствие ТКФ в материале можно обеспечить различными методами, но непосредственное спекание механически смешанных ГА и ТКФ используется редко. В некоторых случаях целесообразно синтезировать ГА с заданным содержанием ТКФ путем проведения твердофазных реакций. В большинстве же случаев осуществляется химическая обработка ГА, либо его частичное термическое разложение. Термохимическая обработка позволяет получать двухфазные композиции, не превышая температуры 1000 ºС, что позволяет сохранить биологическую активность фосфатов кальция. Появление низкотемпературной модификации ТКФ фиксируется уже при температуре 700 ºС в случае обработки раствором фосфорной кислоты. Однако получение двухфазного продукта, состоящего только из ГА и β-ТКФ, при указанных условиях возможно в узком интервале температур 850 – 900 ºС. За верхним пределом этого интервала существует только β-ТКФ, который при 1200 ºС переходит в высокотемпературную α-форму.

Композиционные материалы на основе ГА и β-ТКФ с различными соотношениями компонентов могут быть получены изменением молярного отношения реагентов CaHPO₄ ·2H₂ O и CaCO₃ в интервале между 1,5 и 2,0. Главной проблемой при получении композиционных материалов являются разные температуры спекания β-ТКФ и ГА.

В работе [148] измельченные в шаровой мельнице исходные материалы (ДКДФ и карбонат кальция) смешивали в заданных соотношениях и затем отжигали в течение 4 часов при 1000 - 1100 °C. Если полученный композиционный материал имеет в своем составе β-ТКФ более 50 %, то, следовательно, смесь должна спекаться при более низкой температуре, например ниже 1000 °C, а если в материале содержание ГА высокое, то смесь должна спекаться при более высокой температуре, например выше 1100 °C. Это означает, что для поддержания состава на требуемом уровне, температура спекания должна быть отрегулирована согласно ее номинальному составу.

Двухфазные композиционные материалы часто получают как побочный продукт синтеза чистого ГА или чистого ТКФ.

Бифазные материалы могут быть также получены как механическим смешиванием ГА и ТКФ, так и отжигом кальций дефицитного апатита (КДА, Ca/P=1.5 - 1.67) при температуре более 700 °C. КДА получают мокрыми методами, такими как соосаждение или гидролиз ДКФД [149].

Синтез катион - и анион замещенных фаз

В костной ткани, дентине и эмали присутствуют Mg²⁺ , Na⁺ и К⁺ в виде примесных элементов, оказывая влияние на физиологию тканей. Кроме того, представляет интерес создание материалов, содержащих такие катионы, как Ag⁺ , Cu²⁺ , Zn²⁺ , которые могут накапливаться в тканях организма в следовых количествах [21] и оказывают антибактериальное и фунгицидное действие [150,151].

Синтез Ag⁺ -, Cu²⁺ -, Zn²⁺ -замещенных гидроксиапатитов проводили осаждением из водных растворов следующим образом [150]. Нитраты AgNO₃ , Cu(NO₃ )₂ ·3H₂ Oили Zn(NO₃ )₂ ·6H₂ Oрастворяли в дистиллированной воде, к растворам добавляли 0,5М раствор Са(ОН)₂ , затем покапельно приливали 0,3М раствор Н₃ РО₄ и перемешивали магнитной мешалкой. Расчетные концентрации компонентов: нитрат металла от 0,0001 до 0,01М, гидроксид кальция 0,167М, ортофосфорная кислота 0,1М. Реакцию завершали при рН 9,1. Осадок фильтровали и сушили при 120⁰ С. Рентгеновский фазовый анализ выявил, что продуктами реакции являются катион-замещенный ГА и фаза Са₅ (РО₄ ,NO₃ )₃ (OH). Другой вариант синтеза серебро-содержащего - ионообменная обработка кристаллов ГА в 0,02%-ном растворе AgNO₃ при комнатной температуре в течение 48 ч [151]. Цинк-замещенный КГА получали осаждением из раствора следующим образом [152]. К раствору Ca(NO₃ )₂ (14,5 г в 200 мл дистиллированной воды) покапельно добавляли раствор NaHPO₄ (5,2 г в 200 мл) при 87⁰ С. Карбонат вводили через 1М раствор NaHCO₃ добавлением к фосфатному раствору (0-20 мл). Объем до 20 мл компенсировали дистиллированной водой. Цинк вводили через раствор нитрата цинка добавлением к раствору нитрита кальция из расчета 0,8-184 мг в 20 мл пробы. В процессе осаждения поддерживали значение рН 7 или 9 добавлением раствора NaOH. После старения в течение 2 ч, раствор нагревали до температуры кипения. Осадок промывали дистиллированной водой и сушили при 120⁰ С. Получены порошки с содержанием Zn до 0,019 мг/г (атомно-абсорбционная спектроскопия) и карбонат-ионов до 9,2 масс.%.

Синтез магний-замещенных апатитов осаждением из раствора изучали в работе [153]. Синтез основан на реакции

(10 - x)Ca(NO₃ )₂ + xMg(NO₃ )₂ + 6(NH₄ )₂ HPO₄ + 8NH₄ OH=

Ca_10-x Mg_x (PO₄ )₆ (OH)₂ + 20NH₄ NO₃ + 6H₂ O; 0,1 £x £1,0 (30)

В качестве исходных соединений использовали водные растворы нитратов (1 моль/л), двузамещенного фосфата аммония (0,6 моль/л) и аммиака (6 моль/л). Реакционную смесь перемешивали и помещали в бытовую СВЧ-печь мощностью 700 Вт на 30 мин, после чего осадки отфильтровывали, промывали водой и высушивали на воздухе. Согласно данным элементного анализа (масс-анализатор ЭМАЛ-2), во всех образцах магний входил в состав твердой фазы. Продукты реакции были рентгеноаморфны. В таблице 7. представлены данные по составу синтезированных соединений после термической обработки при 300-1000⁰ С.

Таким образом, магний оказывает дестабилизирующее действие на структуру ГА, что можно объяснить различием ионных радиусов кальция и магния. Реально возможен синтез магний-замещенных ГА при замещении кальция магнием до 1 ат.% (х = 0,1).

Ионы фтора сравнительно легко входят в структуру апатита при синтезе в растворах, формируя фторапатит (ФА) Ca₁₀ (PO₄ )₆ F₂ .Известен следующий метод получения порошка ФА осаждением из раствора [154]. Первоначально готовят раствор, содержащий эквивалентное количество фторида аммония и диаммоний фосфата. Затем к нему при активном перемешивании добавляют раствор хлорида кальция.

10CaCl₂ + 6(NH₄ )₂ HPO₄ + 2NH₄ F +6NH₄ OH Þ

Ca₁₀ (PO₄ )₆ F₂ + 20NH₄ Cl + 6H₂ O (31)

Полученный в результате взаимодействия осадок отделяют на вакуумном фильтре и промывают дистиллированной водой до полного отсутствия в последней ионов Fˉ и Clˉ. После этого осаждённый продукт подвергается предварительной сушке и прокаливанию до постоянной массы в муфельной печи при температуре 500°С. Затем полученный ФА измельчают в шаровой мельнице до частиц требуемого размера. По данным проведённого рентгенофазового анализа все отражения на рентгенограмме синтезированного таким методом ФА соответствуют таковым у химически чистого ФА. Химическую чистоту и соответствие стехиометрии ФА подтвердил и лазерный масс-спектрометрический анализ.

В работе [155] описан способ получения ФА путём гидролиза тетракальцийфосфата, Ca₄ (PO₄ )₂ O, в 0,1 моль/л растворе КН₂ РО₄ , содержащем 83 мМоль/л KF, при температуре 37°С и постоянном перемешивании, с пропусканием азота, очищенного от СО₂ , в течение всего процесса.

В одном из вариантов твёрдофазного синтеза ФА в качестве исходных компонентов использовали свежепрокалённый оксид кальция, двузамещённый фосфат аммония и фторид кальция. Предварительно смешенные компоненты подвергали измельчению и гомогенизации с добавлением этанола. Затем проводили термообработку смеси в платиновом стакане в течение 2 часов при температуре 1100 °С в токе сухого азота. По данным химического, спектрального и рентгенофазового анализов, полученный по такой технологии продукт полностью соответствовал стехиометрическому ФА. Однако данный метод получения ФА, при своей относительной простоте, имеет значительные недостатки в технологическом плане (необходимость неоднократного размола продукта и потребность в использовании высокотемпературной аппаратуры).

Существуют аналогичные методы получения ФА с использованием следующих химических реакций:

2CaO + Ca(H₂ PO₄ )₂ ·H₂ O ÞCa₃ (PO₄ )₂ + 3H₂ O (32)

3Ca₃ (PO₄ )₂ + CaF₂ ÞCa₁₀ (PO₄ )₆ F₂ (33)

или

CaCO₃ + 2CaHPO₄ ·2H₂ O ÞCa₃ (PO₄ )₂ + 3H₂ O + CO₂ (34)

3Ca₃ (PO₄ )₂ + CaF₂ ÞCa₁₀ (PO₄ )₆ F₂ (35)

Исходные компоненты смешивают в этаноле, затем полученные смеси нагревают до 600°С и выдерживают в течении 3 часов в атмосфере воздуха. Полученный продукт размалывают и обжигают при 1100°С в течении 2 часов в токе осушенного азота.

Другим способом синтеза ФА [109], является реакция, проходящая при нагревании смеси ГА и фторида аммония в течение 1 часа:

Ca₁₀ (PO₄ )₆ (OH)₂ + 2NH₄ F ÞCa₁₀ (PO₄ )₆ F₂ + 2NH₄ OH (36)

К мокрым методам получения фторгидроксиапатита (ФГА) так же, как и в случае синтеза ГА и ФА, относится осаждение ФГА из водных растворов соединений кальция, фосфатов и фторидов [154,156].

В работе [156] описывается следующий метод получения ФГА (синтез проводится в атмосфере азота): 100 мл 10,8 мМ раствора нитрата кальция, с добавленным в требуемом количестве фтором через фторид натрия, доводят до рН=10 добавлением гидроксида аммония. Полученный раствор нагревают до 90°С и добавляют 100 мл 6,5 мМ раствора двузамещённого фосфата аммония, рН=10 достигают покапельным добавлением гидроксида аммония. Образовывающийся осадок выдерживают в растворе в течении 5 часов при 90°С с постоянным перемешиванием, затем его отделяют при помощи центрифуги (10000 об/мин) в течении 10 мин и промывают дистиллированной водой. Полученный материал высушивают при температуре 100°С.

Получение ФГА возможно и путём осаждения ФА из раствора на поверхность ультрадисперсных частиц ГА. Первоначально готовят раствор, содержащий (NH₄ )₂ HPO₄ и NH₄ F, после чего в него при активном перемешивании добавляют ультрадисперсный порошок ГА и раствор CaCl₂ . Полученный осадок отфильтровывают, промывают и подвергают обжигу, спёк подвергают помолу. При обработке раствора ультразвуком скорость процесса увеличивается более чем в 2 раза, кроме того, уменьшается размер частиц конечного ФГА.

Есть сведения о получении гетерогенных ФГА-порошков [155]. В этой работе описывают получение частиц ФГА, состоящих из отдельных слоёв в виде ГА и ФА.

Для достижения лучшего распределения фтора в керамике разработан следующий способ синтеза ФГА [154, 157]. Синтез ФГА (с 10% замещения групп ОН^ˉ на ионы F^ˉ ) проводили по реакции:

10Ca(OH)₂ + 6(NH₄ )₂ HPO₄ + 0,2KFÞCa₁₀ (PO₄ )₆ (OH)_1,8 F_0,2 + 12NH₄ OH + 0,2KOH + 6H₂ O(37)

Полученный ксерогель сушили при температуре 85-90°С, после чего проводили кальцинацию порошка при температуре 1000°С в течение 30 минут. Частицы конечного порошка ФГА (для всех составов) имели неправильную форму и размеры 2 - 5 мкм, объединены в агрегаты размером 25 - 50 мкм. Из результатов ИК-спектрального анализа и РФА следует, что полученный порошок является ФГА. По данным РФА основной фазой в полученном продукте является апатит. На рис. 12 показано изменение положения основных рефлексов структуры апатита при переходе от ГА к ФА. Локальный рентгеноспектральный анализ порошков, выполненный на сканирующем электронном микроскопе LEO 1450 EV, подтвердил высокую равномерность распределения фтора, содержание которого в образце соответствует расчетному. Описанным выше способом синтеза может быть получен ФГА с субмикронным размером частиц. Электронно-микроскопическая фотография такого порошка показана на рис. 13.

Метод твёрдофазного синтеза ФГА описан в [158]. ФГА получали из химически чистых CaHPO₄ , CaCO₃ и CaF₂ , которые смешивали с добавлением ацетона в мельнице с агатовыми шарами, затем сушили, брикетировали и подвергали термической обработке в среде азота (предварительно очищенного от СО₂ ) при 1000 °С в платиновом тигле с выдержкой в течение 3 часов. Полученный материал медленно охлаждали, дробили и доводили до порошкообразного состояния в мельнице.

По-видимому, возможны другие варианты синтеза ФГА в твердой фазе, подобные методам синтеза ГА и ФА и отличающиеся от таковых варьированием количества фторида, участвующего в реакции. Твердофазные методы синтеза легче поддаются контролю, в отличие от жидкофазных, и характеристики конечного продукта (размер и агломерированность частиц порошка, соотношение мягких и жестких агломератов, удельная поверхность, морфология частиц, степень кристалличности) могут существенно различаться. Относительно мало известно из литературы о сравнительных характеристиках порошков фторсодержащих апатитов в зависимости от метода и условий синтеза.

Содержание фтора в ФГА медицинского применения не должно превышать 10 ат.% по отношению к гидрокси-группам. Нами изучен вариант получения ФГА смешением ГА с ФА в заданных количествах с последующей термической обработкой для твердофазного взаимодействия и образования твердого раствора ФА в ГА [106].

При получении кремнийзамещенного ГА методом осаждения из водных растворов важно правильно подобрать исходный реагенты, чтобы максимально исключить возможность замещения фосфатных групп карбонатными. Наиболее часто используют следующие реакции [121-122]:

10Са(ОН)₂ + (6-х)Н₃ РО₄ + хSi(OR)₄ Þ

Ca₁₀ (PO₄ )_6-x (SiO₄ )_x (OH)_2-x + 4xROH + (18-3x)H₂ O,(38)

10Са(NO₃ )₂ + (6-x)(NH₄ )₂ HPO₄ + xSi(OR)₄ + (8+2x)NH₄ OH Þ

Ca₁₀ (PO₄ )_6-x (SiO₄ )x(OH)_2-x + 20NH₄ NO₃ + 4xROH + (6-x)H₂ O,(39)

гдеR=Et.

Синтез проводят при температурах 60-80 ⁰ С, рН = 9-11 поддерживают раствором аммиака, иногда используют атмосферу инертного газа. При этом наблюдается уменьшение размера кристаллитов получаемого ГА при увеличении содержания кремния.

Карбонат-группы могут занимать позиции А (замещение ОН^- -групп) и Б (замещение РО₄ ^3- -групп) в структуре ГА. Для получения КГА типа А используют реакцию ионного обмена между ОН^- и СО₃ ^2- при выдержке ГА в среде СО₂ при температурах 900-1000⁰ С в течение 15-144 ч [159,160]. Альтернативный метод состоит в выдержке стехиометрического, подвергнутого термической обработке порошка ГА в водном растворе, насыщенном по отношению к диоксиду углерода, в течение периода времени до 2 месяцев [161]. Достигнуто введение карбонат-групп в ГА в количестве до 5,5 масс.% в результате реакции ионного обмена с гидрокси-группами.

КГА Б-типа, либо смешанного АБ-типа замещения, получают осаждением из водных растворов при повышенных значениях рН [159]. Может быть использована реакция между 1М раствором нитрата кальция, 0,6М раствором двузамещенного фосфата аммония, 0,1М раствором карбоната аммония и концентрированным аммиаком [162].

При замещении по типу Б проблемой является сохранение зарядового баланса, из-за различия валентностей карбонат - и фосфат-групп. Поэтому синтез КГА Б-типа обычно проводят с участием ионов натрия или аммония, частично замещающих ионы кальция. Ионы натрия имеют близкий ионный радиус к ионам кальция. Методика синтеза с введением натрия предложена в работе [163]. К раствору нитрата кальция (210 мМ) покапельно приливали раствор ортофосфата аммония (130 мМ) при непрерывном перемешивании в течение 4 ч при температурах от 3 до 90⁰ С. К растворам добавляли бикарбонат натрия (0 - 640 мМ). Осадок старили в течение 24 ч, промывали и фильтровали [164]. Установлено существенное влияние температуры и содержания бикарбоната на морфологию кристаллизующихся частиц (от сферической при высоких его содержаниях до игольчатой - при низких). Превалирующий тип замещения зависит от содержания карбонат-ионов: при содержаниях СО₃ ^2- более 4 масс.% они предпочтительно занимают Б-позиции в структуре КГА.

КГА может быть получен из оксида кальция, кислого фосфата аммония и карбоната аммония в условиях твердо-жидкофазного взаимодействия [165]. Исходные ингредиенты в твердом состоянии смешивают в планетарной мельнице в расчетном соотношении, эквивалентном КГА заданной степени замещения. Затем к смеси добавляют воду и продолжают смешение в течение 30 мин. Смесь помещают в микроволновую печь (частота 2,45 ГГц, мощность 630 Вт) на 40 мин, поскольку известно ускоряющее воздействие микроволнового излучения на процесс синтеза КГА [166]. Продукт реакции подвергают термообработке на воздухе при 300⁰ С для кристаллизации КГА.

Существует мнение, что компенсация дефицита заряда катионом щелочного металла или аммония при введении карбонат групп в положение Б не является обязательной [159]. Зарядовое соотношение может быть обеспечено в результате образования вакансий по кальцию в структуре КГА. Исходя из этой предпосылки, авторы работы [159] предложили метод синтеза КГА АБ-типа, в котором расчетное соотношение Са/Р a priori больше 1,67. Готовили суспензию 0,528 моля Са(ОН)₂ в 1 л деионизованной воды. Карбонат-группы вводили барботированием СО₂ через 0,75 л воды в течение 30 мин, при этом значение рН изменялось от 7 до примерно 4. К обработанной таким образом воде добавляли 0,3 моля Н₃ РО₄ и доводили водой объем до 1 л. Фосфатно-карбонатный раствор покапельно вводили в суспензию гидроксида кальция при непрерывном перемешивании в течение 3 ч при комнатной температуре. Значение рН смеси был больше 9 за счет избытка Са(ОН)₂ , поэтому не требовалось введения аммиака. После перемешивания в течение 2 ч смесь старили в течение суток, осадок отфильтровывали и сушили при 80⁰ С.

Синтез КГА осаждением в жидкости, моделирующей внеклеточную жидкость организма (СБФ) и в присутствие мочевины (H₂ NCONH₂ ), описан в работе [167]. В качестве исходных реагентов использовали Ca(NO₃ )₂ •4H₂ O и (NH₄ )₂ HPO₄ . Готовили 9,5М раствор мочевины в СБФ, который выдерживали при 85⁰ С в течение суток. Добавлением аммиака значение рН раствора снижали с 9 до 7,4. Применяли 2 схемы осаждения. Согласно первой из них, 204 мл СБФ смешивали с приготовленным раствором мочевины, затем к раствору при 37⁰ С добавляли 1,583 г (NH₄ )₂ HPO₄ и 5,1 г Ca(NO₃ )₂ •4H₂ O. После перемешивания к смеси добавляли покапельно аммиак для доведения рН до 7,4 и обрабатывали ультразвуком. Осадок промывали и сушили при 80⁰ С. Вторая схема отличалась от первой тем, что первоначально смешивали 148,9 мл 0,218М раствора Ca(NO₃ )₂ •4H₂ O с 23 мл раствора мочевины, а затем к этой смеси прибавляли покапельно 211,4 мл 0,085М раствора (NH₄ )₂ HPO₄ . Величину рН поддерживали на уровне 7,4 добавлением аммиака. Получены карбонат-содержащие ГА высокой термической стабильности. Полагают, что высокая ионность среды (СБФ), в которой проводится осаждение, способствует нуклеации осаждения апатита при столь низком значении рН.

В работе [168] проводили осаждение КГА в растворе, содержащем ионы Ti⁴⁺ . Раствор 5,2 г Na₂ HPO₄ •7H₂ O в 200 мл дист. воды прибавляли покапельно к раствору 14,5 г Ca(NO₃ )₂ •4H₂ O в 200 мл дист. воды при 85-90⁰ С. Карбонат-ионы вводили добавлением 0-5 мл 1М раствора NaHCO₃ , ионы титана - покапельным, с малой скоростью (во избежание прямого гидролиза титана и формирования диоксида титана) прибавлением раствора NH₄ TiF₆ концентрации 980 мг/л. Значение рН поддерживали на уровне 7,0 добавлением NaOH. После 2 часов осаждения температуру системы повышали до точки кипения и оставляли на 2 ч. Фильтрат сушили при 120⁰ С на воздухе. Порошки имели пластинчатую морфологию с длиной пластин на уровне десятков нанометров и толщиной - менее 10 нм. Структура порошков - аморфизированная. Установлено, что титан оказывает дестабилизирующее действие на апатит.

Таким образом, существует множество способов синтеза карбонат-замещенных гидроксиапатитов, обеспечивающих возможность получения порошков различной морфологии, степени кристалличности и размеров. Важной проблемой для получения керамики из таких порошков является их термическая стабильность, существенно снижающаяся при введении карбонат-групп в структуру.

Синтез многокомпонентных фаз на основе гидроксиапатита

Повышение механических свойств многих керамических материалов достигается введением в керамическую матрицу добавок тонкодисперсного ZrO₂ тетрагональной модификации в сочетании со стабилизирующими эту фазу диоксида циркония добавками Y₂ O₃ , MgO, СеО₂ [169,170]. Эффект повышения прочности и трещиностойкости обусловлен мартенситным превращением частиц диоксида циркония из тетрагональной в моноклинную модификацию, происходящим с положительным дилатометрическим эффектом и создающим поля сжимающих напряжений в матрице. Обычно дисперсные частицы диоксида циркония вводят простым механическим смешением с матричным материалом.

В качестве альтернативы, В.П. Орловским с сотр. разработаны основы метода совместного осаждения ГА с диоксидом циркония [171,172]. Синтезированы смеси ГА с гидроксидами циркония, иттрия и алюминия, которые отличаются высокой дисперсностью, равномерным распределением осажденных компонентов. Из таких порошков, полученных прокаливанием смесей ГА и гидроксидов, формируют керамику с высокими механическими характеристиками.

Изучены условия совместного осаждения ГА и гидроксидов циркония, иттрия и алюминия в системах

CaCl₂ - Zr(OH)₂ Cl₂ - (NH₄ )₂ HPO₄ - NH₃ - H₂ O(40)

CaCl₂ - Zr(OH)₂ Cl₂ -YCl₃ - (NH₄ )₂ HPO₄ - NH₃ - H₂ O(41)

CaCl₂ - AlCl₃ - (NH₄ )₂ HPO₄ - NH₃ - H₂ O (42)

CaCl₂ - Zr(OH)₂ Cl₂ - AlCl₃ - (NH₄ )₂ HPO₄ - NH₃ - H₂ O (43)

методами растворимости (остаточных концентраций И.В.Тананаева) и измерения рН.

Системы изучали при постоянной концентрации (NH₄ )₂ HPO₄ (0,025 моль/л) и изменяющихся количествах ионов Са²⁺ , Zr(OH)₂ ²⁺ , Y³⁺ , а также при различных рН. Отношение компонентов в исходных смесях n_исх. =CaCl₂ :(NH₄ )₂ HPO₄ =1,67-1,75 соответствует образованию гидроксиапатита кальция.

В результате изучения систем (40) и (41) (рН=10-11) найдены условия совместного осаждения ГА и гидроксидов циркония и иттрия. Состав выделенных твердых фаз соответствует общим формулам:

Сa₁₀ (PO₄ )₆ (OH)₂ .mZr(OH)₄ .xH₂ O, где m=0,2-1,2; x=6-9.(44)

Сa₁₀ (PO₄ )₆ (OH)₂ .m[Zr(OH)₄ ]_0,97 [2Y(OH)₃ ]_0,03 .xH₂ O,(45)

Сa₁₀ (PO₄ )₆ (OH)₂ .m[Zr(OH)₄ ]_0,85 [2Y(OH)₃ ]_0,15 .xH₂ O, гдеm=0,2-1,2; x=9; 12.(46)

При нагревании смешанных фаз ГА и гидроксидов циркония или гидроксидов циркония и иттрия до 900⁰ С происходит постепенное удаление воды; ГA не разлагается и не взаимодействует с образующимися оксидами циркония и иттрия. Структура ГА полностью сохраняется.При прокаливании выделенных твердых фаз при 900⁰ С образуются гомогенные смеси-фазы смешанного состава ГА и оксидов циркония, циркония и иттрия состава: Сa₁₀ (PO₄ )₆ (OH)₂ .mZrO₂ , где m=0,2-1,2 и Сa₁₀ (PO₄ )₆ (OH)₂ .m[(ZrO₂ )n(YO₃ )_1-n ], где m=0,2-1,2; n=0,85-0,97. Данные РФА показали, что во всех полученных прокаленных твердых фазах присутствует ГА (без примеси СаО и ТКФ) и ZrO₂ тетрагональной сингонии. Проведенный анализ данных ИК-спектроскопии показал, что соединения является монофосфатами, однако монофосфатные группы искажены, так как наблюдается существенное расщепление частот. При нагревании гидратированных соединений до 900⁰ С исчезает только полоса деформационных колебаний воды при 1650 см^-1 , полосы поглощения ОН^- - и РО₄ ^3- -групп практически не изменяются.

С целью изучения условий совместного осаждения ГА и гидроксидов циркония и алюминия из водных растворов исследована система CaCl₂ - Zr(OH)₂ Cl₂ - AlCl₃ - (NH₄ )₂ HPO₄ - NH₃ - H₂ O (25⁰ С). При рН=8,0-8,66 в растворе обнаруживается значительная часть ионов Са²⁺ , не вошедших в состав осадка, а ионы РО₄ ^3- , Zr⁴⁺ и Al³⁺ отсутствуют. Отношение Са/Р в твердых фазах составляет 1,5, что соответствует образованию Са₃ (РО₄ )₂ при термической обработке. При увеличении рН до 8,86 и 9,0 отношение Са/Р в твердых фазах составляет 1,56-1,61. Это соответствует образованию фаз переменного состава, включающих гидроксиды циркония и алюминия и смесь двух фосфатов: трехкальциевого фосфата и ГА с увеличивающей долей последнего по мере возрастания рН. При рН=9,1-9,35 осаждаются гидроксиды циркония и алюминия, и фаза состава ГА. Составы твердых фаз характеризуются брутто-формулой Сa₁₀ (PO₄ )₆ (OH)₂ .qZr(OH)₄ .qAl(OH)₃ .xH₂ O, где q=0,5-1,5. С увеличением количества введенного аммиака при рН>9,42 часть Al(OH)₃ , ввиду амфотерности, переходит в раствор.

Выделенные из растворов смешанные твердые фазы рентгеноаморфны. После прокаливания (900⁰ С) совместно осажденных осадков фосфатов кальция и гидроксидов циркония и алюминия образуются кристаллические безводные фазы суммарных составов Са₃ (РО₄ )₂ .mZrO₂ .0,5mAl₂ O₃ (m=0,166-0,5), фазы переменного состава

nСа₃ (РО₄ )₂ .(1-n)Сa₁₀ (PO₄ )₆ (OH)₂ .pZrO₂ .0,5pAl₂ O₃ ,

Сa₁₀ (PO₄ )₆ (OH)₂ .qZrO₂ .sAl₂ O₃ (q=0,5-1,5; s < 0,5q).

Рентгенофазовый анализ продуктов прокаливания (900⁰ С) твердых фаз Са₃ (РО₄ )₂ .0,5ZrO₂ .0,25Al₂ O₃ и Сa₁₀ (PO₄ )₆ (OH)₂ .1,5ZrO₂ .0,75Al₂ O₃ показывает, что в образцах наряду с ZrO₂ тетрагональной сингонии присутствуют в первом случае -Са₃ (РО₄ )₂ , а во втором случае - Сa₁₀ (PO₄ )₆ (OH)₂ . Рефлексы Al₂ O₃ не обнаружены. Данные ИК-спектроскопии согласуются с результатами РФА. Таким образом, полученные продукты синтеза могут принципиально быть использованы для изготовления трансформационно-упрочненной керамики на основе ГА и ГА-ТКФ. Проблемой, однако, является возможная диффузия Са и фосфата в диоксид циркония при термической обработке, что может приводит к стабилизации кубической модификации диоксида циркония, для которой эффект трансформационного упрочнения не реализуется.

3.2 Т ермическаястабильностьиособенностиспеканияфосфатно-кальциевойкерамики

Общие закономерности спекания керамических материалов рассмотрены в [173-176]. Спекание представляет собой процесс уплотнения и консолидации частиц порошковой массы под действием высоких температур. Следствием спекания является упрочнение материала. Керамический материал медицинского назначения должен обладать достаточной прочностью, близкой к прочности костной ткани; высоким сопротивлением усталости при воздействии статических и динамических нагрузок, особенно в коррозионно-активной среде организма, а также удовлетворительной вязкостью разрушения.

При спекании выделяют следующие основные процессы [173-176]:

· уплотнение материала, связанное с изменением количества, размеров и формы пор;

· рекристаллизация, т.е. перемещение в материале высокоугловых границ;

· возврат, или снижение и выравнивание остаточных напряжений;

· образование жидкой фазы, полиморфные превращения, химические реакции.

Наиболее типичными процессами, оказывающими влияние на свойства однофазной керамики, являются первые два. Среди многих исследований процессов спекания керамики на основе ГА следует отметить работы [177-178]. Уменьшение удельной поверхности ГА начинается при температурах около 500⁰ С, а уплотнение - обычно при 850⁰ С. На процесс спекания ГА существенно влияет парциальное давление паров воды в атмосфере, которые оказывают каталитическое действие. Полагают, что при относительно низких температурах припекание частиц ГА происходит по механизму поверхностной диффузии и контролируется скоростью адсорбции-десорбции водяного пара на поверхности ГА, тогда как при высоких температурах определяющим механизмом является транспорт через газовую фазу. Рассчитанные в работе [176] кажущиеся энергии активации процессов составили, соответственно, 117 кДж/моль (при Т<850⁰ С) и 208 кДж/моль (при Т>850⁰ ). Процесс уплотнения происходит по механизмам зернограничной и объемной диффузии. Зависимость линейной усадки от времени описывается соотношением

dL/L₀ = ktⁿ , (47)

dL- изменение размера, L₀ - исходный размер, kи n- постоянные. Значение nзависит от степени кристалличности исходного порошка, температуры спекания в изотермическом режиме и меняется во времени. Например, n= 0,42 на начальных стадиях и n= 0,24 на конечных стадиях процесса спекания при 940⁰ С порошка высокой (80 %) степени кристалличности. Повышение температуры спекания и снижение степени кристалличности приводят к уменьшению значения n.

Спекание керамики ГА осложняется двумя причинами: потеря радикалов ОН^- и распад ГА при высоких температурах [177-179]. Первый процесс происходит согласно реакции:

Са₁₀ (РО₄ )₆ (ОН)₂ = Са₁₀ (РО₄ )₆ (ОН)_2-2 _x O_x n_x + xH₂ O(48)

где n_х – вакансия, х<1.

Оксигидроксиапатит Са₁₀ (РО₄ )₆ (ОН)_2-2 _x O_x n_x формируется уже при температуре 900 ⁰ С на воздухе, а в атмосфере, не содержащих паров воды, температура его образования понижается до 850 ⁰ С.

При повышении температуры от 1200 до 1550°С к процессу потери групп ОНˉ добавляется разложение ГА на α-ТКФ и тетракальцийфосфат, последний иногда представляют в виде двойной соли ТКФ и оксида кальция: Са₃ (РО₄ )₂ ·СаО. Реакция разложения ГА может быть представлена следующим образом:

Са₁₀ (РО₄ )₆ (ОН)₂ = 2(a-Са₃ (РО₄ )₂ ) + Са₄ Р₂ О₉ + H₂ O(49)

Данный процесс обратим, т.е. в случае избытка паров воды в атмосфере, в которой происходит нагрев ГА, возможен обратный переход ТКФ в ГА:

Са₃ (РО₄ )₂ → Са₅ (РО₄ )₃ ОН (50)

ТКФ существует в двух кристаллических модификациях: высокотемпературной – α-ТКФ и низкотемпературной – β-ТКФ. Рентгеновская плотность β-ТКФ составляет 3,067 г/см³ , температура разложения 1380°С , для α-ТКФ эти параметры имеют значения 2,18 г/см³ и 1720°С, соответственно. Фазовое превращение β-ТКФ в α-ТКФ происходит в температурном интервале 1200-1400°С и сопровождается 7%-ным увеличением объёма материала. Так как данное превращение протекает медленно, то обе формы ТКФ можно обнаружить при комнатной температуре. В то же время ТКФ обладает большей резорбционной способностью в организме человека по сравнению с ГА.

Полагают, что критической для сохранения фазового состава верхней температурой спекания ГА является температура около 1300 ⁰ С, причем точное ее значение зависит от атмосферы, в которой проводится спекание, а именно, от парциального давления паров воды [21]. Повышение содержания влаги в среде спекания стабилизирует ГА при высоких температурах. В работах [176,180], однако, была продемонстрирована устойчивость ГА с соотношением Са/Р = 1,68 к термическому разложению вплоть до температуры 1450 ⁰ С при выдержках до 3 ч. Повышение температуры до 1500 ⁰ С приводит к разложению ГА. Плотность, близкая к теоретической, достигается при температуре спекания тонкодисперсных порошков ГА 1300 ⁰ С с выдержкой при этой температуре в течение 3 ч. Дальнейшее повышение температуры приводит к собирательной рекристаллизации – размер зерна увеличивается от 4 до 14 мкм с повышением температуры спекания от 1300 до 1450 ⁰ С. Зависимость размера зерна от температуры термообработки описывается уравнением Аррениуса. Оцененная по этой зависимости кажущаяся энергия активации равна 196 кДж/моль [176].

Представляется очевидным, что температурно-временные параметры процесса спекания должны зависеть от предыстории порошка и его дисперсности, влияющих на активность при спекании, а также и от фазового состава. Увеличение размера частиц исходного порошка ГА от 1 до 4,2 мкм приводит к значительному повышению температуры начала интенсивной усадки при спекании. Несмотря на более высокую плотность сырых прессовок, полученных из крупных порошков, достигаемая при спекании плотность увеличивается с уменьшением размера частиц. Энергии активации процесса роста зерна ГА при спекании составляет 122 кДж/моль, что соответствует нижней границе интервала известных значений энергии активации самодиффузии в ГА (140-240 кДж/моль) [1]. Однако систематические исследования по росту зерна и энергии активации этого процесса в материалах на основе ГА не проводились.

Уплотнение при спекании может быть интенсифицировано посредством формирования жидкой фазы при температурах спекания. В качестве добавки, формирующей жидкую фазу при спекании, может быть также использовано фосфатное или силикатное стекло. Спекание ГА с использованием добавки стекла Bioglass^® состава (в мол.%): Р₂ О₅ – 2,6; СаО – 26,9; Nа₂ О – 24,0; SiO₂ – 46,1 позволило не только повысить механические свойства керамики, но и улучшить ее биологическое поведение. На поверхности такой керамики при выдержке в жидкости, моделирующей плазму крови, образуется слой апатита [181-182].

В работе [183] показано, что фосфаты щелочных металлов интенсифицируют процесс уплотнения ГА как при традиционном спекании, так и горячем прессовании вследствие образования жидкой фазы. Введение добавок - соединений Na₃ PO₄ и K₃ PO₄ , используемых также в качестве источников фосфора при получения осадков ГА мокрым способом, не оказывает отрицательного влияния на биосовместимость материалов. Однако, особенности спекания при введении таких добавок, и влияние добавок на механические свойства керамики детально изучены не были.

Нами было исследовано влияние добавки фосфата натрия, вводимой в количестве 1 и 2%, на усадку при спекании, формирование микроструктуры, фазового состава и механических свойств гидроксиапатитовой керамики [184]. Установлены условия достижения максимума механических свойств плотноспеченной керамики. На рис. 14 показаны кривые непрерывной усадки образцов ГА без добавки и с добавкой Na₃ PO₄ . В интервале температур до 500-800^о С происходит лишь некоторое термическое расширение образцов (до 0,3%). Начало усадки образцов 1-3 соответствует температурам 750-1000^о С. В начале этого интервала усадка незначительна. Можно полагать, что в этом интервале спекание происходит по механизму поверхностной диффузии, при котором наблюдается сфероидизация частиц и образование контакта между ними, но не происходит сближение их центров [173]. Далее, с повышением температуры, начинается ускоренная усадка, что свидетельствует о лимитирующей роли объемной диффузии в процессах уплотнения. Начало усадки модифицированных составов происходит при следующих температурах: состав с 1% Na₃ PO₄ - 800^о С, с 2%Na₃ PO₄ - 750^о С. Достижение 4% усадки соответствует температурам:, 1180^о С с 1% Na₃ PO₄ , 1040^о С с 2%Na₃ PO₄ , когда, по-видимому, в образцах образуется развитая система стыкующихся границ.

В интервале 1230-1300^о С образцы ГА без добавки характеризуются максимальной скоростью усадки. Этот участок соответствует, по-видимому, интенсивному росту шеек с образованием новых границ между зернами, удалению открытых пор. Основная роль в уплотнении принадлежит, по-видимому, объемной диффузии вакансий. Усадка при конечной температуре достигает 10,5%.

Образцы с добавкой Na₃ PO₄ начинают спекаться раньше (на 70-130^о С), чем ГА без добавки, но процесс уплотнения протекает медленнее, хотя величина усадки больше и при 1300^о С составляет 12,5 и 12,9%, соответственно для составов с 1 и 2 % Na₃ PO₄ соответственно. Таким образом, добавка фосфата натрия интенсифицирует процесс уплотнения вследствие образования, по-видимому, жидкой фазы.

Участок 1300-1350^о С соответствует максимальным значениям усадки и плотности при практически нулевой открытой пористости. Уплотнение здесь происходит за счет медленного процесса удаления изолированных пор и рекристаллизации. Все образцы имеют практически одинаковые значения плотности: 98,4-98,7% от теоретической.

Таким образом, спекание составов на основе ГА с добавкой Na₃ PO₄ до плотного состояния происходит при температурах на 50-100^о С меньше, чем спекание ГА без добавок. Можно предположить, что ускорению процесса уплотнения способствует жидкая фаза, образующаяся при нагреве прессовок в результате взаимодействия добавки с ГА. Обычно появление расплава существенно увеличивает площадь соприкосновения между частицами, а следовательно скорость поверхностной и объемной диффузии [173]. Кроме того, активизация спекания может быть связана с реакциями дефектообразования в элементарной ячейке кристалловCa₁₀ (PO₄ )₆ (OH)₂ в результате частичного замещения Ca²⁺ наNa⁺ . При образовании структурных вакансий в твердых растворах наблюдается возрастание кажущегося коэффициента диффузии, что приводит к увеличению скорости всех процессов: спекания, рекристаллизации, коалесценции [185].

При исследовании фазового состава в зависимости от температуры обжига установлено, что во всех образцах керамики без добавок основной фазой является гидроксиапатит. С увеличением температуры от 1100 до 1350^о С основные дифракционные линии, соответствующие ГА, смещаются в сторону больших углов, а величина межплоскостных расстояний уменьшается, что свидетельствует, по-видимому, о процессе дегидратации и разупорядоченности структуры гидроксиапатита. Фазовый состав керамики, спеченной при 1100^о С, отвечает полностью фазе ГА (рис.15а). В интервале температур 1200-1350^о С отмечено появление небольшого количества (3-5%) 3CaO•P₂ O₅ и 4CaO•P₂ O₅ (1350^о С) (рис.15б).

Микроскопические исследования этих же образцов в проходящем свете (иммерсионные препараты) подтверждают данные рентгенофазового анализа. Измеренные оптические константы (n_о =1,651, n_e =1,644, n_o -n_e =0,007) полностью соответствуют соединению ГА стехиометрического состава. Кристаллы ГА имели ярко выраженные цвета интерференции, характерные для кристаллов гексагональной сингонии. Эти результаты свидетельствуют о высокой термической стабильности исходного ГА. На дифрактограммах керамики с добавкой Na₃ PO₄ , помимо линий ГА, имеются линиисоединения типа -NaСаPO₄ с характерными дифракционными отражениями (d,10^-1 нм=3,83; 3,80; 2,74; 2,70; 2,66; 2,20),и рефлексы, соответствующие следам CaO(рис. 16). Следует отметить, что отражения (2,20; 2,66; 3,80, остальные перекрываются дифракционными максимумами ГА), соответствующие -NaСаPO₄ , становится более четкими, их интенсивность возрастает как с увеличением количества добавки, так и с ростом температуры (рис.16б), что свидетельствует, очевидно, о повышении степени совершенства кристаллов. Эта кристаллическая фаза обнаружена также при изучении под микроскопом (проходящий свет) в иммерсионных препаратах керамики с 2%Na₃ PO₄ после спекания при 1350^о С. Она анизотропна и имеет показатели преломления: n_p =1,518 и n_g =1,564, т.е. значительно ниже, чем ГА. Эти новообразования расположены и между кристаллами ГА в виде отдельных округлых и призматических частиц размером до 3мкм и тонких прослоек толщиной менее 1 мкм, и соизмеримы с шириной границ кристаллов. Сами зерна ГА имеют частично оплавленные края. Следовательно, предположение о прохождении спекания с участием жидкой фазы в материалах системы Ca₁₀ (PO₄ )₆ (OH)₂ -Na₃ PO₄ имеет косвенное подтверждение.

Изменение среднего размера кристаллов в керамике, в зависимости от температуры спекания и количества добавки Na₃ PO₄ ,приведены на рис. 17 и в табл. 8. С увеличением температуры спекания от 1100 до 1350^о С средний размер кристаллов возрастает в 12-17 раз. В интервале температур 1100-1200^о С для образцов без добавки и с добавкой 1 и 2% Na₃ PO₄ наблюдается линейное увеличение размеров кристаллов с ростом температуры обжига: от менее 0,5 до 2,2 мкм; от 0,7 до 3,1 мкм и от 0,9 до 3,5 мкм соответственно. При нагревании образцов ГА от 1200 до 1350^о С происходит увеличение среднего размера кристаллов от 2,2 до 8,5 мкм. Рост кристаллов керамики с добавкой Na₃ PO₄ происходит интенсивнее как с увеличением ее концентрации, так и температуры обжига. Кристаллы керамики состава 3 имеют средний размер 3,5 мкм при 1200^о С и 10,9 мкм при 1350^о С. Следует отметить изменения значений максимального и минимального размера кристаллов (табл. 8). Структура керамики с плотностью до 92,4-97,7% после спекания при 1200^о С характеризуется мелкими кристаллами изометричной формы со средним размером 2,2-3,5 мкм, причем имеет место достаточно большой разброс размеров (для каждого состава), который увеличивается в соответствии с количеством Na₃ PO₄ .

После спекания при 1250^о С керамика ГА имеет плотность 96,8%, при этом максимальный размер кристаллов достигает 7,9 мкм, а средний составляет 3,2 мкм. В керамике модифицированных составов с 1 и 2% Na₃ PO₄ , имеющей плотность 97,2% и 98,1%, максимальный размер достигает 9,0 мкм и 12,0 мкм, а средний размер зерен практически одинаков и составляет 4,1-4,8 мкм. По-видимому, происходит рекристаллизация, активируемая жидкой фазой. В интервале температур 1300-1350^о С рекристаллизация интенсифицируется. Форма кристаллов изменяется от изометричной до призматической, при этом структура отличается неравномерным распределением кристаллов по размерам.

На рис. 18 показана зависимость прочности материалов в зависимости от температуры спекания в интервале 1100-1350^о С. С увеличением температуры от 1100 до 1200^о С прочность повышается и достигает максимальных значений (60-95 МПа) при 1200^о С, а затем снижается. Прочность керамики без добавки нарастает медленнее с температурой спекания и достигает лишь 65 МПа при 1250^о С. Это связано со сравнительно замедленным уплотнением таких образцов. Прочность составов с добавкой Na₃ PO₄ более высокая и в интервале температур обжига 1100-1200^о С возрастает до 85-95 МПа, причем, с увеличением концентрации добавки повышаются значения прочности. Это связано, вероятно, как с лучшим уплотнением модифицированных материалов, так и упрочняющим действием фазы (-NaСаPO₄ ). Термообработка при 1250-1350^о С приводит к снижению прочности образцов до практически одинаковых значений 55-60 МПа, что связано, по-видимому, с ростом кристаллов.

Таким образом, фосфат натрия эффективно способствует уплотнению керамики при спекании, позволяет понизить температуру спекания для получения плотноспеченной керамики на более чем 50⁰ С и избежать тем самым разложения ГА при обжиге. Керамика, изготовленная с введением 1% добавки, имеет существенно более высокие механические свойства по сравнению с керамикой гидроксиапатита без добавки. При температуре обжига 1250⁰ С, соответствующей достижению максимального уровня свойств, не происходит значительного роста зерна, а дальнейшее повышение температуры спекания приводит к собирательной рекристаллизации и снижению уровня свойств.

Горячее изостатическое прессование позволяет значительно снизить температуру достижения полного уплотнения керамики. Авторы [186] проводили горячее изостатическое прессование прессовок из порошка ГА, покрытых слоем нитрида бора и помещенных в вакуумируемую ампулу из стекла пирекс. Это позволило получить плотную, прозрачную ГА-керамику при температуре горячего изостатического прессования выше 800⁰ С и давлении газа 100 МПа.

В работе [187] было исследовано влияние на свойства ГА-керамики соотношения Са/Р в исходном порошке ГА. Установлено, что спекание ГА малоэффективно при содержании ТКФ более 40 масс. %: материалы имеют пониженную прочность при изгибе. Однако наилучшие прочностные показатели были получены не на стехиометричном исходном порошке ГА, а для смеси ГА с ТКФ с соотношением Са/Р=1,6-1,66. Эти результаты подтверждаются и другими исследованиями [188], где установлено, что плотность, прочность при изгибе и твёрдость по Кнупу спечённой (на воздухе, выдержка 4 ч) ГА-керамики увеличивается с ростом температуры спекания, достигая максимума при 1150°С, и уменьшается при дальнейшем увеличении температуры, из-за разложения ГА на ТКФ и тетракальцийфосфат. При спекании в вакууме разложение ГА начинается при более низких температурах и механические свойства у такой керамики хуже, чем для спечённой на воздухе керамики. Влияние отклонений от стехиометрии ГА на значение прочности керамики при изгибе изучались в работе [189]. Лучшие результаты получены для ГА, содержащего ТКФ, тогда как для почти чистого ГА прочность при изгибе уменьшается до очень низких значений, соответствующих ГА, содержащему СаО. Предполагается, что упрочнение ГА происходит из-за формирования остаточных напряжений, возникающих за счёт β → α перехода в ТКФ.

Особенностью ГА костной ткани человека являются анионные замещения карбонат-группами и фтором и катионные замещения - ионами магния. Если ионы фтора повышают термодинамическую стабильность структуры ГА, то введение карбонат-групп и ионов магния приводит к существенному снижению устойчивости структуры ГА при воздействии высоких температур, необходимых для спекания. Керамика ФГА может быть получена двумя технологическими способами: спеканием предварительно синтезированного порошка ФГА или спеканием смеси порошков ГА и ФА, поскольку между ними происходит взаимодействие с образованием твердого раствора при температурах спекания. Второй способ обладает тем преимуществом, что возможно точное дозирование компонентов смеси, что не всегда удается достичь при химическом синтезе исходного ФГА.

В работе [157] исследовали технологические особенности и свойства ФГА керамики, полученной с использованием синтезированных порошков ГА и ФА. Использовали исходные порошки с высокой степенью кристалличности с удельной поверхностью 4,5 м² /г (ГА) и 13,5 м² /г (ФА). Смеси, приготовленные в шаровой мельнице, подвергали одноосному прессованию в металлических пресс-формах под давлением от 80 до 200 МПа с последующим спеканием при 1150 - 1400⁰ С в изотермическом режиме в течение 2 ч на воздухе. Данные химического анализа показали лишь незначительные изменения состава материалов в результате спекания при 1200⁰ С: масс. соотношение Са/Р изменялось от 2,11 в исходных порошках до 2,18 в керамике с 10 масс.%ФА, содержание фтора возрастало от 0,61 до 0,65 масс.%. Степень замещения групп ОН^ˉ на ионы F^ˉ не превышала 10%.

установлены зависимости характеристик спекания керамики от состава и температуры. Из данных, приведенных на рис. 19 и 20, видно, что материалы всех составов начинают спекаться при температуре 1150˚С с усадкой до 3%. Скорость процесса (для составов, содержащих до 2% ФА) увеличивается в интервале 1200-1250˚С, усадка достигает 9% (1200˚С) и 13,6% (1250˚С), уплотнение 75 и 92%, соответственно. При 1300˚С процесс спекания практически завершается, плотность материалов возрастает до 99,4% при небольшом увеличении усадки (15,6%). С ростом температуры обжига до 1400˚С происходят незначительные изменения линейных размеров (16,3%) и плотности (99,5%), при этом, в результате рекристаллизации, размер зёрен керамики увеличивается в 5-7 раз и достигает 10-15 мкм. Спекание состава, содержащего 10% ФА, несколько отличается от описанных выше составов. С увеличением температуры обжига с 1200 до 1250˚С, линейная усадка возрастает от 6,2 до 11,1%, а пористость уменьшается от 27,7 до 14,3%. В интервале температур 1300-1400˚С наблюдается увеличение усадки (до 14-15%) и степени уплотнения (95-98%). Некоторое различие при спекании состава с более высоким содержанием ФА (10%) можно объяснить различной величиной коэффициентов диффузии ионов (в том числе ОН^ˉ и F^ˉ ), что приводит к образованию диффузионной пористости (эффект Френкеля).

Размер зёрен в спечённой керамике зависит от температуры обжига и состава исходных смесей. Для составов, содержащих до 2% ФА, средний размер кристаллов возрастает от 1,5-2 до 10 мкм, при увеличении температуры с 1250 до 1400˚С, соответственно. Образцы, содержащие 10% ФА, отличаются более низкой скоростью роста кристаллов при спекании в интервале 1300-1350˚С (размер кристаллов возрастает от 3,3 до 6,5 мкм). При достижении температуры 1400˚С скорость роста зёрен в процессе рекристаллизации возрастает, средний размер кристаллов достигает 10 мкм.

Установлены зависимости механических свойств (прочность при изгибе и микротвёрдость) от температуры обжига в интервале 1150-1400˚С. Показано (рис. 21), что с увеличением температуры с 1150 до 1400˚С прочность повышается и достигает максимальных значений (95-120 МПа) при 1400˚С для составов, содержащих до 1% ФА. Керамика составов 2 и 10% ФА имеет меньшую прочность: при температуре спекания 1150˚С керамика имеет минимальное значение прочности 5-20 МПа. В интервале температур обжига 1200-1400˚С происходит возрастание прочности с 40 МПа до 55-60 МПа, соответственно. Это связано с образованием диффузионной пористости при спекании материалов, обогащённых ФА, а также с повышением содержания ТКФ, снижающего прочность керамики, в образцах по мере увеличения количества ФА.

Определены значения трещиностойкости (разброс значений – в пределах 10%) для исследуемых составов в интервале температур обжига (см. табл. 9). Трещиностойкость образцов ГА-ФА, как и трещиностойкость ГА-керамики, имеет тенденцию к некоторому возрастанию с повышением температуры обжига, что обусловлено большей плотностью высокообожжённых материалов. Введение ФА практически не влияет на трещиностойкость (в пределах ошибки её измерения). Разрушение всех материалов – интеркристаллитное, происходящее в результате распространения магистральной трещины по границам зёрен, но с присутствием некоторой доли транскристаллитного скола, особенно на составах с малым содержанием ФА (рис. 22). Можно отметить, что существенное уменьшение размера зерна с увеличением содержания ФА практически не сказывается на значениях критического коэффициента интенсивности напряжений К_1с .

Следует отметить, что с увеличением количества ФА от 0 до 10 масс. %, растут значения общей пористости от 21 до 25 % и удельной поверхности (БЭТ) от 0,31 до 0,8 м² /г, соответственно, спеченной при температуре 1200 ⁰ С керамики. Последнее связано с увеличением доли микропор диаметром 20-450 Ǻ.

На рис. 23 показаны ИК-спектры механической смеси 90% ГА – 10% ФА и смеси, спеченной при температуре 1200⁰ С). Различия ИК-спектров в области 600 – 800 см^-1 свидетельствуют о формировании в процессе спекания твёрдого раствора: положение и интенсивность полосы при 631 см^-1 для ГА зависит от степени замещения ОН^- фтором. При содержании фтора около 10% данная полоса смещается к 637 см^-1 , что характерно для спектра ФГА.

В табл. 10 приведены данные лазерной масс-спектрометрии по анализу исходных порошков (ГА и смесь 90% ГА–10% ФА) и керамики тех же составов, спечённой при 1200°С. Процесс спекания не влияет значительно на состав материала, т.е. фтор не улетучивается в ходе спекания. Микроструктура образцов керамики с 10%ФА, спеченной при 1200 и 1300⁰ С, показана на рис. 24. Даже при высоком увеличении не наблюдалось значительной разницы в атомном контрасте в образцах, исследованных в режиме обратного рассеяния электронов, что указывает на высокую гомогенность их состава. Открытая пористость образцов снижалась с 25,2 до 1,4% в этом интервале температур. Определенное методом рентгеновского энерго-дисперсионного анализа содержание фтора в образцах было 0,65 масс.%, что соответствует данным лазерной масс-спектрометрии. Анализ, выполненный по 20 точкам в разных участках образца, дал разброс результатов от 1,08 до 0,41 масс.%, среднее значение близко к данным лазерной масс-спектрометрии. Не было обнаружено точек, свободных от содержания фтора, даже при фокусировке электронного пучка с малой дивергенцией. Эти данные подтверждают образование твердого раствора в изученной системе. Таким образом, эксперименты по термической обработке смесей тонкодисперсных порошков ГА и ФА продемонстрировали возможность получение ФГА керамики.

Варьируя температуру спекания смесей ГА – (0-10) масс. % ФА в интервале 1180 – 1250 ⁰ С, согласно данным, приведенным на рис. 19 и 20, изготовлены образцы керамики с примерно одинаковой пористостью в диапазоне 25 – 28%. Шероховатость поверхности R_а образцов составила 0,45 – 0,61 мкм, размер пор 0,4 – 1,0 мкм (³ 60%) и 3-10 (£ 40%). Образцы испытывали in vitro на остеобласто-подобных клетках MG-63 остеосаркомы человека (совместно с Университетом Упсалы, Швеция). Применяли стандартный МТТ-тест, культивируя 15000 клеток на образец. В качестве контроля использовали полистирол. Результаты представлены на рис. 25. Из приведенных данных следует, что плотность живых клеток возрастает с временем культивирования, причем введение до 10 масс. % ФА в ГА-керамику, по-крайней мере, не ухудшает жизнеспособности клеток. Керамика ГА с ФА до 10 масс. % изученных составов может быть использована в условиях, требующих повышенную устойчивость к растворению тканевыми жидкостями организма. В частности, такая керамика была использована в качестве мишеней для радиочастотного ионно-стимулированного нанесения покрытий на титановые имплантаты.

При разработке материалов для реконструкции костных тканей стремятся достичь близости химического и фазового состава материала к составу ткани, а также необходимых химических свойств, в частности, для обеспечения требуемой кинетики резорбции жидкостями организма. Возможно, наиболее физиологически важными для ГА являются анионные замещения карбонат-группами и катионные - ионами магния. Карбонат-группы создают решеточные искажения и дефекты решетки в структуре ГА, влияющие на биологическую активность. Магний всегда присутствует в примесных количествах в эмали, дентине и костной ткани, влияя на развитие остеодистрофии [190,191]. Апластические нарушения костной ткани сопровождаются понижением содержания в ней магния [191]. В связи с эти, важной задачей является получение керамических материалов на основе ГА, содержащих как карбонат-группы, так и ионы магния. Задача осложняется, однако, тем, что магний, даже в малых количествах, дестабилизирует структуру ГА, способствуя кристаллизации -ТКФ [133,153]. Карбонат-ионы удаляются из КГА при температурах существенно ниже температуры, необходимой для спекания ГА-керамики. Относительно мало известно о термической стабильности КГА и магний-замещенного КГА. Проводились эксперименты по изучению влияния состава газовой среды, в том числе азота, углекислого газа, водяных паров, кислорода на термическое разложение КГА. В работе [192] установлено, что состав газовой среды оказывает значительное влияние на кристаллизацию и полиморфизм КГА, полученного осаждением из растворов. Температура кристаллизации апатита снижается с повышением содержания СО₃ ^2- -групп. Добавление в состав газовой среды - углекислого газа, с 3% водяного пара, повышает температуру кристаллизации (с 900 до 1100⁰ С) и температуру полиморфного превращения КГА в ТКФ с 1300 до 1500⁰ С. Установлено влияние типа замещения (А- или Б-тип) в КГА на его термическую стабильность [193].

Было изучено термическое разложение КГА и магний-содержащих КГА, синтезированных разными способами в зависимости от температуры [162,165]. Исследования проводили в равновесных условиях с применением метода Фурье ИК-спектроскопии конденсата газовой фазы. Выполняли также ИК-спектроскопию твердой фазы после термообработок, термогравиметрический и рентгеновский фазовый анализ.

Замещенные гидроксиапатиты синтезировали двумя способами: осаждением из растворов нитрата Са (Mg), однозамещенного фосфата аммония, карбоната аммония и аммиака (1) и твердо-жидкофазным взаимодействием оксидов Са (Mg) с однозамещенным фосфатом аммония и карбонатом кальция в присутствии дозированных количеств воды (2). Фурье ИК-анализ конденсата паровой фазы изучали в вакууме с использованием ячейки Кнудсена для испарения и покрытой золотом подложки для конденсации продуктов термического разложения при температуре 12 К [194,195]. В качестве изолирующего матричного газа использовали аргон высокой чистоты. Составы исследованных апатитов представлены в таблице 11.

На рис. 26 приведены, в качестве примера, дифрактограммы образца 7 после термических обработок при температурах 300, 850, 900, 950 и 1100⁰ С. Как следует из анализа дифрактограмм, КГА, синтезированный твердо-жидкофазным взаимодействием, сохраняет все характерные рефлексы КГА даже после термообработки при 1100⁰ С. В продукте синтеза присутствует карбонат кальция в качестве примесной фазы, вплоть до температуры термообработки 900⁰ С. С повышением температуры карбонат кальция разлагается, но появляются рефлексы от СаО, причиной возникновения которого может являться как частичное разложение КГА, так и разложение СаСО₃ . Косвенно, появление СаО свидетельствует о том, что исходный КГА был смешанного АБ-типа с отношением Са/Р более 1,67. В случае КГА А-типа продуктами разложения являлись бы ТКФ и ТеКФ.

На рис. 27 приведены ИК спектры для образца 7 после разных температур термообработки. Полоса при 3570 см^-1 , соответствующая колебаниям групп ОН^- , исчезает при 1100⁰ С. Полосы в области 1650-1300 см^-1 , соответствующие ₃ колебательной моде карбонат-групп, и пик при 873 см^-1 , отвечающий ₂ -моде колебаний этих групп, претерпевают существенные изменения, указывающие на термическое разложение КГА с выделением карбонат-групп. Качественно аналогичные изменения в ИК спектрах с температурой выявлены и для других образцов КГА. Введение магния (образцы 4-6) в состав КГА способствует дестабилизации и термическому разложению КГА. Наиболее интересными представляются данные, полученные методом Фурье ИК-спектроскопии конденсата паровой фазы.

На рис. 28 приведены ИК спектры конденсата (показаны только полосы поглощения от молекул оксидов углерода), полученного от образцов 1-3 и 6 при различных температурах, до 1500⁰ С. Рассчитанные с помощью программы Origin 5 площади пиков, соответствующих колебаниям молекул СО (2149 и 2138 см^-1 ) и СО₂ (2345 и 2339 см^-1 ), в зависимости от температуры показаны на рис. 29 и 30. Как можно видеть, выделение СО увеличивается непрерывно с температурой, тогда как интенсивность выделения СО₂ имеет максимум. Положение температуры максимума зависит от метода синтеза и от количества карбонат-групп. Наименее стабильным является магний-содержащий КГА. С повышением содержания СО₃ ^2- температура максимума повышается, что может являться следствием предпочтительного заполнения позиций типа Б в структуре апатита. Изменение соотношения СО₂ /СО в паровой фазе может иметь важное технологическое значение. Например, при типичной температуре спекания ГА-керамики 1200⁰ С соотношения площадей пиков для образцов КГА 1, 2 и 3 составляют:

Образец 1 2 3

Отношение площадей пиков СО₂ /СО 4,50 1,19 0,46

Из этих данных следует, что состав атмосферы для спекания КГА должен тщательно контролироваться, чтобы подавить выделение того или иного оксида углерода, в зависимости от состава и технологической предыстории порошка.

На рис. 31 показаны ИК спектры конденсата от образцов Mg-КГА, полученных осаждением из раствора или твердо-жидкофазным взаимодействием (образцы 4 и 5, соответственно), причем на спектрах приведены все обнаруженные полосы поглощения. В спектрах присутствует слабые полосы NH₄ (1446 и 3343 см^-1 ), что указывает на вхождение аммония в структуру КГА. Выделение воды из образца 4 начинается при существенно более низких температурах, по сравнению с образцом 5, синтезированных твердо-жидкофазным взаимодействием. На рис. 32 показаны площади полос поглощения, соответствующие молекулам СО и СО₂ в конденсате, в зависимости от температуры обработки. Выделение СО₂ в КГА, полученном осаждением из раствора, начинается уже при 300⁰ С, достигая максимума при примерно 600⁰ С, тогда как КГА, синтезированный альтернативным методом, термически устойчив до примерно 1000⁰ С.

Эти результаты подтверждаются и данными термогравиметрического анализа (рис. 33). Могут быть выделены следующие стадии термического разложения, сопровождающего потерей массы образцов: потеря решеточной воды и некоторого количества карбонат-ионов в интервале 200-600⁰ С и потеря значительного количества последних в интервале от 600 до 1000⁰ С [196]. Образец 4 теряет массу на начальной стадии значительно интенсивнее по равнению с образцом 5. После 1400⁰ С происходит интенсивная потеря массы обоими образцами, что указывает на протекание процесса полного термического разложения.

Таким образом, результаты выполненного исследования указывают на необходимость правильного выбора метода синтеза порошков КГА для изготовления керамики, поскольку спекание ГА происходит при температурах 1100-1300⁰ С. Однако для снижения температуры спекания могут быть использованы известные приемы активирования спекания, например посредством введения специальных добавок, формирующих жидкую фазу при более низких температурах, чем указанные.

В работе [165] изучали спекание КГА-керамики из порошков, полученных твердо-жидкофазным взаимодействием оксида кальция, двузамещенного фосфата аммония и карбоната аммония в присутствие воды (образец 7, табл. 11). Порошки имели удельную поверхность 4,74 м² /г, размер частиц от 0,5 до 2 мкм, содержание карбонат-групп 1,56±0,2 масс.% (по данным химического анализа), параметры решетки а = 9,410 Å и с = 6,884 Å. Согласно данным ИК спектроскопии, КГА был АБ-типа замещения.

Составы активирующих спекание добавок выбирали, исходя из принципа нетоксичности компонентов для организма. Характеристики добавок приведены в табл. 12.

Образцы готовили прессованием смесей под давлением 100 МПа по относительной плотности 55% с последующим спеканием на воздухе при температуре 1000⁰ С. Определяли открытую пористость и объемную усадку образцов. Для сравнения спекали образцы КГА без добавки. Результаты представлены на рис. 34 а и б. Как можно видеть, введение ортофосфата натрия в количестве 5 масс.% позволят снизить пористость керамики с 49 до 35%, однако при этом образуется промежуточная фаза -NaCaPO₄ , согласно данным рентгеновского фазового анализа. Средний размер пор в керамике равен 0,54 мкм. Таким образом, добавки Na₃ PO₄ , эффективные при спекании ГА керамики при температурах 1150-1200⁰ С, мало эффективны для активирования спекания КГА при более низких температурах. К положительному результату не привело также использование добавки CaCl₂ с температурой плавления 772⁰ С, возможно из-за ее активного взаимодействия с КГА, сопровождающегося интенсивным выделением СО₂ . Тем не менее, удалось подобрать состав добавки в системе карбонатных солей, введение которой позволило получит КГА-керамику с пористостью менее 1% при температуре спекания 800⁰ С. Использование метода активированного добавками спекания с участием жидкой фазы, по-видимому, является более эффективным технологическим приемом по сравнению со спеканием в атмосфере увлажненного СО₂ , предложенным в работе [117].

4. Материалынаосновефосф атовкальция

4.1 Гранулы

Гранулирование – это совокупность физико-химических и физико-механических процессов, обеспечивающих формирование частиц заданных размеров, формы, структуры и физических свойств.

Для гранулирования порошков, в том числе и апатитов, в отечественной и зарубежной практике применяют различные методы и аппаратуру. Процессы гранулирования можно классифицировать следующим образом [197]:

· из жидкой фазы диспергированием на капли с последующей кристаллизацией при обезвоживании или охлаждении;

· из твердой фазы прессованием с последующим дроблением брикетов до гранул требуемого размера;

· из смеси жидкой и твердой фаз агломерацией порошков с последующим окатыванием агломератов и упрочнением связи между частицами при удалении жидкой фазы;

· из газообразной фазы конденсацией (десублимацией) с образованием твердых гранул;

· из смеси жидкой и газообразной фаз с осуществлением химической реакции;

· из смеси жидкой, твердой и газообразной фаз с осуществлением химической реакции.

Эффективность процесса гранулирования зависит от механизма гранулообразования, который, в свою очередь, определяется способом гранулирования и его аппаратурным оформлением.

Гранулы на основе ГА изготовляют в основном путем дробления блоков с последующей обкаткой, распылительной сушкой, закалкой в жидкость, гидротермальным синтезом с получением нерегулярной или близкой к сферической геометрии [5,198].

Гидроксиапатитовые гранулы в ряде стран выпускаются в настоящее время в промышленном масштабе. В качестве примера можно привести гранулы марок Interpore^® 200 (425-1000 мкм), ProOsteon^® (1-9 мм), Osteogen^® (300-1000 мкм), Tecknomed^® (3-5 мм) [198].

в работе [44] разработана и внедрена технология пористых гранул из ГА на основе связующих – коллагена и крахмала. В зависимости от размеров гранул и содержания связующей варьировали размер и распределение пор. Так, при размерах гранул от 0,2 до 2 мм и пористости 60-67% средний радиус пор составлял примерно 50 и 75 мкм соответственно. Изучено влияние технологических параметров (концентрация коллагена, крахмала в жидкой среде, соотношение компонентов, наклон и скорость вращения тарелки гранулятора) на параметры получаемых гранул. Эта технология позволяет получать гранулы размером от 20 мкм до 5-7 мм с пористостью 55 – 70 об. % и размером пор 0,1-50 мкм.

В работе [199] гранулы диаметром от 200 до 500 мкм получали путем изостатического прессования порошка ГА при давлении от 100 до 200 МПа с последующим дроблением блоков. Недостатком способа является нерегулярная геометрия гранул.

наибольший интерес представляет метод диспергирования жидкости в свободный объем, который позволяет получать гранулы сферической формы, что предпочтительней как для предотвращения воспалительной реакции организма, так и для процесса остеоинтеграции. Гранулирование этим методом заключается в разбрызгивании жидкости, например безводного плава гранулируемого вещества, на капли, приближенно однородные по размеру, и в последующей их кристаллизации при охлаждении в нейтральной среде. В качестве нейтральной среды используют воду, масло, жидкий азот и т.д. В частности, предложенный в работе [198] метод основан на использовании смесей суспензии ГА в растворе связующего (хитозана) и жидкого парафина. Полученную суспензию диспергируют в жидкий парафин и перемешивают лопастной мешалкой со скоростью 500 об/мин, что приводит к образованию гранул сферической формы. В качестве отвердителя использовали глютаральдегид. Однако способ не лишен недостатков, связанных с использованием расплавленного парафина. Известен способ изготовления гранул ГА, основанный на сферическом гелеобразовании. С помощью шприца суспензию ГА и полисахарида (альгината Naили карбоксиметилцеллюлозы) вводят в водный раствор хлористого кальция, который является отвердителем, и затем подвергают интенсивному перемешиванию. Размер гранул зависит от диаметра отверстия иглы и скорости перемешивания [200].

Нами была разработана технология изготовления пористых сферических частиц-гранул на основе ГА, ФГА, КГА, ТКФ и ТКФ-ГА [201-205]. Размер гранул можно варьировать в пределах от 50 до более чем 2000 мкм. Технология – суспензионная, основана на принципе несмешивающихся жидкостей. дисперсный порошок апатита или другого фосфата кальция смешивают с биополимером в определенной концентрации с получением суспензии, которую затем подвергают интенсивному перемешиванию в несмешивающейся жидкости – дисперсионной среде. В качестве такой жидкости может быть использовано растительное масло. На рис. 35 показано, в качестве примера, распределение гранул по их среднему размеру при температурах дисперсионной жидкости 15 и 30 ⁰ С, соответственно. Например, средние значения размера гранул составляют 1735 и 1483 мкм при температуре 15 ⁰ С и скоростях вращения 200 и 500 мин^-1 , соответственно. Повышение температуры до 30 ⁰ С снижает эти значения до 1187 и 670 мкм, соответственно, вследствие уменьшения вязкости жидкости. Таким образом, технология позволяет легко варьировать размеры гранул в широких пределах. Большое влияние на размер гранул оказывает удельная поверхность исходного порошка. С увеличением удельной поверхности порошка ГА размер гранул уменьшается. При этом добавки, например ФА до 10 масс. % в ГА, не влияют на процесс гранулообразования. Термическая обработка отвержденных гранул приводит к выжиганию биополимера, формированию системы открытых взаимосвязанных пор и к усадке гранул. Пористость около 70 об.% достигается при малых соотношениях ГА/биополимер и при низких температурах термообработки (около 1100⁰ С). Доминирующая популяция относится к порам размером 0,1-5 мкм, относительное их содержание в общем, количестве открытых пор составляет до 60%. На рис. 36 приведены микрофотографии гранул ГА и их микроструктура, полученных по данной технологии. Однако при изготовлении гранул α-ТКФ наблюдается значительной разница в микроструктуре образцов керамики спеченной при 1100 и 1300⁰ С, что показано на рис. 37. Установлено, что с повышением температуры спекания резко снижается пористость образцов до 40 %, а также наблюдается значительный рост частиц порошка. Кроме того, получаемые гранулы α-ТКФ не имеют сферической формы (Рис. 38).

Деструкция материалов на основе ГА внеклеточными жидкостями организма является одним из ключевых вопросов при разработке материалов как для локализованной доставки лекарственных препаратов в организм, так и для костной имплантации. Нами выполнено сравнительное исследование растворения гранул ГА, α-ТКФ и композиционных бифазных материалов в изотоническом 0,1М растворе хлорида натрия в течение до 28 дней. Исходные материалы: пористые гранулы с удельной поверхностью приблизительно 0,5 м² /г, средним размером 100-300 мкм и содержанием пор размером 0,1-10 мкм примерно 60 об.%. Результаты представлены на рис. 39. На начальной стадии зависимости хорошо аппроксимируются логарифмической функцией:

c=Aln t, (51)

где А некоторая постоянная.

Гранулы имеют высокую начальную скорость растворения в течение первых 5 дней, а затем процесс растворения замедляется, переходит в экспоненциальный, а затем в стационарный режим ввиду достижения состояния насыщенного раствора. Наиболее растворимыми являются гранулы из α-ТКФ, наименее – гранулы из ГА. С повышением содержания ТКФ в композиционных гранулах ГА-ТКФ скорость их растворения возрастает. Установлено, что не происходит образования новых кристаллических фаз при выдержке образцов в растворе (Рис. 40). Уменьшение интегральной величины пиков ТКФ и ГА свидетельствует о растворении обеих составляющих композита, однако растворение ТКФ в гранулах происходит в большей степени, чем ГА. Предполагается [206], что ТКФ первоначально подвергается гидролизу с образованием ГА. ГА, взаимодействуя с водой, конгруэнтно растворяется по реакции:

Ca₁₀ (PO₄ )₆ (OH)₂ (тв) Þ 10Са²⁺ (ж) + 6РО₄ ^3- (ж) + 2ОН^- (ж)(52)

В растворе ионы Са²⁺ , группы РО₄ ^3- и ОН^- могут взаимодействовать между собой. В нейтральной и кислой средах взаимодействие фосфат-ионов с протонами приводит к образованию НРО₄ ^2-

6РО₄ ^3- (ж) + Н⁺ (ж) Þ 6НРО₄ ^2- (ж)(53)

Эти группы могут взаимодействовать с частью ионов кальция, продукт взаимодействия осаждается в форме менее растворимого СаНРО₄ :

6НРО₄ ^2- (ж) + 6Са²⁺ (ж) Þ 6СаНРО₄ (тв)(54)

Кроме того, группы ОН^- могут взаимодействовать с оставшейся частью ионов кальция с образованием малорастворимого гидроксида:

4Са²⁺ (ж) + 8ОН^- (ж) Þ 4Са(ОН)₂ (тв) (55)

Продукты реакций осаждаются на поверхности ГА в растворе. Группы НРО₄ ^2- на поверхности керамики обусловливают прогрессивно снижающееся значение отношения Са/Р. Таким образом, с увеличением времени выдержки состояние поверхности смещается от нейтрального в сторону кислотного (с дефицитом по кальцию) состояния.

Такое поведение по типу растворение-осаждение может, по-видимому, иметь место в условиях in vivo при имплантации керамики на основе ГА и, в частности, определять биоактивные качества керамики.

В медицинской практике керамические гранулы находят применение в следующих областях: реконструктивно-восстановительная хирургия, стоматологии и в системе доставки лекарственных препаратов [207-213].

В реконструктивно-восстановительной хирургии гранулы используются при лечении пародонта (локальный и генерализованный пародонтит средней и тяжелой степени, идиопатическая патология пародонта при инсулиннезависимом сахарном диабете), околокорневых, фолликулярных и резидуальных кист челюстей и т.д. Например, в клинике челюстно-лицевой хирургии и стоматологии Военно-медицинской академии при проведении операции цистэктомии с удалением кист челюстей и заполнением послеоперационной костной полости отдают предпочтение гранулированному ГА. Гранулы также используют в сочетании с кальций фосфатными цементами для достижения высокой прочности имплантата.

Нами совместно с МНИОИ им П.А. Герцена и университетом Упсалы (Швеция) были проведены испытания пористых керамических гранул на основе ГА и ФГА in vitro и in vivo. В работе [204] исследовали адсорбцию 24 протеинов плазмы крови на поверхности ГА и ФГА пористых гранул. Результаты приведены в таблице 13. Установлено, что замещение ОН^- -групп фтором в количестве до 10% не оказывает отрицательного влияния на абсорбцию протеинов плазмы крови. Вероятно, большее влияние на адсорбцию оказывает морфология поверхности, нежели введение фтора. Данное мнение соответствует результатам известных исследований, продемонстрировавших отсутствие отрицательного эффекта фтора на процесс остеоинтеграции [109]. С другой стороны, введение фтора может дать положительный результат вследствие его влияния на движущую силу осаждения апатита из раствора при реминерализации костной ткани.

В экспериментах in vitro свойства керамических гранул изучали на модели фибробластов человека (ФЧ). ФЧ пассировали в культуральных флаконах в полной ростовой среде (ПРС) состава: среда RPMI-1640 (Институт полиомиелита и вирусных энцефалитов, РАМН), 10% эмбриональной телячьей сыворотки (ПанЭко), 10 мкг/мл гентамицына. Культивирование проводили в атмосфере увлажненного воздуха, содержащего 5% СО₂ , при температуре 37⁰ С. В экспериментах использовали ФЧ в поздней логарифмической фазе роста (конфлюэнтный монослой, 96 часов культивирования). Для получения суспензии одиночных клеток монослой ФЧ обрабатывали 0,25% раствором трипсина и раствором для диссоциации клеток (Sigma). Суспензию отмывали центрифугированием в большом объеме ПРС и производили оценку жизнеспособности клеток, окрашивая суспензию 0,04%-ным раствором трипанового синего. Оценивали адгезивные свойства, острую цитотоксичность и динамику численной популяции фибробластов (стандартный МТТ-тест).

Для исследования биосовместимости образцов в экспериментах in vivo использовали модель подкожной имплантации. Мышам-самкам линии ВDF1 весом 18-20 г под гексеналовым наркозом (100 мг/кг массы животного) делали кожный надрез в области грудного отдела позвоночника (паравертебрально). При помощи автоматического дозатора имплантировали предварительно отмытый образец. Вес и объем материала был одинаковым для всех животных и составлял 120 мг в 300 мкл физиологического раствора. На 7-е, 10-е, 17-е 24-е и 31-е сутки эксперимента образцы керамики извлекали, один из них использовали для оценки плотности клеточной популяции аутологичных фибробластов на керамике с помощью адаптированного для этих целей МТТ-метода, второй – для визуальной оценки образцов.

Показано, что гранулы не вызывают острой цитотоксичности, и имеют адгезивную способностью, зависящую от добавок фтора, что выражается в различной скорости увеличения популяции ФЧ. Наилучшими по этому признаку оказались образцы гранул ГА, позволяющие наращивать в 2,5 раза больше клеток in vitro за равный отрезок времени по сравнению с контролем (культуральные лунки без гранул). На рис. 41 показано изменение оптической плотности раствора формазана при совместном культивировании ФЧ и гранул ГА с разной плотностью посева. Можно отметить трехкратное увеличение плотности популяции на 11-й день культивирования. Введение в ГА фторид-ионов в количестве 2 и 10 масс. % взамен групп ОН^- не улучшает свойства материалов как матриц для наращивания клеток. Однако ионы фтора, как известно, повышают устойчивость апатитовой керамики к резорбции внеклеточными жидкостями, что может быть полезным для ряда применений. Можно полагать, что керамические гранулы, обладая существенно более высокой площадью поверхности для клеточной экспансии по сравнению с контролем, изменяют исходную плотность посева на единицу потенциальной ростовой поверхности.

В экспериментах in vivo вокруг гранул уже к 10 суткам формируется капсула из соединительной ткани, толщина которой увеличивается со временем в течение эксперимента. На 10-е сутки после имплантации на поверхности капсулы отмечены многочисленные кровеносные сосуды, причем процесс неоангиогенеза не ограничивается только капсулой - на 24 и 38 день опыта кровеносные сосуды и капиллярная сеть видны и на многочисленных гранулах ГА внутри капсулы (рис. 42). В эти же дни отмечается активное прорастание соединительной тканью промежутков между гранулами внутри капсулы и заполнение фибробластами мыши пустот внутри некоторых гранул керамики.

На основе полученных результатов было проведено исследование гранул ГА в качестве матрикса длямезенхимальных стволовых клеток (МСК) на модели дефекта теменной кости крысы в экспериментах in vivo (МНИОИ им П.А. Герцена).

Работа выполнена на 10 крысах - самках линии Вистар весом 180-200 г. Все операции осуществляли под наркозом: на первом этапе - седация животного при помощи 0,5 мл дроперидола внутрибрюшинно, затем –0,3 мл кетамина внутримышечно. Ход операции по созданию дефекта теменной кости крысы был следующим: в лобно-теменной области животного производили кожный разрез скальпа, затем мобилизовали апоневроз, оголяя теменную кость. Посредством бора осторожно формировали дефект кости до твердой мозговой оболочки размерами 4 мм по длине, 2-3 мм по ширине, глубиной 1-2 мм. После операции область дефекта сверху укрывали апоневрозом и наглухо зашивали кожу скальпа.

Всего было сформировано три группы животных: I – костный дефект (контроль I); II- полость костного дефекта заполняли гранулами ГА (контроль II); III- полость костного дефекта заполняли МСК, предкультивированными на гранулах ГА (опыт). Рентгенологический и гистологический контроли осуществляли в день операции и далее через 3 месяца.

Первичная культура клеток из КМ крысы была полиморфной. Однако уже через неделю в культуре обнаруживались многочисленные фибробластоподобные клетки, которые далее формировали колонии и через 17-21 дней образовывали предконфлюэнтный монослой. Культура МСК крысы первого пассажа в основном была представлена клетками веретеновидной формы (80-90%), реже встречались округлые и кубоидальные клетки. После культивирования МСК крысы на гранулах ГА отмечалась их высокая жизнеспособность.

Показано, что в I контрольной группе животных (дефект теменной кости) через 3 месяца после операции наблюдали спонтанное неравномерное закрытие дефекта (рис. 43а). На гистологических срезах при этом отмечено формирование плотной надкостницы с грубыми рубцовыми изменениями в области трепанации.

Во II группе контрольных животных (дефект теменной кости, заполненный гранулами ГА) на рентгеновских снимках (рис. 43б) обнаружено закрытие дефекта на всем протяжении оперативного вмешательства с формированием надкостницы с интимно прилегающими к ней гранулами ГА. Морфологический анализ выявил формирование плотной фиброзной капсулы вокруг гранул ГА.

Наиболее интегрированные и упорядоченные структуры в области закрытия дефекта обнаружены в III группе животных (дефект теменной кости, заполненный гранулами ГА, насыщенными МСК) (рис. 43в). На гистологических препаратах отмечено равномерное закрытие дефекта на всем его протяжении, гранулы ГА были окружены плотной фиброзной капсулой, зрелая упорядоченная соединительная ткань заполняла промежутки между гранулами, прорастая ряд из них. На краях дефекта и под надкостницей наблюдали очаги остео- и хондросинтеза.

Таким образом, результаты испытания in vitro и in vivo свидетельствуют о принципиальной возможности использования гранул в качестве матриксов для аллогенных и аутологичных клеточных культур с целью замещения обширных тканевых дефектов.

Одно из важных применений гранул на основе ГА, и пористой керамики – система доставки лекарственных препаратов. Из литературных источников известно, что подход для решения этой проблемы с использованием керамики является относительно новым, несмотря на то, что первые исследования по системам локальной доставки лекарств начаты еще в 1930 году, а использование керамики как основы для таких систем доставки лекарств - только 1980 годах. Результаты первых клинических испытаний были опубликованы в 1997 году [210].

Главным направлением исследования системы доставки лекарственных препаратов является решение проблемы поддержания постоянной концентрации препарата в крови реципиента в течение заданного времени (пролонгированная фармокинетика). Это обусловлено тем, что периодичность перорального приема или паренторального введения лекарственных препаратов может вызвать превышение допустимой дозы вследствие кумулятивного накопления препарата и, как следствие, общую токсикацию (рис. 44).

Преимущества и недостатки использования керамики в системе доставки лекарственных препаратов следующие: преимущества - точечная, локальная терапия; постоянная скорость выделения препарата; минимум побочных эффектов; высокая эффективность; недостатки - высокая стоимость; иногда потребность в хирургическом вмешательстве.

Использование ГА керамики в качестве системы доставки дает возможность управляемого, локализированного выделения препарата, причем продолжительность выделения может достигать одного года. В [198] показана возможность увеличения продолжительности выделения в 2-3 раза лекарственного препарата посредством покрытия ГА гранул полилактидами. Время выделения контролировалось пористостью гранул и толщиной покрытия.

Системы доставки препаратов с применением керамики можно классифицировать следующим образом: гомогенные и гетерогенные. Гомогенные системы подразумевают использование отпрессованной смеси порошка лекарства и порошка, микрогранул ГА или гранул ГА непосредственно пропитанных раствором лекарственного препарата. Гетерогенными системами являются керамические резервуары, заполненные порошком.

Эффективность и кинетика выделения препарата зависит от биологической активности керамического материала и его структуры. В работе [214] разработана математическая модель, позволяющая рассчитать процесс выделения лекарственных веществ из пористых матричных систем с постоянным градиентом содержания. Для моделирования выделения использован метод интегральных соотношений, который является приближенным методом решения задач массопереноса. Метод заключается в составлении приближенного балансового соотношения массы вещества. Балансовое соотношение определяется данными о начальном распределении вещества в системе и о его переносе, который описывается первым законам диффузии Фика. В результате решения определяется параметрическая зависимость общего вида:

t (j₀ ) = f₁ (j₀ ), (56)

где t - безразмерное время процесса высвобождения;

j₀ – относительная координата положения фронта растворения вещества.

Параметр t определяется следующим образом:

t = Dt/R² , (57)

где t– время высвобождения;

R– радиус матрицы.

Нами проведены исследования совместно с Институтом нормальной физиологии РАМН in vivo на крысах серии Вистар, которое продемонстрировало пролонгированную кинетику выделения препарата, моделирующее лекарственное средство (метиленовый синий), из пористых сферических гранул ГА диаметром 2 мм. Содержание препарата в крови животных достигает максимума 0,98 мг/мл после 2-3 часов и находится на этом уровне 40 часов, затем происходит постепенное уменьшение содержания препарата в течение 100 часов (рис. 45). Этот результат можно объяснить наличием тонких пор, большим их содержанием и степенью взаимосвязанности, а также низким коэффициентом диффузии препарата в пористой матрице за счет действия капиллярных сил [203]. Аналогичный результат по выделению гентамицына (пролонгированность фармокинетики до 84 часов) приведены в работе [215] при использовании композиционных гранул ГА - хитозан.

4.2 к ерамика

Керамика на основе фосфата кальция может быть изготовлена с применением различных технологий, выбор которых зависит от требований к микроструктуре и свойствам материала. Для имплантатов, несущих механическую нагрузку, целесообразно использовать плотно спеченную керамику, обладающую большей прочностью по сравнению с пористой керамикой. Микроструктура такой керамики должна быть тонкодисперсной, поскольку прочность возрастает с уменьшением размера зерна согласно известной зависимости Холла-Петча [216]:

s = s₀ + bd^-1/2 , (58)

где s₀ и b– постоянные, d– размер зерна.

Плотная керамика может быть получена прессованием или шликерным литьем с последующим спеканием без приложения давления, горячим одноосным или изостатическим прессованием [217-219]. Могут быть использованы другие методы формования, применяемые в керамической технологии. Для интенсификации процесса уплотнения могут быть использованы активирующие спекание добавки, в частности формирующие жидкую фазу в процессе спекания [184] или проводят спекание в различных атмосферах (с различным парциальным давлением паров воды, с различным парциальным давлением СО₂ [21]). При этом плотность керамики стремятся довести до теоретически рассчитанного значения, составляющего 3,156 г/см³ .

Для плотной керамики общепринятыми являются такие характеристики, как прочность при изгибе и растяжении, трещиностойкость. Предел прочности при изгибе, сжатии и растяжении ГА-керамики находится в диапазоне 38 - 250, 120 - 150 и 38-300 МПа [21,220], соответственно. Разброс данных вызван статистическим характером распределения прочности, влиянием остаточной микропористости, размером зерна, примесями и т.д. С увеличением отношения Ca/P, прочность увеличивается, достигая пиковой величины около Са/P=1,67, и резко уменьшаясь при Ca/P>1,67 [21].

Модуль функции Вейбулла статистического распределения прочности плотной керамики находится между 5 и 18,это означает, что она ведет себя как типичный хрупкий материал.

Важной характеристикой керамики является ее устойчивость к замедленному разрушению в коррозионно-активных средах. Под действием таких сред и механических напряжений в керамике происходит подрастание существующих микроструктурных дефектов. Скорость этого процесса, V= AKⁿ (А – постоянная, К – коэффициент интенсивности приложенных напряжений), зависит от величины показателя степени n. Чем больше значение n, тем выше устойчивость материала к замедленному разрушению. Для определения значения nможет быть использован метод динамической усталости, заключающийся в нахождении зависимости прочности от скорости деформирования образца [24]. Коэффициент nможет изменятся в широких пределах, например от 26 до 80при испытаниях в сухих условиях (по сравнению с n=30 для керамики из оксида алюминия). Однако, он снижается до величины 12-49 во влажной среде, показывая высокую чувствительность ГА-керамики к замедленному росту трещины [21].

Модуль Юнга плотной керамики находится на уровне 35 - 120 ГПа [21]. Его величина зависит от остаточной пористости и присутствия примесей. Модуль Юнга, измеряемый при изгибе, равен 44 - 88 ГПа. Твёрдость по Виккерсу плотной керамики равна 3 - 7 ГПа. Плотная ГА-керамика проявляет сверхрпластичность при температуре от 1000 до 1100 ^о С, с механизмом деформации, основанном на проскальзывании по границам зёрен. Сопротивление износу и коэффициент трения плотной ГА-керамики сравнимы с таковым у зубной эмали. Значения трещиностойкости (К_1с ) находится на уровне 0,8 – 1,2 МПа´м^1/2 причём она уменьшается почти линейно с увеличением пористости. Удельная работа разрушения составляет от 2,3 до 20,0 Дж/м² .

Низкие значения трещиностойкости К_1с и модуля Вейбулла вместе с высокой восприимчивостью к замедленному росту трещины указывают на низкую надёжность изделий из плотной ГА-керамики.

Нами проведены сравнительные исследования влияния среды на замедленное разрушение и прочность ГА- и ФГА-керамики. На рис. 46а. показаны графики динамической усталости для ГА-керамики, на рис. 46б. – аналогичные данные для ФГА-керамики, образцы которых были испытаны в различных средах. Как можно видеть, прочность керамики снижается с уменьшением скорости деформирования, что обусловлено увеличением времени пребывания образца материала под нагрузкой в коррозионно-активной среде, приводящим к субкритическому подрастанию трещины в процессе нагружения до критического ее размера l_c . Этот размер соответствует критерию Гриффитса (59) для перехода трещины к самопроизвольному, неконтролируемому распространению [221]:

σ= λ (Еγ/l_c )^1/2 , (59)

где – коэффициент, зависящий от напряженного состояния; E– модуль нормальной упругости; γ – поверхностная энергия разрушения; l_c – критический размер трещины.

Средние значения прочности зависели как от состава керамики, так и от среды проведения испытаний. На рис. 47 приведены примеры графиков статистического распределения прочности для ГА образцов. Использовали двухпараметрическое представление функции Вейбулла [24].

P = 1 – exp [-(V/V₀ )(σ/σ₀ )^m ] (60)

и эстиматор вида Pi = i/(N + 1), (61)

где Pi – вероятность разрушения i-го образца из выборки размером N; V/V₀ – относительный напряженный объем в образце; σ₀ – нормирующий множитель; m – модуль функции Вейбулла, характеризующий степень однородности распределения прочности. Графики для ФГА образцов имеют сходный характер.

Данные, полученные по результатам механических испытаний, представлены в табл. 14. Можно отметить следующие особенности влияния состава керамики и среды на механические свойства образцов. Во-первых, прочность ФГА-керамики существенно выше прочности керамики из чистого гидроксиапатита. Это может быть обусловлено меньшей ее пористостью (открытая пористость образцов, измеренная гидростатическим взвешиванием, составила 0,4 и 0,2% для ГА и ФГА, соответственно), поскольку прочность керамики, как известно [222], снижается с увеличением содержания пор по экспоненциальному закону. Введение фтора в состав материала при синтезе не снижает его прочности, в отличие от керамики, в которую фтор вводился в результате твердофазного взаимодействия ГА с фторапатитом (ФА) [4]. Физико-химическая среда оказывает существенно большее влияние на среднюю прочность ГА-керамики, по сравнению с ФГА-керамикой. Вода и синтетическая слюна снижают прочность ГА примерно на 30%, тогда как прочность ФГА-материала снижается лишь на 7 и 15%, соответственно. Это может быть объяснено снижением растворимости при замещении гидрокси-групп ионами фтора.

Значения показателя n, характеризующего устойчивость керамики к замедленному разрушения в процессе коррозии под напряжением, хорошо согласуются с известными данными для пористой ГА-керамики (пористость до 40%) при испытаниях на воздухе (n= 20) и в 0,9%-ном физиологическом растворе NaClдля инъекций (n= 12) [4]. В нашем случае получены примерно те же самые значения n, в диапазоне от 11 до 23. Можно отметить, что ГА керамика несколько более чувствительна к коррозии под напряжением в воде и синтетической слюне по сравнению с ФГА-керамикой, что объясняется меньшей ее растворимостью в водных растворах. Определенного вывода о механизме коррозии под напряжением сделать нельзя из-за того, что nимеет промежуточные по величине значения от характерных для механизма диссоциативной хемосорбции (n> 20) до «химического разрыва ионных связей с учетом экранирующего действия среды на напряженность электростатического поля» (n< 20) [222]. Из приведенных в табл. 14 данных следует, что наличие щелочных ионов, ионов хлора и НСО₃ ^ˉ групп в растворе, моделирующем слюну, не оказывает значительного влияния на коррозию под напряжением.

Изменение модуля функции Вейбулла при испытаниях в коррозионно-активных средах по сравнению с его значением в «инертной» среде проведения испытаний обычно связывают с субкритическим подрастанием трещиноподобных дефектов микроструктуры материала. Снижение модуля Вейбулла или трансформация функции статистического распределения прочности из одномодальной в бимодальную, с областью пониженного значения модуля Вейбулла при малых значениях прочности, указывает на то, что наиболее опасные дефекты микроструктуры подрастают в процессе нагружения и, следовательно, происходит процесс коррозии под напряжением. Приведенные в табл. 14 данные по значениям модуля Вейбулла вполне согласуются с этими положениями, подтверждая, что образцы как ГА - так и ФГА-керамики подвержены коррозии под напряжением.

Таким образом, частичное замещение гидрокси-групп на ионы фтора позволяет повысить прочность и сопротивление замедленному разрушению керамики на основе ГА, приводя к большей ее надежности и долговечности при имплантации.

Одно из наиболее важных применений плотной керамики – подкожные устройства для продолжительного амбулаторного брюшного диализа, мониторинг давления и сахара в крови, или оптическое наблюдение за внутренними тканями тела [21]. Плотная ГА-керамика проявляет превосходную биосовместимость с тканью кожи, намного лучше, чем силиконовая смола, широко используемая для той же самой цели.

Искусственные корни зубов, изготовленные из плотной ГА-керамики, изучались in vivo и в клинических условиях. Присоединение десны к имплантату из ГА было сравнимо с фиксацией корня естественным связующим веществом. Также наблюдались положительные результаты в связывании кости с имплантатом. Это важно, поскольку неадекватное уплотнение приводит к чрезмерной подвижности зуба и в результате к его потере. К сожалению, большая часть из нагруженных зубных имплантатов были разрушены в течение года после внедрения из-за недостаточных механических свойств керамики [21].

В настоящие время основные усилия направлены на разработку в области технологии пористой керамики, содержащей взаимопроникающие канальные поры. Такая керамика может быть использована для заполнения костных дефектов, например, верхней суставной поверхности большеберцовой кости [176], как матрикс для клеточных культур или в системе доставки лекарственных препаратов [223-227]. Взаимопроникающие поры должны иметь диаметр не менее 100-135 мкм, чтобы обеспечивать доступ крови к контактным поверхностям [228,229], а также прорастание и фиксацию костной ткани [226-228]. Поры меньшего размера также необходимы, поскольку они способствуют повышению адсорбции протеинов и адгезии остеогенных клеток. Таким образом, желательно, чтобы пористая керамика имела бимодальное распределение пор по размерам (крупные и тонкие поры).

Известно большое число исследований по технологии пористой керамики на основе ГА. Пористую керамику получают, в основном, методом выгорающих добавок; пропиткой и последующим обжигом органических (полиуретановых) губок, либо вспениванием, например при введении пероксида водорода [229-236]. При этом пористость, например, при использовании додецилбензолсульфоната натрия, достигает до 50-60 %, а в случае глицина или агар-агара - порядка 80 % [1]. С использованием выгорающей добавки (например муки) с размером частиц 40 – 200 мкм, вводимой в количестве 37 масс. %, удалось получить ГА керамику с объемным содержанием пор до 46 % [230]. В качестве выгорающих добавок используют также полимеры – желатин, коллаген, хитозан и др., при этом открытая пористость достигает 85%. Также используют коралл (основное вещество СаСО₃ ), который в ходе гидротермальной обработки переходит в ГА (250 ^о С, 24-48 ч), сохраняя исходную микроструктуру и открытую пористость [21].

Нами разработан способ получения пористой керамики, содержащей тонкие и крупные взаимопроникающие поры в количестве до 70 об.% [229,236]. Для изготовления пористой керамики с бимодальным распределением пор получали композиционные гранулы ГА-биополимер, которые подвергали одноосному прессованию и последующему обжигу. Выжигание биополимера из гранул приводило к формированию тонких пор в гранулах (интрапоры), укладка гранул обусловливала формирование межгранульных взаимосвязанных пор (интерпоры) (рис. 48).

В качестве исходного использовали порошок ГА, полученный методом осаждения из водного раствора двухзамещенного фосфата аммония и хлорида кальция аммиаком. Порошок имел размер агломератов менее 1 мкм и удельную поверхность по БЭТ 5,5 м² /г. Гранулы ГА-биополимер изготавливали с использованием эффекта несмешивающихся жидкостей. Суспензию ГА в водном растворе биополимера диспергировали лопастной мешалкой при скорости ее оборотов 200-500 мин^-1 в диспергирующей жидкой среде, не смешивающейся с водным раствором биополимера. Под действием сил поверхностного натяжения образовывались гранулы практически идеальной сферической формы. Размеры гранул зависели от концентрации суспензии, температуры диспергирующей жидкости и скорости вращения лопасти мешалки. Гранулы осаждали на воронке Бюхнера, промывали и подвергали сушке. Рассевом на наборе сит выделяли фракцию 400-600 мкм, которую и использовали в последующих экспериментах.

Высушенные гранулы засыпали в металлические пресс-формы и подвергали одноосному прессованию под давлением от 10 до 100 МПа с получением сырых образцов диаметром 10 и высотой 4 мм. Эти дисковые образцы затем сушили на воздухе 24 ч и обжигали при температуре 1200⁰ С с выдержкой при этой температуре 1 ч в атмосфере воздуха. Измеряли содержание и распределение по размерам открытых пор в образцах, исследовали их микроструктуру, измеряли прочность при диаметральном сжатии при скорости нагружения 1,0 мм/мин. По результатам испытаний на диаметральное сжатие рассчитывали прочность материалов при растяжении

= 2P/dh(62)

где – прочность при растяжении; Р – разрушающая нагрузка; dи h- диаметр и высота образца, соответственно.

На рис. 49 показаны гранулы ГА-биополимер. Как видно, гранулы имеют правильную сферическую форму. При выбранном соотношении ГА/биополимер, обжиг гранул при 1200⁰ С приводит к содержанию в них открытых пор до 60 об.%. Ртутная порометрия показала, что основной является популяция пор размером 4-10 нм (до 68% от общего содержания пор), однако имеются также более крупные поры, размером 1-14 мкм. Микроскопические исследования также подтверждают наличие таких, более крупных пор. Возможно, что эти поры соединены между собой щелевидными каналами, размеры которых и регистрирует ртутная порометрия, поскольку они являются критическими для проникновения в образец ртути под давлением [237]. На рис. 50 показана микроструктура поверхности керамики.

Межгранульная пористость обусловливается упаковкой сферических гранул. Монодисперсные гранулы могут быть упакованы в свободной засыпке в сырую заготовку, содержащую 30-40 об.% межгранульных пор [238]. Такая укладка гранул соответствует координационному числу примерно 7:

N= 11,6(1 – Р) (63)

где Р – объемная доля открытых пор [239].Это значение близко к координационному числу упаковки атомов в объемно-центрированной кубической (о.ц.к.) решетке. Минимальное сечение порового пространства в укладке монодисперсных сферических гранул может быть оценено как соответствующее плоскости (100) о.ц.к. структуры. Согласно этому, укладка монодисперсных гранул размером 500 мкм обеспечивает минимальное сечение порового пространства примерно 100 х 200 мкм² , что соответствует требованию минимального размера пор 100-135 мкм, необходимого для остеоинтеграции.

Ситуация становится более сложной при использовании полифракций гранул. Модель укладки бифракционных гранул предложена в [240]. Показано, что содержание открытых пор в укладке зависит от соотношения содержания и размеров гранул во фракциях. При свободной укладке сферических гранул с соотношением диаметров >5:1 интервал значений открытой пористости составляет от 12,5 до 35 об.%.

Приложение давления при формовании монодисперсных укладок гранул влияет на пористость. На рис. 51 и рис. 52 показана зависимость открытой пористости спеченных образцов от давления прессования и их микроструктура. Снижение пористости с увеличением давления обусловлено как деформацией сырых гранул, так и уплотнением их упаковки.

На рис. 53 приведена зависимость прочности при растяжении спеченных образцов от содержания открытых пор. Прочность резко снижается с увеличением пористости. Обычно для описания зависимости прочности от пористости используют соотношением Рышкевича: = ₀ exp(-qР) (64), где ₀ - прочность материала без пор, q= 7-8, либо показательную зависимость = ₀ (1 – Р)^m (65), где m= 3-10 для керамических материалов [241,242]. Оценки по этим соотношениям показывают, что при содержании пор примерно 30 об.% прочность снижается в 8-12 раз по сравнению с прочностью материала без пор. Это указывает на непротиворечивость сделанных оценок прочности, учитывая экспериментальные данные по прочности при растяжении гидроксиапатитовой керамики [21].

Таким образом, разработан способ изготовления керамики, содержащей тонкие внутригранульные и относительно крупные взаимопроникающие межгранульные поры, основанный на изготовлении и спекании заготовок из сферических гранул ГА/биополимер. Очевидным недостатком таких матриксов является низкая их прочность, менее 1 МПа при растяжении при пористости около 60%.

Совместно с МНИОИ им П.А. Герцена проведены их испытания in vitro на модели фибробластов человека и in vivo на животных, изготовлены композиты керамический матрикс – мезенхимальные стволовые клетки, которые имплантированы животным (крысам) для изучения регенерации костной ткани in vivo на модели дефекта теменной кости крысы. В результате проведенных исследований установлена высокая биосовместимость и биоактивность ГА- матриксов; доказана регенерация костной ткани животных при имплантировании матриксов с культивированными в них мезенхимальными стволовыми клетками, отмечена упорядоченность и интегрированность структур в области закрытия дефекта при использовании разработанных биокомпозитов.

Было выполнено исследование (совестно с Университетом Мио, Япония) по степени иммобилизации антибиотиков в пористые керамические матриксы [243]. Материалы пропитывали тремя различными антибиотиками: изепамицин сульфат (isepamicin sulphate) – аминоглюкосидный антибиотик, ванкомицин гидрохлорид (vancomycin hydrochloride) – глюкопептидный антибиотик и фломоксеф натрия (flomoxef sodium) – цепемовый (cephem) антибиотик. Минимальная необходимая концентрация для подавления активности стафилококка составляет 0,4 мкг/мл для изепамицина или 0,2 мкг/мл – для цепемового антибиотика.

Матриксы помещали в емкость миксера, заполненную растворами антибиотиков концентрации 100 мг/мл. С помощью форвакуумного насоса в емкости создавали разрежение 500 мм рт. ст. и выдерживали образцы в течение 10 мин. Для оценки степени иммобилизации рассчитывали отношение разности масс образцов после и до пропитки к массе исходных образцов.

Установлено, что степень иммобилизации антибиотиков возрастает с повышением пористости образцов. Максимально достигнутая степень пропитки составила 465 % по массе. Степень пропитки показана на диаграмме рис. 54. Экспериментами in vitro доказана пролонгированность до 40 суток фармокинетики выделения лекарственных препаратов из матриксов, что может быть использовано в терапии остеомиелитов. Исследованиями in vivo продемонстрирована превосходная биоактивность матриксов при имплантировании в берцовую кость кроликов (рис. 55).

Для регулирования биологического поведения пористой керамики, поверхность пор может быть покрыта слоем трехкальциевого фосфата. Для этой цели исходные заготовки керамики пропитывают раствором двузамещенного фосфата аммония с последующей термообработкой при температуре 900 ⁰ С [244].

Большое значение для процесса остеоинтеграции имеет форма пор. В работе [21] было отмечена возможность получения методом выгорающих добавок канальных пор цилиндрической формы диаметром до 500 мкм и длиной более 5 мм.

Пористая керамика может быть получена при физиологической температуре, минуя стадию спекания [28]. Прочность такого материала может рассматриваться как некоторый нижний ее предел. Процесс получения материала моделирует формирование ГА в организме, в условиях in vivo . Исследовали образцы кальций-дефицитного гидроксиапатита (КДГА) и карбонат замещенного гидроксиапатита (КА), полученных в соответствие со следующими реакциями:

6СаНРО₄ + 3Са₄ (РО₄ )₂ О = 2Са₉ НРО₄ (РО₄ )₅ ОН + Н₂ О (66)

(5/8)NaHCO₃ + 2CaHPO₄ + 2Ca₄ (PO₄ )₂ O

= 1,067Ca_9,375 Na_0,586 (PO₄ )_5,375 (CO₃ )_0,586 (OH)_1,961 +5/16(H₂ O) (67)

Синтезированный порошок прессовали под давлением 70 МПа и выдерживали во влажной среде при 38 ⁰ С. Объемное содержание пор в материалах было 27-39 %. Получены следующие средние значения прочности материалов: при растяжении – 12-18 МПа для КДГА и 9–14 МПа для КА; при сжатии – 83-172 для КДГА и 57-80 для КА. Различие свойств материалов объяснено особенностями формирования их микроструктуры при физиологических температурах. Уровень прочности высок, несмотря на значительное содержание пор, форма и концентрация которых существенно влияют на механические свойства [241].

Пористая керамика, хотя и обладает достаточной прочностью на сжатие (2-100 МПа), но имеет предел прочности при изгибе 2-11 МПа, что в два-три раза меньше необходимых значений, причем, с увеличением пористости прочность материала резко снижается (рис. 56) [21]. В работах [245-247] исследовано влияние пористости на прочность при сжатии и модуль Юнга спеченной при 1100 ⁰ С керамики на основе ГА и ТКФ. Установлено, что прочность s и модуль Е снижаются с увеличением содержания пор Р, согласно соотношениям lns= 6,4 – 3,9Pдля ГА и lns= 6,6 – 6,2Pдля ТКФ, и lnЕ = 4,6 – 4,0Pдля ГА. Экстраполированные значения прочности и модуля упругости при нулевой пористости равны, соответственно, 70 МПа и 9,2 ГПа – для ГА, и 135 МПа и 21 ГПа – для ТКФ. Приведенные значения прочности ГА существенно ниже, чем данные из других источников.

Прочность постепенно увеличивается, когда кость прорастает во внутрь сети пор имплантанта. По данным [51], прочность при изгибе для пористого имплантанта, заполненного на 50-60 % костной тканью, составляет 40-60 МПа.

Зависимость трещиностойкости ГА керамики от размера зерна немонотонная, имеется максимум, соответствующий размеру зерна керамики около 0,4 мкм [248]. Максимальное значение прочности и трещиностойкости керамики, спеченной с введением Na₃ PO₄ , составляют, соответственно, 135 МПа и 1,25 МПа×м^1/2 . Добавка фосфата натрия приводит к росту зерна и снижению трещиностойкости до 0,95 МПа×м^1/2 .

Пористую керамику с улучшенными прочностными свойствами можно изготовить с применением волокон. Волокнистый пористый материал, как известно, показывает повышенную прочность благодаря сцеплению (соединению) волокон,изменению траектории трещини вытягивания волокон. Кроме того, волоконный ГА каркас может быть укреплён ГА - полимерным биодеградирующим костным веществом. Существует много работ по изготовлению волокнистой, пористой кальций-фосфатной керамики. Волокнистая пористая структура может быть приготовлена несколькими способами [21,249-250]:

- спекание β-ТКФ волокон, с последующим преобразованием в пористый каркас ГА путём обработки в расплавах солей;

- спекание нитевидных кристаллов ГА или преобразование α-ТКФ при гидротермальных условиях;

- динамическое уплотнение ОКФ и β-кальций метафосфатных волокон.

К сожалению, механические свойства не достигают требуемого уровня в любом случае.

4.3 Композиционныематериалы

Применение ГА керамики в качестве материала для имплантатов, несущих механические нагрузки, часто невозможно из-за недостаточности прочностных характеристик и трещиностойкости. Поскольку естественная костная ткань является композиционным материалом, состоящим из ГА, коллагена и других белков, то значительные перспективы для повышения механических свойств ГА-керамики, предназначенной для изготовления костных имплантатов, имеет принцип формирования композиционных структур. Введением соответствующих добавок в керамику можно улучшить механические характеристики, но при этом должны сохраняться ее биологические свойства и, в первую очередь, биосовместимость с тканью живого организма.

Композиционные материалы содержащие ГА могут быть подразделены на две основные группы [181]:

· Керамика, армированная дисперсными частицами, дискретными и непрерывными волокнами [251-254];