Биокерамика на основе фосфатов кальция

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. Введение 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 (bone tissue engineering), 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, СО32- 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 РО43-) 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. Ортофосфаты кальция Несмотря на значительное количество ортофосфатов, кристаллизующихся в системе СаО - Р2О5, 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 - Р2О5 [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·nH2O ® Ca9(PO4)5(HPO4)OH + (3n-1)H2O (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 5СаНРО4×2Н2О ® Са5(РО4)3ОН + 2Н3РО4 + 9Н2О (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, Са10-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 9000С в среде, не содержащей паров воды. При высоких температурах, выше 13000С, ГА разлагается на -ТКФ и тетракальцийфосфат (ТеКФ). Тетракальцийфосфат синтезируют твердофазным взаимодействием ДКФ с карбонатам кальция, он характеризуется высокой растворимостью в водных растворах при рН
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 Структура ортофосфатов кальция Ортофосфаты кальция могут классифицироваться в соответствии с тремя структурными типами: (1) структура типа апатита, Ca10(PO4)6X2, с общей формулой A10X6Y2 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 (СаНРО4·2Н2О), безводный дикальцийфосфат (СаНРО4) и монокальцийфосфат (Са(Н2РО4)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 P63/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 Clֿ и Fֿ. На рис. 7 показан фрагмент структуры гидроксиапатита. Группы [РО4] образуют тетраэдры со средним расстоянием Re(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 РО43- 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 F размещены 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 Р21/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 РО43- 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 14700С и метастабильный при температуре менее 11200С; '-ТКФ, стабильный при температурах выше 14700С; -ТКФ, стабильный при температурах ниже 11200С, 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)2H2(PO4)14, который обнаружен во многих продуктах биологической минерализации. Структура всех ТКФ относится к структурному типу глазерита (K3Na(SO4)2) [98]. -ТКФ кристаллизуется в моноклинной сингонии, пространственная группа Р21/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 R3c, 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 10000С 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 и b 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(Si0,1P0,9O3,95)2 до Ca3,08(P0,92Si0,08O4)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·nН2О, 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 НРО42- 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 Изоморфные замещения 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 Fֿ в фторапатите кальция (химическая формула Ca10(PO4)6F2, далее ФА) не смещён из центров Са-треугольников, в отличие от ионов OHֿ и 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 0С (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 РО43- группы на иные анионы может приводить к изменениям в ряду устойчивости к обмену ионов в Са-каналах. Оценка показала, что частичное замещение PO43--группы на СО32- 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 СО32- 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 СО32- [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 РО43--группы (Б-тип) [114]. Замещение РО43- 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 P63/m на P21/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 РО43- и СО32- групп посредством частичного замещения кальция одновалентным катионом. В моделях второй группы рассматривается образование вакансий по кальцию. В частности, предложена следующая формула для КГА: Ca10-y+u(PO4)6-y(CO3)y(OH)2-y+2u, (4) где 0 Ca10-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 PO43- группы с получением кальций-дефицитного продукта: Ca10-р(PO4)6-р(CO3)р(OH)2-р(CO3)р (6) где 0 Однако, происходит смена механизма еще до полного замещения всех позиций, занимаемых ОН--группами, согласно данным ИК-спектроскопии. По достижении р = 1 с увеличением содержания СО32- групп механизм замещения соответствует предложенному в работе [116], то есть описывается формулой: Са9-y(PO4)5-y(CO3)1+y(OH)1-y (7) где y В противоположность этому, исследованиями методом ЯМР-спектроскопии 31Р и 1Н продуктов синтеза КГА в системе хлорид кальция - однозамещенный фосфат аммония - карбонат аммония - аммиак показано, что СО32--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 SiO44- . 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-xx (8) Кремний-замещенный ГА проявляет большое сродство к карбонат-аниону, который компенсирует заряд силикатного аниона; присутствие СО32- -группы наблюдается в Si-ГА даже в случаях, когда синтез проводится в инертной атмосфере аргона. При этом степень СО32--замещения возрастает с увеличением содержания кремния. Учитывая большой размер SiO44- 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-O обусловлено 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-;  + 2ZO42- = Ca2+ + 2PO43 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 PO43- групп включают [125,126]: Z1O43- = PO43-; Z2O42- +  = PO43- + OH-; Z3O42- + Z4O44- = 2PO43-. 3.Синтез и спекание порошков ортофосфатов кальция 3.1 Синтез ортофосфатов кальция 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 РО43ˉ, при сохранении рН ³ 7 и выдерживании осадка в соответствующих условиях. В качестве источника Са2+ изучены СаСl2, Са(NO3)2, Ca(OH)2, CaCO3, CaSO4·2Н2О, (CH3COO)2Ca и др. В качестве источника фосфат-ионов могут быть использованы H3PO4, NH4H2PO4, (NH4)2HPO4 или K3PO4. 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)2HPO4+8NH4OH Þ Ca10(PO4)6(OH)2+20NH4NO3+6Н2О(9) Следует отметить работу [128], где также в качестве источника Са также использовался Ca(NO3)2: 10Ca(NO3)2+6KH2PO4+14NaOH Þ Ca10(PO4)6(OH)2+6KNO3+14NaNO3+12H2O (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)2HPO4+8NH4OH Þ Ca10(PO4)6(OH)2+20NH4Cl + 6Н2О 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 2х часов. Другая группа классических методов получения ГА кальция мокрым способом основана на реакции: 10Ca(OH)2+6H3PO4 Þ Ca10(PO4)6(OH)2+18H2O (12) Указанная выше базовая реакция между Са(ОН)2 и Н3РО4 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)2HPO4Þ Ca10(PO4)6(OH)2+12NH4ОН+6H2O (13) В результате смешивания эквимолекулярных количеств реагентов в течение 1 часа и последующего высушивания осадка при 85 0С получали порошок белого цвета, который прокаливали при 1000 0С на воздухе в муфельной печи. Там же в [131] предлагается получать высококачественный ГА из смеси Са(ОН)2, Са3(РО4)2, (NH4)3PO4, и Н3РО4, 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 K3PO4. 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 Н3РО4. В работе [134] исследовано влияние параметров синтеза гидроксиапатита (ГА) методом осаждения из растворов солей Ca(NO3)2 и Ca(CH3COO)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(CH3COO)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 3х 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: CaCa(EtO)2Cax(PO4)y(EtOH)Ca5(PO4)3OH(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 500оС. Увеличение температуры отжига до 600 и 700оС 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 0С. При получении ГА методом гидролиза плохо растворимых ортофосфатов кальция CaHPO4, CaHPO42H2O, -Ca3(PO4)2, Ca8(HPO4)2(PO4)45H2O, Ca4(PO4)2O состав 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) исходного раствора: СаНРО4 + Н2О = Са10(РО4)6(ОН)2 + Н3РО4(15) 3Са4Р2О9 + Н2О = 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 оС) [138-139], в нескольких работах сообщается о медленной кинетике процесса (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 РО43-, 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 Н3РО4. Другой пример сухих способов – получение ГА прокаливанием смесей Са3(РО4)2 и СаСО3, Са2Р2О7 и СаСО3, СаНРО4·2Н2О и СаО при 900-1300 0C в присутствии паров воды [142]. Получение ГА возможно по твердофазной реакции между брушитом (CaHPO4·2H2O) и карбонатом кальция (CaCO3) 6CaHPO4·2H2O+4CaCO3 = Ca10(PO4)6(OH)2 +14H2O+4CO2 ­ (17) Молярное отношение CaHPO4·2H2O/CaCO3, равное 1,5, позволяет получить стехиометрический ГА. Последовательность твердофазных реакций между исходными компонентами под действием температуры может быть описана следующим образом: 6CaHPO4·2H2O+4CaCO3 = 6CaHPO4 +4CaCO3+12H2O(г) , t ~210 ºС (18) 6CaHPO4+4CaCO3=3y-Ca2P2O7+3H2O(г)+4CaCO3, t = 450–470 ºС (19) 3y-Ca2P2O7+4CaCO3=3β-Ca2P2O7+4CaCO3, t~563 ºС (20) 3β-Ca2P2O7+4CaCO3 =3β-Ca2P2O7+4CaO+4CO2(г) , t = 670–786 ºС (21) 3β-Ca2P2O7+4CaO = xβ-Ca3(PO4)2+yCa10(PO4)6O+mCaO+nb-Ca2P2O7, t = 900–1100 ºС (22) 3β-Ca2P2O7+4CaO = Ca10(PO4)6O, t ~1200 ºС (23) Ca10(PO4)6O+H2O = Ca10(PO4)6(OH)2, t ~850 ºС (24) Кроме того, CaCO3 и CaHPO4·2H2O 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)2HPO4 в водном растворе аммиака. В работе [144] использовали пирофосфат кальция (Са2Р2О7). В [145] описано взаимодействие Са2Р2О7 с Н3РО4. Авторы считают, что стехиометрический продукт гидротермальным методом можно получить по реакции:
3Са2Р2О7+4СаО+Н2О Þ Са10(РО4)6(ОН)2 (25) В работе [146] было изучено влияние NH4OH на скорость процесса роста кристаллов ГА. Призматические кристаллы в отсутствие NH4OH образуются 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 Н2О 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 оС МКФМ переходит в безводную форму Са(Н2РО4)2 [147]. Дикальциевый фосфат дигидрат (ДКФД) – может быть легко получен при смешивании растворов, содержащих ионы Са2+ и НРО42- 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 оС) [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] 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 Þ Ca3(PO4)2 + H2O↑ (tCa9(HPO4)(PO4)5OH Þ Ca3(PO4)2 + H2O↑ (t~800 ºC) (27) В работе [28] описан метод синтеза ТКФ из раствора по реакции: 3Ca(NO3)2 + 2(NH4)2HPO4 +2NH4OH Þ Ca3(PO4)2↓ +6NH4NO3 + 2H2O (28) Стехиометрические количества раствора гидрофосфата аммония медленно добавляют к раствору нитрата кальция при температуре 60 °C. pH раствора поддерживают на уровне 7 добавлением раствора NH4OH 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•2H2O) и карбонатом кальция (CaCO3). 2CaHPO4•2H2O+CaCO3 = Ca3(PO4)2 +5H2O+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 CaHPO4·2H2O 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)2·3H2O или Zn(NO3)2·6H2O растворяли в дистиллированной воде, к растворам добавляли 0,5М раствор Са(ОН)2, затем покапельно приливали 0,3М раствор Н3РО4 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 1200С. 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 870С. 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 1200С. 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)2HPO4 + 8NH4OH = Ca10-xMgx(PO4)6(OH)2 + 20NH4NO3 + 6H2O; 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 300-10000С.
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)6F2. 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)2HPO4 + 2NH4F +6NH4OH Þ Ca10(PO4)6F2 + 20NH4Cl + 6H2O (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)2O, в 0,1 моль/л растворе КН2РО4, 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(H2PO4)2·H2O Þ Ca3(PO4)2 + 3H2O (32) 3Ca3(PO4)2 + CaF2 Þ Ca10(PO4)6F2 (33) или CaCO3 + 2CaHPO4·2H2O Þ Ca3(PO4)2 + 3H2O + CO2 (34) 3Ca3(PO4)2 + CaF2 Þ Ca10(PO4)6F2 (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 + 2NH4F Þ Ca10(PO4)6F2 + 2NH4OH (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)2HPO4 и NH4F, 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 ОНˉ на ионы Fˉ) проводили по реакции: 10Ca(OH)2 + 6(NH4)2HPO4 + 0,2KF Þ Ca10(PO4)6(OH)1,8F0,2 + 12NH4OH + 0,2KOH + 6H2O(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)Н3РО4 + хSi(OR)4Þ Ca10(PO4)6-x(SiO4)x(OH)2-x + 4xROH + (18-3x)H2O,(38) 10Са(NO3)2 + (6-x)(NH4)2HPO4 + xSi(OR)4 + (8+2x)NH4OH Þ Ca10(PO4)6-x(SiO4)x(OH)2-x + 20NH4NO3 + 4xROH + (6-x)H2O,(39) где R=Et. Синтез проводят при температурах 60-80 0С, 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 РО43--групп) в структуре ГА. Для получения КГА типа А используют реакцию ионного обмена между ОН- и СО32- при выдержке ГА в среде СО2 при температурах 900-10000С 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 900С. 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 СО32- 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 3000С 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 Н3РО4 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 800С. Синтез КГА осаждением в жидкости, моделирующей внеклеточную жидкость организма (СБФ) и в присутствие мочевины (H2NCONH2), описан в работе [167]. В качестве исходных реагентов использовали Ca(NO3)2•4H2O и (NH4)2HPO4. Готовили 9,5М раствор мочевины в СБФ, который выдерживали при 850С 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 370С добавляли 1,583 г (NH4)2HPO4 и 5,1 г Ca(NO3)2•4H2O. После перемешивания к смеси добавляли покапельно аммиак для доведения рН до 7,4 и обрабатывали ультразвуком. Осадок промывали и сушили при 800С. Вторая схема отличалась от первой тем, что первоначально смешивали 148,9 мл 0,218М раствора Ca(NO3)2•4H2O с 23 мл раствора мочевины, а затем к этой смеси прибавляли покапельно 211,4 мл 0,085М раствора (NH4)2HPO4. 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 Na2HPO4•7H2O в 200 мл дист. воды прибавляли покапельно к раствору 14,5 г Ca(NO3)2•4H2O в 200 мл дист. воды при 85-900С. 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 NH4TiF6 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 1200С 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 Y2O3, 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)2Cl2 - (NH4)2HPO4 - NH3 - H2O (40) CaCl2 - Zr(OH)2Cl2 -YCl3- (NH4)2HPO4 - NH3 - H2O (41) CaCl2 - AlCl3 - (NH4)2HPO4 - NH3 - H2O (42) CaCl2 - Zr(OH)2Cl2 - AlCl3 - (NH4)2HPO4 - NH3 - H2O (43) методами растворимости (остаточных концентраций И.В.Тананаева) и измерения рН. Системы изучали при постоянной концентрации (NH4)2HPO4 (0,025 моль/л) и изменяющихся количествах ионов Са2+, Zr(OH)22+, Y3+, а также при различных рН. Отношение компонентов в исходных смесях nисх.=CaCl2:(NH4)2HPO4=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.xH2O, 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.xH2O,(45) Сa10(PO4)6(OH)2.m[Zr(OH)4]0,85[2Y(OH)3]0,15.xH2O, где m=0,2-1,2; x=9; 12.(46) При нагревании смешанных фаз ГА и гидроксидов циркония или гидроксидов циркония и иттрия до 9000С 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 9000С 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 9000С исчезает только полоса деформационных колебаний воды при 1650 см-1, полосы поглощения ОН-- и РО43--групп практически не изменяются. С целью изучения условий совместного осаждения ГА и гидроксидов циркония и алюминия из водных растворов исследована система CaCl2 - Zr(OH)2Cl2 - AlCl3 - (NH4)2HPO4 - NH3 - H2O (250С). При рН=8,0-8,66 в растворе обнаруживается значительная часть ионов Са2+, не вошедших в состав осадка, а ионы РО43-, 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.xH2O, 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 (9000С) совместно осажденных осадков фосфатов кальция и гидроксидов циркония и алюминия образуются кристаллические безводные фазы суммарных составов Са3(РО4)2.mZrO2.0,5mAl2O3 (m=0,166-0,5), фазы переменного состава nСа3(РО4)2.(1-n)Сa10(PO4)6(OH)2.pZrO2.0,5pAl2O3, Сa10(PO4)6(OH)2.qZrO2.sAl2O3 (q=0,5-1,5; s Рентгенофазовый анализ продуктов прокаливания (9000С) твердых фаз Са3(РО4)2.0,5ZrO2.0,25Al2O3 и Сa10(PO4)6(OH)2.1,5ZrO2.0,75Al2O3 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 Al2O3 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 Термическая стабильность и особенности спекания фосфатно-кальциевой керамики 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 5000С, а уплотнение - обычно при 8500С. 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 Т8500). 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, k и n - постоянные. Значение n зависит 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 9400С 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)2-2xOxnx + xH2O (48) где nх – вакансия, х
Оксигидроксиапатит Са10(РО4)6(ОН)2-2xOxnx формируется уже при температуре 900 0С на воздухе, а в атмосфере, не содержащих паров воды, температура его образования понижается до 850 0С. 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) + Са4Р2О9 + H2O (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)3ОН (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 0С, 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 0С при выдержках до 3 ч. Повышение температуры до 1500 0С приводит к разложению ГА. Плотность, близкая к теоретической, достигается при температуре спекания тонкодисперсных порошков ГА 1300 0С 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 0С. 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.%): Р2О5 – 2,6; СаО – 26,9; Nа2О – 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 Na3PO4 и K3PO4, 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 Na3PO4. В интервале температур до 500-800оС происходит лишь некоторое термическое расширение образцов (до 0,3%). Начало усадки образцов 1-3 соответствует температурам 750-1000оС. 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% Na3PO4 - 800 оС, с 2% Na3PO4 - 750оС. Достижение 4% усадки соответствует температурам:, 1180оС с 1% Na3PO4, 1040оС с 2% Na3PO4, когда, по-видимому, в образцах образуется развитая система стыкующихся границ. В интервале 1230-1300оС 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 Na3PO4 начинают спекаться раньше (на 70-130оС), чем ГА без добавки, но процесс уплотнения протекает медленнее, хотя величина усадки больше и при 1300оС составляет 12,5 и 12,9%, соответственно для составов с 1 и 2 % Na3PO4 соответственно. Таким образом, добавка фосфата натрия интенсифицирует процесс уплотнения вследствие образования, по-видимому, жидкой фазы.
Участок 1300-1350оС 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 Na3PO4 до плотного состояния происходит при температурах на 50-100оС 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 кристаллов Ca10(PO4)6(OH)2 в результате частичного замещения Ca2+ на Na+ . 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 1350оС 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 1100оС, отвечает полностью фазе ГА (рис.15а). В интервале температур 1200-1350оС отмечено появление небольшого количества (3-5%) 3CaO•P2O5 и 4CaO•P2O5 (1350оС) (рис.15б). Микроскопические исследования этих же образцов в проходящем свете (иммерсионные препараты) подтверждают данные рентгенофазового анализа. Измеренные оптические константы (nо=1,651, ne=1,644, no-ne=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 Na3PO4, помимо линий ГА, имеются линии соединения типа -NaСаPO4 с характерными дифракционными отражениями (d,10-1нм=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% Na3PO4 после спекания при 1350оС. Она анизотропна и имеет показатели преломления: np=1,518 и ng=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 -Na3PO4 имеет косвенное подтверждение. Изменение среднего размера кристаллов в керамике, в зависимости от температуры спекания и количества добавки Na3PO4, приведены на рис. 17 и в табл. 8. С увеличением температуры спекания от 1100 до 1350оС средний размер кристаллов возрастает в 12-17 раз. В интервале температур 1100-1200оС для образцов без добавки и с добавкой 1 и 2% Na3PO4 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 1350оС происходит увеличение среднего размера кристаллов от 2,2 до 8,5 мкм. Рост кристаллов керамики с добавкой Na3PO4 происходит интенсивнее как с увеличением ее концентрации, так и температуры обжига. Кристаллы керамики состава 3 имеют средний размер 3,5 мкм при 1200оС и 10,9 мкм при 1350оС. Следует отметить изменения значений максимального и минимального размера кристаллов (табл. 8). Структура керамики с плотностью до 92,4-97,7% после спекания при 1200оС 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 Na3PO4. После спекания при 1250оС 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% Na3PO4, 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 1300-1350оС 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 1100-1350оС. С увеличением температуры от 1100 до 1200оС прочность повышается и достигает максимальных значений (60-95 МПа) при 1200оС, а затем снижается. Прочность керамики без добавки нарастает медленнее с температурой спекания и достигает лишь 65 МПа при 1250оС. Это связано со сравнительно замедленным уплотнением таких образцов. Прочность составов с добавкой Na3PO4 более высокая и в интервале температур обжига 1100-1200оС 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 1250-1350оС 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 500С 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 12500С, 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 8000С 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 - 14000С в изотермическом режиме в течение 2 ч на воздухе. Данные химического анализа показали лишь незначительные изменения состава материалов в результате спекания при 12000С: 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 ОНˉ на ионы Fˉ 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 ОНˉ и Fˉ), 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 К1с.
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 0С 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 12000С). 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 13000С, 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 0С, согласно данным, приведенным на рис. 19 и 20, изготовлены образцы керамики с примерно одинаковой пористостью в диапазоне 25 – 28%. Шероховатость поверхности Rа 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 СО32--групп. Добавление в состав газовой среды - углекислого газа, с 3% водяного пара, повышает температуру кристаллизации (с 900 до 11000С) и температуру полиморфного превращения КГА в ТКФ с 1300 до 15000С. 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 11000С. Как следует из анализа дифрактограмм, КГА, синтезированный твердо-жидкофазным взаимодействием, сохраняет все характерные рефлексы КГА даже после термообработки при 11000С. В продукте синтеза присутствует карбонат кальция в качестве примесной фазы, вплоть до температуры термообработки 9000С. 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 11000С. 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 15000С. 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 СО32- 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 12000С 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 3000С, достигая максимума при примерно 6000С, тогда как КГА, синтезированный альтернативным методом, термически устойчив до примерно 10000С. 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 200-6000С и потеря значительного количества последних в интервале от 600 до 10000С [196]. Образец 4 теряет массу на начальной стадии значительно интенсивнее по равнению с образцом 5. После 14000С 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 1100-13000С. 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 10000С. 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 Na3PO4, эффективные при спекании ГА керамики при температурах 1150-12000С, мало эффективны для активирования спекания КГА при более низких температурах. К положительному результату не привело также использование добавки CaCl2 с температурой плавления 7720С, 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 8000С. 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. Материалы на основе фосфатов кальция 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), Pro Osteon® (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 Na или 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 0С, соответственно. Например, средние значения размера гранул составляют 1735 и 1483 мкм при температуре 15 0С и скоростях вращения 200 и 500 мин-1, соответственно. Повышение температуры до 30 0С 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 11000С). 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 13000С, 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=Alnt, (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) + 6РО43- (ж) + 2ОН- (ж)(52) В растворе ионы Са2+, группы РО43- и ОН- могут взаимодействовать между собой. В нейтральной и кислой средах взаимодействие фосфат-ионов с протонами приводит к образованию НРО42- 6РО43- (ж) + Н+ (ж) Þ 6НРО42- (ж)(53) Эти группы могут взаимодействовать с частью ионов кальция, продукт взаимодействия осаждается в форме менее растворимого СаНРО4: 6НРО42- (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 НРО42- 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 для мезенхимальных 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 керамика 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 n может быть использован метод динамической усталости, заключающийся в нахождении зависимости прочности от скорости деформирования образца [24]. Коэффициент n может изменятся в широких пределах, например от 26 до 80 при 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 оС, 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 (К1с) находится на уровне 0,8 – 1,2 МПа´м1/2 причём она уменьшается почти линейно с увеличением пористости. Удельная работа разрушения составляет от 2,3 до 20,0 Дж/м2.
Низкие значения трещиностойкости К1с 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 lc. Этот размер соответствует критерию Гриффитса (59) для перехода трещины к самопроизвольному, неконтролируемому распространению [221]: σ = λ (Еγ/lc)1/2, (59) где  – коэффициент, зависящий от напряженного состояния; E – модуль нормальной упругости; γ – поверхностная энергия разрушения; lc – 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 NaCl для 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 n имеет 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 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 оС, 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 12000С 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; d и 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 12000С 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 0С [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)2О = 2Са9НРО4(РО4)5ОН + Н2О (66) (5/8)NaHCO3 + 2CaHPO4 + 2Ca4(PO4)2O = 1,067Ca9,375Na0,586(PO4)5,375(CO3)0,586(OH)1,961 +5/16(H2O) (67) Синтезированный порошок прессовали под давлением 70 МПа и выдерживали во влажной среде при 38 0С. 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 0С керамики на основе ГА и ТКФ. Установлено, что прочность s и модуль Е снижаются с увеличением содержания пор Р, согласно соотношениям ln s = 6,4 – 3,9P для ГА и ln s = 6,6 – 6,2P для ТКФ, и ln Е = 4,6 – 4,0P для 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 Na3PO4, составляют, соответственно, 135 МПа и 1,25 МПа×м1/2. Добавка фосфата натрия приводит к росту зерна и снижению трещиностойкости до 0,95 МПа×м1/2. 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 трещин и 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 Композиционные материалы 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]; · Наполненные дисперсными частицами керамики биосовместимые полимеры [255-263]. Для упрочнения оксидных керамик в них вводят дисперсные частицы частично стабилизированного диоксида циркония (ZrO2 (Y2O3)), претерпевающего полиморфное превращение из тетрагональной в моноклинную модификацию под действием механических напряжений. В работах [251,252] изучали взаимодействие ГА с ZrO2 и определяли прочность на изгиб и тещиностойкость при различном соотношении ГА и ZrO2 (Y2O3). Было установлено, что прочность на изгиб и трещиностойкость возрастают с увеличением количества ZrO2. Материалы, содержащие 50 % ZrO2 и обожженные при 1400 0С, показали значения прочности на изгиб, в два-три раза превышающие прочность ГА без добавок. Однако использование диоксида циркония для упрочнения ГА керамики, как показано, ограничено из-за стабилизации диоксида циркония кальцием из ГА при температуре спекания [251]. Возможности армирования ГА-матрицы неорганическими волокнами, например Al2O3 или SiC, также лимитированы рассогласованием коэффициентов термического расширения матрицы и волокна, приводящего к образованию растягивающих напряжений в матрице, которые снижают прочность. В [181] показана возможность повышения прочности в 2 раза и трещиностойкости в 6 раз горячепрессованной ГА-керамики в результате ее армирования дискретными металлическими волокнами (нержавеющая сталь, сплав хастеллой), вводимыми в керамическую матрицу в количестве до 20 об.%. Полученные композиционные материалы имеют прочность до 224 МПа, трещиностойкость 6,0-7,4 МПа´m1/2 и модуль нормальной упругости до 142 ГПа. Однако, для керамико-металлических имплантатов характерна коррозия и негативные реакции с тканями.
Один из наиболее интересных подходов для повышения прочности и уменьшения хрупкости ГА керамики – изготовление композитов ГА - полимер. В работах [256,261] разработаны композиционные материалы на основе полиэтилена. С увеличением содержания до 40% ГА в композите модуль Юнга увеличивается, и находится на уровне 1-8 ГПа, что близко к таковому у естественной кости. Однако полиэтилен является биоинертным материалом и уменьшает способность срастания имплантата с костной тканью.
Известны работы [255,264-266], направленные на изучение композитов ГА – коллаген, которые по составу схожи с естественной костью. Композиты могут быть изготовлены посредством смешивания порошка ГА с раствором коллагена и последующим затвердеванием смеси под УФ - излучением или прессованием смеси ГА-коллаген при температуре 40 0С и давлении 200 МПа. Однако полученные материалы имеют низкие прочностные характеристики, например прочность при растяжении равна 6,5 МПа, а модуль Юнга 2 ГПа. Биомиметический подход к получению композитов ГА-коллаген основан на осаждении кристаллов ГА из растворов СБФ (simulated body fluids), повторяющих состав межтканевой жидкости, на волокна коллагена. При этом получается пористый материал с энергией разрушения510 Дж/м2 [21]. Прочностные свойства большинства композитов ГА-коллаген неудовлетворительны. В то же время эти материал показывают более высокую биоактивность, нежели гидроксиапатит и коллаген в раздельности. Используя коллаген, можно создавать материалы с контролируемой резорбируемостью. Коллаген (желатин) часто используют как материал - носитель лекарственных средств пролонгированного действия [21]. Возможен также альтернативный подход, основанный на введении полимера в керамическую матрицу. Это позволило бы создать материалы с непрерывным керамическим каркасом. Механические свойства таких керамико-полимерных материалов в значительной степени должны отличаться от свойств полимерно–керамических материалов. В работах [267-268] приведены результаты по формированию микроструктуры композиционных материалов ГА-полимер при вакуумной пропитке керамики водными растворами некоторых полимеров и механическим свойствам композитов. Способ приготовления основан на инфильтрации раствора полимера (желатин и поливиниловый спирт (ПВС)) в пористую керамическую матрицу с последующей сушкой композиции. В качестве исходных материалов использовали тонкодисперсный порошок ГА с соотношением Ca/P = 1,67, удельной поверхностью по БЕТ 5,5 м2/г и размером агломератов менее 1 мкм, полученный осаждением аммиаком из водных растворов двузамещенного фосфата аммония и хлорида кальция. В работе также использовали следующие материалы: желатин марки П-11, ГОСТ 11293-89 (Могилёвский желатиновый завод, Белоруссия) – биополимер, продукт денатурации коллагена-белка соединительной ткани; ПВС (Лаверна, Россия) – синтетический полимер, продукт взаимодействия поливинилацетата с метиловым спиртом. Пористую керамику изготовляли с использованием фракции гранул ГА-желатин в соотношении один к двум, диаметром 400-600 мкм, которую получали согласно [203]. Гранулы ГА-желатин подвергали одноосному прессованию под давлением 50 и 100 МПа с получением дисковых образцов, которые обжигали при 1200 0С с выдержкой 1 ч [229]. Полученные образцы пористой керамики подвергали вакуумированию в 1, 4, 7 и 10%-ных растворах желатина и ПВС в дистиллированной воде при остаточном давлении 1,33 Па (10-2 мм.рт.ст.) в течение 10 и 30 мин. Для сравнения, образцы керамики выдерживали в растворах полимеров при атмосферном давлении в течение 30 мин. Температура раствора варьировалась от 25 до 750С. Затем полученные образцы извлекали из вакуум-сосуда, удаляли с их поверхности избыточную жидкость влажной хлопчатобумажной тканью и сушили на воздухе 24 часа при комнатной температуре. Установлено, что количество полимера, инфильтрируемого в керамику, зависит от концентрации раствора, исходной пористости керамики и времени пропитки. Так, масса образцов пропитанных растворами желатина, увеличивается линейно с увеличением концентрации раствора, исходной пористости образцов и времени пропитки. Максимальное изменение массы порядка 4-5 % достигается пропиткой 10 %-ным раствором желатина образцов пористостью 45-50 об.% при остаточном давлении 1,33 Па (10-2 мм.рт.ст.) с выдержкой 30 мин. Масса образцов, пропитанных растворами ПВС, также растет с увеличением исходной пористости и времени пропитки. Однако максимальное изменение массы порядка 3-4 % достигается пропиткой 4 %-ным раствором ПВС и при дальнейшем увеличении концентрации находится на том же уровне. Степень заполнения порового пространства находится в интервале от 1 до 9 % и 1 до 12% для образцов, пропитанных раствором ПВС и желатина соответственно. Максимальная степень заполнения достигается при высокой концентрации полимера в растворе, исходной пористости образцов 45-50 об.% и остаточном давлении 1,33 Па (10-2 мм.рт.ст.) с выдержкой 30 минут. Таким образом, 80 % порового пространства остается не заполненным, что обусловлено условиями пропитки и размером пор в образцах. При изменении температуры растворов полимеров в интервале от 25 до 750С масса образца не меняется. Данные оптической и электронной микроскопии показали, что пропитка образцов полимером происходит равномерно тонким слоем, по всему объёму, за исключением образцов, пропитанных 7 и 10%-ным раствором ПВС (рис. 57). Материалы подвергали испытанию на диаметральное сжатие. Прочность растет с увеличением концентрации раствора и времени пропитки. Наиболее интенсивное увеличение прочности с 2 МПа в исходном состоянии до 9,8 МПа наблюдается у образцов с исходной пористости образцов 45-50 об.%, пропитанных 10%-ным раствором желатина при остаточном давлении 1,33 Па (10-2 мм.рт.ст.) с выдержкой 30 минут. Значение прочности керамики, пропитанной растворами ПВС, изменяется в пределах от 1,5 до 5,3 МПа (рис. 58). Для описания зависимости s от пористости общепринято использовать соотношение Рышкевича (64) и показательную зависимость М.Ю. Бальшина (65). Величины коэффициентов q и m характеризуют степень влияния пор на прочность: чем выше значения этих коэффициентов, тем в большей степени пористость влияет на прочность материала. Изменение q и m в широких пределах может быть обусловлено их зависимостью от формы пор. Чем выше концентрация напряжений, создаваемая порами, тем больше значения q и m. Соотношение между максимальным нормальным напряжением, smax, в вершине надреза, моделирующего пору, и коэффициентом интенсивности напряжений КI имеет вид: smax » 2КI / Öpr, (68) где r-радиус кривизны вершины надреза, а критическое значение коэффициента интенсивности напряжений, создаваемое надрезом (порой), достигается при r®0 [269]: КI = limÖpr´ smax/2.(69) r®0 Из (68) и (69) следует, что с уменьшением r снижается уровень напряжений, достаточный для разрушения материала, т.е. прочность материала становится более чувствительной к пористости с увеличением коэффициента концентрации напряжений, создаваемой порами.
Таким образом, показана принципиальная возможность улучшения механических свойств пористой керамики путем пропитки порового пространства полимерами. Инфильтрация полимера в керамику приводит к повышению прочности в 2-6 раз. Очевидно, что этот эффект зависит от свойств полимера и микроструктуры матрицы, а также от технологических условий эксперимента.
в последние годы проводится много работ для создания новых композитов на основе керамики, упрочненными частицами, волокнами и металлами для улучшения механических свойств. Однако существует значительное количество проблем, связанных, например, для ГА-металлических композитов с коррозией и негативными реакциями с тканью, т.е. введение инородных материалов в керамику может привести к уменьшению биосовместимости и может способствовать разложению ГА с формированием ТКФ. Присутствие ТКФ в ГА увеличивает его склонность к биодеградации и способствует медленному росту трещин. Другой нежелательный эффект, связанный с армированием керамики – увеличение модуля упругости материала. Можно отметить, что композиты на основе ГА не нашли пока еще широкого применения из-за ряда проблем, которые перечислены выше. Тем не менее, работы, направленные на создание композитов ГА–полимер, интенсивно продолжаются. В качестве полимеров наиболее часто используются не только коллаген, но и желатин, хитозан, полилактиды, полигликолиды и т.д. [270-271]. 4.4 Фосфатно-кальциевые цементы Существуют определенные проблемы в применении керамики на основе фосфатов кальция для заполнения дефектов костных тканей. Керамическим блокам непросто придать требуемую форму для заполнения дефекта, обеспечив при этом плотное прилегание керамического имплантата к костной ткани, необходимое для остеоинтеграции. Решение проблемы найдено применением цементов, которые должны обладать формуемостью, способностью к полному заполнению дефекта in situ, заданной скоростью схватывания и твердения, требуемыми механическими свойствами. С применением таких цементов могут быть реализованы многие задачи, возникающие в стоматологии и костной хирургии. Первые фосфатно-кальциевые цементы были разработаны Брауном с соавторами [272]. Затем были предложены разнообразные составы цементов [273-278], основными продуктами взаимодействия исходных реагентов в них являются всего лишь три соединения: осажденный апатит (ОГА), дикальцийфосфат дигидрат (ДКФД) и аморфный фосфат кальция (АКФ). АКФ быстро превращается в ОГА при физиологических условиях [279]. В основном, усилия исследователей направлены на создание цементов первой группы, хотя и цементы на основе ДКФД имеют свои интересные особенности. Химический и фазовый составы цемента формируются при взаимодействии с окружающей средой, поэтому конечный продукт может содержать, например карбонат-группы, входящие цемент в результате взаимодействия с углекислым газом атмосферы. Фосфатные вяжущие системы широко применяются в технике [280]. Костные и стоматологические цементы основаны на тех же принципах, что и, например огнеупорные [281]. Вяжущая система, в общем случае, представляет собой гетерогенную композицию, содержит одну или более твердую дисперсную активную фазу (наполнитель) и затворяющую жидкость (связующее). Твердение таких композиций происходит в результате образования новых химических соединений, полимеризации, поликонденсации и адгезии [282]. Степень протекания тех или иных из указанных процессов определяется основностью/кислотностью наполнителя и его химической активностью по отношению к связующему, дисперсностью наполнителя, составом и концентрацией связующего, условиями проведения процесса твердения. Рассматривают два типа взаимодействий, приводящих к формированию структуры и свойств фосфатно-кальциевых цементов [283-284]. Первое - это взаимодействие относительно кислого компонента с относительно основным с получением продукта с рН, близким к нейтральному. Типичным примером является цемент, разработанный Брауном с соавторами [272], в состав которого входят ТеКФ (основный компонент, Са/Р = 2,0)) и ДКФ (слабо кислый, Са/Р = 1,0): Са4(РО4)2О + СаНРО4 → Са5(РО4)3ОН (70) Н2О Другой вариант - это взаимодействие -ТКФ (Са/Р = 1,5) с МКФМ (Са/Р = 0,5) с получением ДКФД: Са3(РО4)2 + Са(Н2РО4)2·Н2О +7Н2О → 4СаНРО4·2Н2О (71) С целью улучшения биологического поведения, в состав цемента, получаемого по реакции (71), могут быть введены карбонат-группы, например посредством добавления к реакционной смеси карбоната кальция [285, 286]. Важнейшее значение для кинетики схватывания и твердения, формирования микроструктуры и механических свойств конечного продукта имеет состав затворяющей жидкости (связующего). В принципе, возможно введение одного из компонентов вяжущей системы в качестве дисперсного наполнителя, а второго - через раствор, в качестве затворяющей жидкости. Известно использование растворов фосфатов, в частности карбоната натрия, в качестве затворяющей жидкости [287]. Второй тип реакций схватывания основан на процессах, в которых соотношение Са/Р не изменяется. Типичными примерами является взаимодействие -ТКФ с водой с образованием ОГА: 3Са3(РО4)2 + Н2О → Са9(НРО4)(РО4)5(ОН) (72) В отличие от, например акрилатных стоматологических цементов, либо алюмофосфатных цементов, применяемых в технике высоких температур, схватывание и твердение фосфатно-кальциевых костных и стоматологических цементов происходит не в результате процессов полимеризации, и с незначительными тепловыми эффектами. Объем цементной смеси мало изменяется в процессе схватывания. Схватывание и твердение цементов сопровождается постепенно уменьшающимся содержанием жидкой фазы вследствие образования кристаллогидрата при кристаллизации ДКФД или вовлечения гидроксильных групп в структуру гидроксиапатита. Первоначально жидкая фаза смачивает частицы твердых фаз, способствуя формированию механического контакта и адгезии частиц, с последующей кристаллизацией в пределах жидкой фазы коллоидных частиц. Наличие прослоек жидкой фазы на этой стадии придает цементной пасте пластичность при формовании. Со временем происходит дальнейшая кристаллизация новой фазы и цемент твердеет. Повышению механической прочности способствует выделение частиц неравноосной морфологии (пластинчатых, игольчатых), обеспечивающих механическое зацепление [288,289]. Большинство работ по костным цементам было направлено на изучение системы (70). Процесс формирования микроструктуры и свойств продукта взаимодействия в этой системе существенно отличается от таковых для гидроксиапатитовой керамики, получаемой осаждением порошка ОГА из раствора, последующей его термообработкой для получения ГА, формованием и спеканием ГА при температуре около 1200-12500С. Процесс схватывания и твердения, происходящий в системе (70), является комплексным, включающим растворение наполнителя в затворяющей жидкости, химическое взаимодействие и диффузию компонентов, осаждение новой фазы и ее кристаллизацию. При идеальных условиях, растворение компонентов обеспечивает доставку ионов кальция и фосфат-ионов в раствор, взаимодействие которых приводит к осаждению ОГА. Состав раствора при этом смещается к инвариантной точке на пересечении изотерм растворимости. Реально на процесс влияют такие факторы, как размер частиц дисперсных фаз, наличие затравочных кристаллов для выделения ОГА, количество жидкой фазы и др. В работе Лиу с соавт. [288] было выявлено, что процесс формирования структуры при схватывании и твердения цемента в системе (70) лимитируется сначала скоростью растворения в воде ДКФ и кристаллизацией первичного ОГА, а затем кристаллизацией вторичных иглоподобных кристаллов ОГА по границам первичных кристаллов. В результате этого достигнута прочность цемента при сжатии до 60 МПа на 6 час твердения. Введение затравочных кристаллов ГА не приводило к повышению прочности, что объясняют снижением пересыщенности раствора.
В качестве альтернативы, была изучена система ТеКФ – ДКФД [290]. В зависимости от соотношения компонентов ДКФД: ТеКФ прогнозировался синтез либо Са-дефицитного ОГА (2:1, Са/Р = 1,50), либо ОГА стехиометрического состава (1:1, Са/Р = 1,67) согласно реакциям: 6CaHPO4·2H2O + 3Ca4(PO4)2O → 2Са9(НРО4)(РО4)5ОН + 13Н2О (73)
Н2О 2CaHPO4·2H2O + 2Ca4(PO4)2O → Са10(РО4)6(ОН)2 + 4Н2О (74) Н2О Установлено, что лимитирующей стадией взаимодействия является растворение ТеКФ. Независимо от соотношения исходных компонентов, первичным продуктом реакции была аморфная фаза, а химическое равновесие быстрее (1-2 суток) достигалось при расчете содержания компонентов на осаждение продукта стехиометрического состава. Показано, что скорость резорбции цемента можно контролировать соотношением исходных компонентов смеси. Схватывание может быть достигнуто и непосредственно в процессе синтеза ГА. Одним из возможных вариантов синтеза является взаимодействие между гидроксидом кальция и раствором фосфатной соли, например ДКФД [200]. Материалы, полученные с использованием Са(ОН)2 уже нашли достаточно широкое применение в стоматологии, в частности для защитного покрытия пульпы зуба и заполнения корневого канала [291]. Преимуществом таких цементов является их антибактериальное и противовоспалительное действие из-за относительно высокого значения рН, иногда выше 12,5. Не обнаружено отрицательных реакций тканей организма на цементы с основным значение рН. Цемент с высоким значением рН может служить также в качестве буферного слоя между зубной тканью и кислыми стоматологическими цементами. Показано, что цементы с СаО в качестве одного из наполнителей обладают повышенной скоростью твердения по сравнению с таковыми на основе ТеКФ и ДКФД [292]. Сравнительное исследование фазообразования в системе гидроксид кальция - двузамещенный фосфат аммония и в "классической" системе ТеКФ - ДКФ было выполнено в работе [293]. Исходные компоненты: Са(ОН)2 и К2НРО4, смешивали в планетарной мельнице при соотношении с шарами 1:2 в течение 5 мин для получения наполнителя цементной смеси. Размер частиц порошка после помола был менее 1 мкм. В качестве затворяющей жидкости использовали 1М раствор К2НРО4. Соотношение жидкой и твердой фаз в цементной смеси было от 0,25 до 0,50 мл/г. Наполнитель помещали в платиновый сосуд, добавляли затворяющую жидкость и систему перемешивали с помощью шпателя. Предполагалось прохождение следующей реакции в системе: 9Са(ОН)2 + 6К2НРО4 → Са9(НРО4)(РО4)5ОН + 6КОН + 11Н2О (75) Формирование фазового состава изучали рентгеновским методом с использованием дифрактометра Philips X'Pert PRO, снабженного термостатом и детектором, который позволял проводить скоростную съемку дифрактограмм. Проводили также исследование затвердевших цементов методами ИК-спектроскопии и сканирующей электронной микроскопии; изучали кинетику схватывания цементов на приборе Вика по процедуре, регламентируемой стандартом ISO 1566 (время схватывания оценивали по моменту, когда игла прибора Вика не оставляла отпечаток на поверхности цемента под нагрузкой 400 г), а также проводили измерения рН вытяжки из цемента в дистиллированную воду после выдержки в течение от 1 часа до 10 суток. На рис. 59 показаны дифрактограммы цемента после его затворения при 370С в течение до 51 мин. Для сравнения, на рис. 59 приведены также дифрактограммы исходных твердых реагентов. Уже в первые моменты времени после затворения исчезают рефлексы, характерные для исходных компонентов и происходит образование апатитоподобной фазы. Пики дифрактограмм существенно уширены, что указывает на низкую закристаллизованность продукта взаимодействия. В противоположность этому, пики от ДКФ и ТеКФ обнаруживались даже после 45 мин взаимодействия в этой системе, однако рефлексы, соответствующие апатитоподобной фазе, значительно менее уширены. На рис. 60 представлена зависимость ширины на полувысоте пика (211) гидроксиапатита (рис. 60,а) и интенсивности этого пика (рис. 60,б) для изучаемого цемента (1) в зависимости от времени твердения при температурах 25 и 370С, а также для "классического" цемента (2) при 370С. Очевидно, поведение двух цементных систем различно. Для цемента 1 характерно снижение ширины пика во времени, тогда как для цемента 2 она возрастает. Кристалличность продукта взаимодействия в цементе 1 возрастает с повышением температуры до физиологической. ИК-спектры цементов также разнятся значительно (рис. 61). Основное различие в полосах РО43--групп состоит в наличии полос при 1096 и 475 см-1 для цемента 2. Полоса поглощения  карбонатных групп при 1650-1300 см-1 значительно более интенсивная для цемента 1 по сравнению с таковой для цемента 2. Причиной этого может являться высокая реакционная способность Са(ОН)2 к взаимодействию с углекислым газом атмосферы: Са(ОН)2 + СО2 = СаСО3 + Н2О, причем образующийся карбонат кальция участвует в реакции и приводит к образованию КГА или карбонат-замещенного кальций-дефицитного ГА. Для цемента 1 также обнаружено появление полосы 2 при 873 см-1, что подтверждает замещение ОН--групп карбонат-ионами. Таким образом, цемент 1 характеризуется низкой степенью кристалличности и высоким содержанием карбонат-групп, замещающих гидрокси-группы и, по-видимому, фосфат-группы. Микроструктура цемента 1 показана на рис. 62. В отличие от этого, "классический" цемент 2 содержит фазу с более высокой степенью кристалличности и карбонат-группы в нем либо адсорбированы на поверхности, либо предпочтительно замещают РО43--группы. Однако цемент 1 имеет низкие значения прочности при сжатии: до 5 МПа. С целью повышения прочности было изучено влияние состава и количества затворяющей жидкости на прочность материала. Были исследованы также возможности увеличения показателей механических свойств за счет введения инертных заполнителей в вяжущую систему. Опробованы порошки кремнезема различной дисперсности и волластонита. В результате удалось повысить прочность цементов изученной системы с 5 до 20 МПа, причем прочность практически не изменяется после выдержки затвердевшего цемента в воде при 370С в течение до 21 суток. Преимуществом разработанной вяжущей системы является возможность регулирования времени схватывания в широких пределах, начиная от 3-5 мин, в противоположность "классическим" системам, основанных на смесях ТеКФ с ДФК или ДКФД [284]. Однако время схватывания последних может быть сокращено за счет либо снижения содержания затворяющей жидкости, либо использования добавок, таких как ортофосфорная кислота, МКФМ, солей ортофосфорной кислоты или затравочных кристаллов ОГА [20]. Отмечается возможность схватывания цементов с такими добавками в течение 10-15 мин [284]. При взаимодействии компонентов в системе -ТКФ - СаСО3 (или ТеКФ) - МКФМ вначале может происходить выделение кристаллов ДКФД и, затем, ОГА. Начальная скорость взаимодействия весьма высока и приводит к схватыванию в течение нескольких секунд. Затем цемент необходимо измельчить, после чего она снова схватывается с выделением ОГА [284].
Цементы второй группы (брушитовые цементы) характеризуются выделением кристаллов ДКФД (структура брушита) при затворении наполнителя затворяющей жидкостью. К данной группе принадлежат цементы систем -ТКФ – МКФМ [294], -ТКФ - Н3РО4 [295], ТеКФ - МКФМ – СаО [296]. Цементное тесто должно иметь в этих случаях рН менее 6, необходимое для выделения ДКФД. В системе -ТКФ - МКФМ значение рН достигает 4 в процессе схватывания, однако изменяется в сторону нейтрального в течение последующего твердения. Время схватывания этих цементов зависит от растворимости основной фазы, уменьшаясь с повышением растворимости [297-300].
Свойства апатитовых и брушитовых цементов могут быть модифицированы введением, например сульфата кальция (гипса), который, как известно, быстро резорбируется тканевыми жидкостями организма. Возможен и альтернативный подход: введение частиц ГА в гипс с последующим его затворением водой. Гипс схватывается при затворении водой согласно реакции: CaSO4·0,5H2O + 1,5H2O → CaSO4·2H2O (76) Частицы подвергнутого термообработке ГА не взаимодействуют с гипсом. Достигнуты максимальные значения прочности при сжатии такого цемента около 31 МПа при содержании в нем 40 масс.% частиц ГА [301]. Микроструктура всех кальций-фосфатных цементов характеризуется наличием значительной пористости, оказывающей существенное влияние на механические свойства. Пористость может быть использована как положительной фактор, например при создании систем локальной доставки лекарственных препаратов в организм человека: пептидов, антибиотиков, противоопухолевых и анти-воспалительных препаратов, морфогенетических протеинов [28, 302]. Однако поры, формирующиеся при схватывании и твердении цементов, ограничены по размерам, что сдерживает возможности их использования в клеточных технологиях восстановления костных дефектов, для которых необходимы поры размером более 150 мкм. В общем случае, поры в цементном материале могут быть получены с применением различных добавок, удаляемых после твердения вяжущей системы, например кристаллов растворимых солей, сахара, полимеров [303]. Макропористость до 50 об.% может быть достигнута введением таких порообразующих добавок. Другой вариант - это введение в вяжущую систему гидрофобной жидкости, например масла, формирующей капли в цементной пасте. Йошикава с соавт. [304] формировали пористость введением в цемент сахарозы. В работе [305] предложен вариант способа изготовления макропористых матриксов по цементной технологии. Предложенное техническое решение создает два основных преимущества по сравнению с известными: позволяет изготавливать материал с плотной твердой фазой и использовать при этом температуры ниже комнатной. В качестве исходной вяжущей системы использовали "классическую" систему ТеКФ - ДКФ. К сухой цементной смеси добавляли чешуйки льда, полученные замораживанием раствора Na2HPO4 и протиркой через сито с размером ячейки 1 мм при температуре жидкого азота. Сухую смесь и чешуйки льда добавляли в жидкий азот, выливали в стальную форму и прессовали под давлением 106 МПа. Полученные таблетки выдерживали в растворе фосфата натрия при 370С в течение 7 суток, затем высушивали при 800С. В результате получали материалы с макропористостью до 41% и общей пористостью до 62%, в зависимости от количества вводимого льда. Доля пор размером более 50 мкм составила 15,3%. Прочность материала при сжатии весьма низка, около 0,6 МПа, что объясняется ее снижением по экспоненциальному закону с увеличением пористости (прочность материала с пористостью 31% составила 37 МПа). Представляется, что достижение высокой пористости и, в то же время, достаточной прочности - задачи противоположные. Для повышения прочности может быть применено армирование цемента волокнами, причем армирование может также обеспечивать создание канальных пор, если армирующие волокна растворимы и подвержены резорбции. В работе [306] в "классическую" цементную пасту ТеКФ с ДКФ (мол. соотношение компонентов 1:1), затворенную водой, вводили резорбируемые жидкостями организма волокна Викрил™ (полиглактин 910) диаметром 322 мкм и длиной 8 мм в количестве 25 об.%. После схватывания и твердения при 370С и 100% влажности, часть образцов погружали в изотонический 0,9%-ный раствор NaCl на период времени до 56 суток. Прочность при изгибе было повышена с 5 МПа для неармированного цемента до 12-14 МПа для композиционного материала. После примерно 10 суток выдержки в изотоническом растворе прочность резко снижалась. Особенно заметно, примерно в 100 раз, была повышена работа разрушения, максимальное значение которой составило для композиционного материала 3,4 кДж/м2. Механизм повышения работы разрушения - перекрытие распространяющейся трещины мостиками связи - волокнами, вытягивание которых из цементной матрицы препятствует раскрытию трещины из-за сил трения по границе раздела волокно-матрица [170]. После растворения в матрице были сформированы канальные поры размером более 250 мкм. Предложенный прием представляется весьма эффективным для создания матриксов по цементной технологии. Для того, что найти широкое практическое применение в костной хирургии для непосредственного заполнения дефектов кости, например при пластике позвоночника, апатитовые цементы должны обладать повышенной прочностью и инжектируемостью - две основные проблемы, на решение которых направлены усилия исследователей. Проблема повышения механических свойств является одной из наиболее актуальных. Прочность апатитовых цементов при сжатии находится в интервале 20-83 МПа, существенно ниже прочности кортикальной кости (90-209 МПа) [307]. Прочность брушитовых цементов еще ниже: при сжатии она составляет 1-24 МПа, при растяжении (диаметральном сжатии) - 0,7-4,5 МПа [308]. В таблице 15 приведены торговые марки некоторых промышленных костных и стоматологических цементов, исходные компоненты, образующиеся соединения и данные по прочности [28]. Отмечалось, что прочность цементов при сжатии находится в интервале 10-80 МПа, что существенно ниже прочности костной ткани (300-400 МПа), а также акрилатных костных цементов (68-260 МПа) [309]. Прочность цементов системы -ТКФ- ТеКФ была существенно повышения введением в их состав частично-стабилизированного диоксида циркония, про принципу трансформационного упрочнения [170]. Предпринимались также попытки повышения прочности цементов использованием добавок желатина [309, 310]. Изучали цементы, схватывание и твердение которых происходит в результате взаимодействия -ТКФ с водой с образованием кальций-дефицитного ГА, ДКФД или ОКФ, в зависимости от условий проведения реакции. При физиологических значениях рН и температуры продуктом реакции является кальций-дефицитный ГА, причем на скорость схватывания можно влиять введением других солей кальция [311]. Введением 5 масс. % желатина удалось повысить прочность цемента с 8 до 14 МПа (после 1 недели выдержки), причем прочность возрастала до 35 МПа на 30 сутки твердения. Вводя дополнительно в состав смеси пластинчатые кристаллы СаTiO3 (4 мкм длиной) или ГА (3 мкм длиной) прочность на 7 сутки цемента с 5 масс. % желатина была повышена до 31,3 и 34,8 МПа, соответственно [309]. Повышение содержания желатина свыше 5 масс. % снижало прочность. Преимуществом цемента с желатином является его пластичность и устойчивость к быстрому схватыванию при помещении в буферную среду трис(гидроксиметил)аминометана. Аналогичный вариант был изучен в работах [311], однако в цемент дополнительно вводили 5 масс.% ДКФД. Достигнута максимальная прочность 14 МПа до 150 ч твердения, по сравнению с 2,5 МПа для контрольной смеси без желатина.
Значительное повышение как прочности, так и инжектируемости апатитовых и брушитовых цементов было достигнуто в работах [307]. Немодифицированные специальными добавками цементы не являются инжектируемыми системами, поскольку они легко расслаиваются при инжектировании из шприца на твердую и жидкую фазы, как при фильтр-прессовании. Повышение устойчивости системы к расслоению на твердую и жидкую фазу можно достичь использованием различных добавок к жидкой фазе, таких как молочная кислота, глицерин, хитозан, лимонная кислота или растворимые полимеры [312]. Цитратные ионы не токсичны и обнаруживаются в твердых тканях человека [307]. Известно, что цитратные ионы тормозят процесс выделения ОГА в цементах. Вследствие низкого значения рН лимонной кислоты (рН = 1,32) в ней происходит быстрое растворение частиц фосфатов кальция, процесс завершается при полном расходе кислоты. Концентрации ионов Са2+ и фосфат-ионов в связующем резко возрастает. Уровень пересыщения, необходимый для выделения ОГА из цитрат-содержащей среды, повышается. Положительным эффектом цитрат-ионов является снижение вязкости пасты, происходящее, как полагают, из-за сил отталкивания, создаваемых этими ионами. Избежать недостатков, связанных с использованием лимонной кислоты, можно, применяя ее соли.
В работе [307] изучали реологическое поведение и прочность "классического" апатитового цемента в системе ТеКФ - ДКФ с добавками трехнатриевой соли лимонной кислоты, исходя из следующих предпосылок: 1) соль не вызывает существенного снижения рН, в отличие от лимонной кислоты; 2) не должно происходить значительного повышения концентрации Са2+ и РО43- в жидкой фазе и 3) соль не должна существенно тормозить кинетику схватывания цемента. Готовили в шаровой мельнице твердую смесь ТеКФ (размер частиц 10-15 мкм) с ДКФ в примерно эквимолярном соотношении. Затем к смеси добавляли 1 г сухой смеси Na2HPO4/NaH2PO4 (мол. соотношение 1:2) для ускорения схватывания до 4-5 мин при затворении водой. Готовили цементные образцы с соотношением фосфатная фаза : жидкость 3,3 г/мл, используя в качестве жидкости раствор 500 мМ трехнатриевого цитрата или 500 мМ лимонной кислоты в воде. Цементную пасту получали, смешивая 800 мг твердой фазы с варьируемым количеством жидкости в вибросмесителе в течение 15 с. Образцы цемента в стальной пресс-форме подпрессовывали давлением 9-50 МПа и затем к ним прикладывали давление 0,7 МПа на период времени 2 ч при 370С и относительной влажности 100%. Перед механическими испытаниями образцы выдерживали в воде в течение 22 ч. Время схватывания зависело от соотношения твердой и жидкой фаз, в общем снижаясь с повышением содержания первой, а также от количества натриевой соли. Использование раствора соли привело к повышению прочности цемента на 400% по сравнению с цементом, затворенным водой. Максимальное значение прочности составило 154 МПа (500 мМ соли в растворе, подпрессовка давлением 50 МПа) при его пористости 19%. Паста обладала великолепной инжектируемостью (отношение массы инжектированной пасты к исходной ее массе) при экструдировании из шприца с иглой для подкожных инъекций (игла 1,1 мм х 30 мм, внутренний диаметр отверстия 800 мкм) со скоростью 200 мм/мин при приложении усилия 300 Н. Важно, что при комнатной температуре паста сохранялась жидкой в течение более 1 ч, а при физиологической температуре она схватывалась в течение нескольких минут. Аналогичный подход был применен и к брушитовым цементам системы -ТКФ - МКФМ [308]. Предварительно подпрессованный под давлением 10 МПа цемент после схватывания и твердения в течение 24 ч во влажной среде имел прочность до 55 МПа, что значительно превосходит известные данные для брушитовых цементов. Важной "эксплуатационной" характеристикой цементов является их способность сохранять свои свойства в течение длительного периода времени. В работе [313] изучали старение смесей наполнителя брушитовой вяжущей системы -ТКФ - МКФМ при хранении при комнатной температуре. Механическая смесь компонентов при 220С и относительной влажности 60% взаимодействовала с образованием ДКФ (монетит) в течение нескольких дней по механизму растворения/осаждения, происходящей в результате конденсации влаги на поверхности частиц. Замедлить взаимодействие компонентов данной системы удалось использованием осушенной атмосферы и введением твердых добавок трехнатриевого цитрата. Введение лимонной кислоты также эффективно тормозит взаимодействие, но одновременно снижает скорость схватывания цемента. Таким образом, описанные результаты исследований приводят к выводу о высокой перспективности фосфатно-кальциевых цементов для применения в пластике костных тканей и в стоматологии, поскольку цементные материалы легко могут формоваться in situ, дозировано инжектироваться в место дефекта с использованием обычных шприцев, время их схватывания и твердения может регулироваться в широких пределах, они характеризуются высокой прочностью и легко регулируемой кинетикой резорбции (соотношением фаз ДКФД и ОГА). Цементная технология позволяет получать как относительно плотные, так и высокопористые материалы, пригодные для специфических применений, например для систем доставки лекарственных препаратов в организм. Многочисленные исследования поведения фосфатно-кальциевых цементов in vivo продемонстрировали их высокую биологическую совместимость. В качестве примера можно отметить следующие результаты. Имплантирование цементных образцов системы -ТКФ - МКФМ - сульфат Са в эпифиз берцовой кости кролика показало, что через 16 суток имплантирования цемент замещался новой костью с механическими свойствами, не уступающими таковым у исходной костной ткани [314]. Образцы цемента в системе -ТКФ - ДКФ - СаСО3 - ОГА имплантировали в трабекулярную часть кости козла. Во времени происходила резорбция цемента остеокластами с образованием новой костной ткани на поверхности материала без потери целостности связи кость – цемент [315]. Не обнаружено каких-либо отрицательных реакций (воспалительных, токсических и др.) со стороны организма при имплантировании цементов системы -ТКФ - ДКФД - ОГА в берцовую кость и в мышечную ткань собак [316]. Можно привести много результатов исследований с аналогичными результатами. Применение цементов уже переведено в клиническую стадию. Например, в работе [317] описаны результаты клинических испытаний цемента Biopex (Mitsubishi Materials, Япония) системы -ТКФ - ДКФД - ТеКФ для залечивания повреждений дистального отдела лучевой кости пациентов, больных остеопорозом. Залечивание перелома происходило в течение (в среднем) 3,5 недель, введение цемента в перелом существенно ускоряло процесс остеогенеза. Существуют определенные перспективы для применения фосфатно-кальциевых цементов не только в костной хирургии и ортопедии, но также и в стоматологии, например для защиты пульпы или выстилки полостей. Возможно, цементы могут быть использованы для временной фиксации металлических корневых имплантатов. Однако их применение в качестве несущих нагрузку материалов ограничивается хрупкостью, низкими по сравнению с акрилатными материалами прочностью и сопротивлением усталостному разрушению.
Перспективными направлениями исследований в области фосфатно-кальциевых цементов являются создание технологии макропористых материалов для повышения остеокондуктивных качеств при сохранении требуемой прочности, регулирование резорбируемости макропористых матриксов для клеточных технологий реконструкции костных дефектов и создание по цементной технологии новых систем доставки лекарственных препаратов. В области технологии целесообразно изучение новых реакционно-твердеющих систем, для которых не требуется проведение предварительного синтеза ортофосфатов кальция, что позволило бы снизить стоимость продукции.
4.5 Покрытия Покрытия на основе гидроксиапатита весьма эффективны для обеспечения остеоинтеграции металлических имплантатов с костными тканями [318-320]. Титановые имплантаты с такими покрытиями используются в стоматологии и ортопедии. Покрытие должно обладать развитой системой отрытых, взаимосвязанных пор достаточного размера (предпочтительно более 150 мкм) для обеспечения биологических потоков, необходимых для процесса остеоинтеграции. Важной проблемой является долговременная устойчивость покрытия к резорбции, которая зависит не только от адгезионной прочности, но и от фазового состава и степени кристалличности структуры [321-323]. Резорбция может приводить к образованию дебриса, закупорке кровеносных капилляров и некрозам [109]. Повысить сопротивление биорезорбции позволяет введение фтора в состав ГА-покрытия, поскольку фторгидроксиапатит имеет существенно более низкое значение произведения растворимостей в водных солевых растворах, чем ГА [109]. В качестве материалов для стоматологических и ортопедических имплантатов используют нержавеющую сталь, сплавы на основе кобальта, титан и его сплавы [324-326]. Последние, возможно, наиболее перспективны, обладая такими качествами, как биосовместимость, коррозионная стойкость, относительно низкий модуль упругости и высокая усталостная прочность. К недостаткам титановых сплавов можно отнести относительно низкие износостойкость и сдвиговую прочность. Физико-химические аспекты взаимодействия титана и его сплавов со средой организма были подробно рассмотрены А.В.Карловым и В.П.Шаховым [11]. Существуют разнообразные методы нанесения ГА-покрытий на металлические, в том числе титановые имплантаты: магнетронное распыление, совместное электронно-лучевое испарение CaO и термическое испарение P2O5 [323], ионно-стимулированное осаждение [327,328], осаждение методом лазерной абляции [329], химическое осаждение из паровой фазы, электрофоретическое осаждение, золь-гель, биомиметические методы. Основным, нашедшим коммерческое применение методом формирования ГА-покрытий является плазменное напыление, несмотря на такие недостатки формируемого этим методом покрытия, как невысокая прочность адгезии к подложке, неоднородность морфологии, кристалличности и фазового состава. Плазменное напыление Степень сцепления плазменного покрытия с подложкой зависит от многих технологических параметров: шероховатость поверхности подложки, температура плазменной струи и подложки, дисперсность порошка и дистанция напыления. Как показано в работе [330], важнейшим фактором является дисперсность порошка, при этом максимальная прочность сцепления гидроксиапатитового покрытия достигается при размере частиц напыляемого порошка ГА 40-70 мкм. Степень развития удельной поверхности в плазменном покрытии может быть на порядок величины больше, чем у исходного порошка, при этом пористость покрытия может изменяться от 5-10 до 50-60%. В структуре покрытий обычно содержатся как макропоры размером до 350 мкм, так и микропоры диаметром меньше 3 мкм. Важно отметить, что пористая структура покрытия, формируемая методом плазменного напыления, способствует эффективному прорастанию костной ткани в поры имплантанта. Однако известно, что покрытия биоактивных порошков, напыленные непосредственно на основу из титана, могут терять связь с основой, в то время как связь покрытия с костной тканью остается достаточно устойчивой [325]. Одним из способов надежного улучшения прочности адгезии покрытия к титановой основе является использование переходных слоев, обеспечивающих плавный переход свойств от материала покрытия к материалу подложки [325]. В работе [326] описан запатентованный способ получения надежного покрытия ГА, характеризующегося прочностью адгезии 18-20 МПа. Суть метода состоит в том, что авторы используют три промежуточных слоя: 1-й слой - пористый титан, дисперсность 3-10 мкм, 2-й слой - пористый титан, дисперсность 50-100 мкм, и 3-й слой - пористая композиция титановые частицы с ГА (60%Ti, 40%ГА). Создание дополнительной разветвленной поверхности приводит к наиболее прочному закреплению на ней частичек плазменно-напыленного ГА. Для повышения однородности и пористости покрытия предложена технология активации ультразвуковых вибраций подложки в процессе напыления [326]. При плазменном напылении исходного порошка ГА происходит изменение его фазового состава и кристалличности. Например, в работе [331] обнаружено образование вторичных фаз: ТКФ и других ортофосфатов, при напылении высокозакристаллизованного порошка ГА. Рефлексы дифрактограмм материала покрытия значительно уширены по сравнению с таковыми для исходного порошка, что указывает на аморфизацию материала покрытия в процессе его напыления. Сравнительные исследования кинетики растворения покрытия непосредственно после напыления и после дополнительной термической обработки продемонстрировали значительно более высокую скорость растворения исходного покрытия, что обусловлено большей растворимостью аморфизированной и вторичных ортофосфатных фаз. Аморфизация апатита в плазменно-напыленном покрытии была отмечена также и в работе [332]. Аморфизация происходит преимущественно в области интерфейса покрытия с подложкой, аморфная фаза расположена по границам кристаллических зерен. Аморфизацию считают основной причиной снижения адгезионной прочности покрытия с подложкой при физиологических условиях. В работе [333] исследован процесс, основанный на получении градиентного покрытия ГА на титане в результате сочетания ионно-стимулированного осаждения и последующего плазменного напыления. На рис. 63 приведен эскиз экспериментального имплантата, изготовленного из титана. Предложена технология нанесения покрытий ГА, включающая две стадии: 1) формирование переходного слоя методом ионно-стимулированного роста в вакууме, 2) последующее наращивание слоя биокерамики методом плазменного напыления на воздухе. На первой стадии вакуумным радиочастотным ионно-стимулированным распылением мишени на подложке формировался переходный слой ГА толщиной от 0,2 до 7 мкм с высокой адгезией (слой 2 на рис. 63). Это достигалось нанесением ГА в условиях меняющейся во времени интенсивности ионной бомбардировки. Ионная бомбардировка была реализована путем подачи на подложкодержатель ВЧ-мощности и постоянного отрицательного напряжения смещения (асимметричный емкостной разряд). Данная технология впервые была разработана и исследована для получения высоко текстурированных пленок диоксида циркония, стабилизированного иттрием, с высокой адгезией [334].
Нанесение переходного слоя ГА производилось с использованием мишени специальной конструкции. Керамические мишени большой площади, как правило, быстро разрушаются в процессе эксплуатации при нанесении пленок с большой скоростью. Это происходит вследствие градиента температуры по толщине мишени, так как мишень с одной стороны разогревается ионной бомбардировкой, а с другой охлаждается водой. Поэтому была использована мишень, собранная из таблеток спеченного при 12500 С ГА или керамики, полученной обжигом при той же температуре смеси ГА с 1 или 10 масс.% ФА. Таблетки имели диаметр 20 мм и толщину 6 мм. Их не приклеивали к мишенедержателю, как это обычно делается, а укладывали на металлическую фольгу, чтобы уменьшить тепловой контакт. Совокупность этих условий обеспечивала пониженный температурный градиент. Перед нанесением покрытия титановые подложки подвергались пероксидно-аммиачной отмывке. Распыление мишеней производилось в вакуумной камере при рабочем давлении 1 Па. Соотношение газов аргон/кислород было 10/1. Вначале осуществлялось предварительное распыление мишени “под заслонку”. Нанесение покрытия начиналось с ионного травления подложек подачей смещения -300 В. Затем открывалась заслонка и напряжение смещения на подложке плавно уменьшалось. На рис. 64 приведена диаграмма изменения ВЧ напряжения на подложке в процессе роста пленки. Процесс ионного травления подложки постепенно сменялся процессом роста пленки в условиях плавно уменьшающейся ионной бомбардировки. Таким образом, обеспечивали условия для взаимной диффузии материалов напыляемой пленки с подложкой с образованием переходного слоя, что и способствовало высокой адгезии формируемого покрытия. Кроме того, такая динамика смещения на подложке приводила к образованию аксиальной текстуры пленки с ориентацией (001). Конечное смещение на подложке показано на рис. 64 горизонтальной линией. Ранее было установлено, что оптимальным для получения плотных пленок является не нулевое значение конечного смещения. Для покрытий различного состава оно находится в пределах –40 ¸ –120 В [334, 335]; при этом покрытия имеют выраженную аксиальную текстуру и более высокую плотность, чем без ионной стимуляции. Поэтому на начальной стадии процесса покрытия получали в условиях ионной бомбардировки, следовательно, они были плотными. Постепенно ионная бомбардировка уменьшалась до нуля, при этом плотность уменьшалась. При отжиге, из-за малой плотности, с поверхности покрытия образуются поры, но не на всю глубину. Отжиг проводили на воздухе при 800OC в течении 5 минут при проведении второго цикла - плазменного напыления. После отжига переходный слой от подложки к пленке не растрескивался. На второй стадии процесса на полученный подслой газовым плазмотроном наносилось покрытие требуемой толщины и химического состава.
На рис. 65 приведены дифрактограммы, снятые с титановой подложки (1), покрытия толщиной 5 мкм, полученного ионно-стимулированным распылением непосредственно после нанесения (2) и того же покрытия после термообработки при 8000С в течение 15 минут на воздухе (3). На дифрактограмме покрытия непосредственно после его нанесения имеется рефлекс, соответствующий плоскостям (002) ГА, причем он существенно размыт, что свидетельствует о высокодисперсном состоянии структуры материала покрытия и(или) малой степени упорядочения (кристалличности) его структуры. В результата отжига интенсивность этого рефлекса существенно возрастает, появляется рефлекс (004), что указывает на упорядочение, рост зерна и возможное снятие остаточных напряжений кристаллической решетки ГА. Электронная микрофотография поверхности этого покрытия показана на рис. 66. Как видно, покрытие практически не содержит пор, средний размер кристаллитов составляет примерно 20 мкм. На рис. 67 приведена структура покрытия ГА толщиной около 100 мкм после плазменного напыления на воздухе на подслой толщиной 5 мкм, полученный ионно-стимулированным осаждением в вакууме. Как видно, плазменное покрытие содержит крупные поры размером до 100-150 мкм. Геометрическая форма большинства частиц, образующих покрытие, сферическая и их размер 25 мкм и выше. Частицы прозрачные. По-видимому, частицы порошка ГА в процессе напыления расплавляются и попадают на поверхность подложки в жидкой фазе. Для анализа интерфейсного слоя пленка-подложка использовался метод оптической микроскопии. Исследовали поперечный разрез титановой подложки с ГА-покрытием. Пропитка сколотого слоя красящей жидкостью со стороны подложки подтвердила наличие сквозных поперечных пор даже при толщине слоя 350 мкм. Распределение усредненного размера пор по глубине слоя имеет экспоненциальный характер - крупные поры преобладают на поверхности, а мелкие в глубине слоя. Размер мелких пор определяется преобладающим размером гранул исходного порошка ГА, используемого для напыления. Рентгенограммы, снятые от исходного ГА и плазменного ГА-покрытия, идентичны, за исключением некоторого отличия в интенсивностях отдельных рефлексов. На рис. 68 показаны, в качестве примера, дифрактограммы, снятые с поверхности плазменного покрытия ГА (рис. 68а) и ГА (90%)-ФА(10%) (рис. 68б). Дифрактограммы практически идентичны, за исключением соотношения интенсивностей некоторых рефлексов, и соответствуют дифрактограммам исходных порошков, использованных для плазменного напыления. Химический состав получаемых покрытий определяли методом рентгеновской флуоресцентной спектроскопии. Линии Ca K, Ca K, P K спектров флуоресценции имеют примерно одинаковую интенсивность для порошка и плазменного покрытия, что указывает на идентичность их составов. Проведенные исследования показали устойчивость двухслойных ГА и ФА-содержащих ГА покрытий к растворам щелочей: KOH, NaOH, NH4OH, и кислот: CH3COOH, H3PO4 (от 10 до 80%-ной), при температурах от 10 до 600 С. В растворах HCl и HNO3 при этих температурах после 72 часов выдержки начинается растворение верхнего слоя ГА. Выдерживанием образцов в данных условиях в течение 1440 часов полностью удалить покрытия ГА не удалось. Проведены исследования in vivo остеоинтеграции прототипов титановых имплантатов с двухслойными покрытиями ГА, содержащими 0, 1, 2 и 10 масс.% фторапатита, нанесенными по описанной технологии. Имплантаты вживляли в берцовую кость взрослых белых кроликов линии New Zeeland и исследовали образование связи имплантата с костной тканью через 6 недель. Установлена остеинтеграция имплантата посредством прорастания костной ткани в поровое пространство, причем степень остеоинтеграции не зависит (статистические данные) от содержания фторапатита в покрытии. Лазерное осаждение Принципиально иной подход к формированию биосовместимого покрытия - нанесение его методом импульсной лазерной абляции (ПЛАД), позволяющим получать гомогенные по составу и структуре пленки с высокой прочностью адгезии к подложке [336-339]. В зависимости от параметров проведения процесса, можно варьировать шероховатость поверхности покрытия. Лазерные покрытия могут быть использованы в качестве промежуточных между подложкой и плазменно-напыленным слоем. Метод успешно был использован для получения пленок биоактивных стекол на титановых подложках [340]. Однако очень мало известно о формировании фазового состава, структуры и свойств фосфатно-кальциевых покрытий, наносимых методом лазерной абляции.
В работе [337] изучали покрытия ГА и ГА-10%ФА, наносимые на подложки из чистого титана. Нанесение проводили с использованием Nd:YAG-лазера (длина волны излучения 532 нм, длительность импульса 10 нс, частота 10 Гц, флюэнс 12,3 Дж/см2, расстояние между подложкой и мишенью 10 мм, длительность нанесения 1 ч). Мишени в форме таблеток диаметром 14 мм изготавливали прессованием и спеканием порошков ГА и ГА-10%ФА до остаточной пористости 0,4-1,4%. Изучали микроструктуру покрытия методом сканирующей электронной микроскопии, его фазовый состав и твердость. Методика измерения истинной твердости материала покрытия требует специального рассмотрения ввиду необычности полученных результатов.
Твердость измеряли вдавливанием пирамиды Виккерса при нагрузках от 0,1 до 5,0 Н. Данная область нагрузок перекрывает весь диапазон откликов композиционной системы покрытие-подложка от локализованной упруго-пластической деформации покрытия до деформации, при которой вклад от покрытия существенно мал по сравнению с вкладом от деформации подложки [341]. Для разделения измеряемой твердости Hc на ее компоненты (твердость подложки и твердость покрытия) использовали модель правила смесей по поверхности [342]: Hc = (Af/A)Hf + (As/A)Hs (77) где A - контактная площадь, символы f и s относятся к покрытию и подложке, соответственно, H - твердость. Из геометрических соображений выражение (77) может быть записано в виде: Hf = Hs + (Hc – Hs)/[2c(t/d) – c2(t/d)2] (78) где t - толщина покрытия, с = 2 sin2 110 » 0,07 для твердой хрупкой пленки на более мягкой подложке, d = 1/7D - глубина проникновения индентера, D - диагональ отпечатка. Данная модель применима при значительных глубинах вдавливания индентера, при которых поверхностные перемещения покрытия превышают его толщину. Это соответствует значениям d/t более 1 [343]. Как следствие, выбор адекватного интервала нагрузок на индентер имеет большое значение для точности расчета истинной твердости покрытия. Далее, необходимо учитывать размерный эффект индентирования, заключающийся в том, что измеряемая твердость снижается с возрастанием глубины вдавливания индентера [344,345]. С учетом этого эффекта, уравнение (78) может быть модифицировано следующим образом: Hc = Hs0 + [Bs + 2c1t(Hf0 – Hs0)]/D (79) где c1 = c(D/d)» 0,5, Hf0 и Hs0 - истинная твердость покрытия и подложки, соответственно; Bs - коэффициент, значение которого может быть найдено из данных по твердости подложки без покрытия. Из экспериментов с титановой подложкой найдены следующие значения: Hs0 = 1,84±0,06 ГПа, Bs = 5,38×10-6 ГПа×м. Были получены плотные пленки фосфата кальция толщиной 2,7-2,9 мкм. Микроструктура покрытий показана на рис. 69. На поверхности покрытий присутствуют капли размером до 10 мкм, возникающие в результате плавления и экспульсии материала мишени. Согласно данным энерго-дисперсионного рентгеновского анализа, соотношение Са/Р в покрытиях сохраняется примерно тем же, что и в исходной керамике (расчетное масс. соотношение 2,15). Усредненное по 20 точкам измерений содержание фтора в покрытии, полученном с использованием керамики ГА-10%ФА, составляет 0,54 масс.%, что близко к расчетному. На рис. 70 приведены дифрактограммы исходной ГА и ГА-10%ФА керамики, а на рис. 71 - дифрактограммы, снятые с покрытий. Из сравнения следует, что рефлексы, соответствующие структуре апатита, полностью отсутствуют на дифрактограммах покрытий. На рис. 72 показана зависимость измеряемой твердости композиционной системы покрытие - подложка от величины, обратной размеру диагонали отпечатка, для образца ГА-10%ФА. Обработка методом наименьших квадратов дала значение Bc = [Bs + 2ct(Hf0 – Hs0)], равное 49,8 ×10-6 ГПа.м. Рассчитанные значения истинной твердости исходной керамики и покрытий представлены в таблице 16. Из приведенных в таблице данных следует, что твердость покрытия существенно, в 3-4 раза, превышает твердость исходной керамики. Этот неожиданный результат не является артефактом, поскольку методика была успешно применена ранее для измерения твердости пленок различной природы и толщины [346,347]. Объяснение следует искать в особенностях структуры фосфатно-кальциевых покрытий, формируемых методом ПЛАД. Рассматривают следующие возможные причины повышенной твердости тонких пленок [348]. Объем деформируемого материала мал и содержит пониженное количество дислокаций, в результате чего прочность (предел текучести) приближается к теоретическому пределу для совершенного кристалла. В процессе индентирования может происходить интенсивное деформационное упрочнение в результате торможения перемещения дислокаций границей раздела пленка/подложка, что приводит к возникновению полей внутренних напряжений, препятствующих дальнейшему перемещению дислокаций и к возможному торможению распространения трещин. Разветвленная сеть границ между нанозернами в структуре покрытия также затрудняет перемещение дислокаций. Однако трудно предположить существенное по величине деформационное упрочнение в хрупких материалах со структурой апатита, поскольку известно, что плотность дислокаций в кристаллах такого типа должны быть низкой. Установлено, что даже использование эксимерного KrF лазера (длина волны излучения 248 нм) в сочетании с УФ-облучением (184,9 нм) при малых флюэнсах, 1-2 Дж/см2, позволяет получать методом ПЛАД фосфатно-кальциевые покрытия (в качестве мишени использовали таблетки из ГА) с необычно высокими показателями механических свойств: модуля Юнга (до 180 ГПа) и твердости (до 7,5 ГПа, измерено методом наноиндентирования) [349]. Эффект объясняют химическими превращениями молекулы ГА под воздействием лазерного и УФ-облучения, в частности протеканием реакции фотодиссоциации ГА с образованием безводного фосфата кальция и улетучиванием пятиокиси фосфора из продуктов реакции: Са10(РО4)6(ОН)2 - Н2О → Са4О(РО4)2 + Са2Р2О7 + 4СаО + Р2О5­ (80) Продукты реакции обладают повышенной реакционной способностью по отношению к подложке, изготовленной из титанового сплава, обеспечивая получение плотного тонкокристаллического покрытия, содержащего помимо ГА и другие кальций-фосфатные фазы. Покрытия, получаемые с использованием Nd:YAG лазера при высоких флэнсах, по-видимому, имеют существенно разупорядоченную, аморфизованную структуру, образующуюся в результате плавления и частичного химического разложения материала мишени в лазерной плазме. Материалы с такой структурой обладают низкой способностью к релаксации механических напряжений посредством пластической деформации и, следовательно, высокой твердостью. Известно, что пленки, осажденные с использованием Nd:YAG лазера содержат больше стеклообразной фазы по сравнению с пленками, осажденными эксимерным лазером, вследствие пониженного коэффициента поглощения излучения материалом ГА-мишени [350]. Важное значение для формирования структуры покрытия имеет температура подложки. Осаждение на подложку при комнатной температуре приводит к большей аморфизации покрытия по сравнению с нанесением на подогретую подложку. С повышением флюэнса усиливается испарение материала мишени и его термическое разложение [339]. Эти процессы увеличивают разупорядоченность структуры. Фосфатно-кальциевые покрытия, нанесенные методом ПЛАД при высоких флюэнсах, как было показано, обладают хорошей биосовместимостью с остеобластами, способствуя их пролиферации [339]. Таким образом, метод ПЛАД позволяет гибко варьировать параметры структуры и показатели свойств кальций-фосфатных покрытий в широких пределах.
Электронно-лучевое осаждение Другим перспективным физическим методом получения биосовместимых покрытий является электронно-лучевое осаждение. Данный способ успешно использован для нанесения покрытий карбида титана на титановые имплантаты с целью защиты последнего от коррозии жидкостями организма и придания шероховатости поверхности. Однако известно относительно мало исследований, направленных на нанесение кальций-фосфатных покрытий. В работе [351] изучали осаждение ГА на кремниевые подложки (модельный материал) с использованием спеченного ГА в качестве мишеней. Осаждение проводили в вакууме 5·10-4 Па при ускоряющем напряжении 6 кВ и токе пучка 110 мА, температуре подогрева подложки 1600С. Толщина пленок составила примерно 500 нм. Осажденные пленки были аморфными, аморфизация сохранялась после отжига при 7000С. Полная кристаллизация покрытия была достигнута только отжигом при 12000С в течение 3 ч, причем на дифрактограммах присутствуют основные пики ГА. Однако соотношение Са/Р в материале покрытия изменялось в зависимости от температуры термической обработки (рис. 73), что является результатом изменения последовательности испарения фосфора и кальция и должно оказывать существенное влияние на биологическое поведение покрытия. Прочность адгезии покрытия к подложке (скратч-тест) снижалась с повышением температуры отжига. Многие вопросы, связанные с электронно-лучевым осаждением фосфатно-кальциевых покрытий, такие как влияние температуры подогрева подложки, величины смещения ускоряющего напряжения и др., являются предметом дальнейших исследований, но метод электронно-лучевого осаждения может рассматриваться как весьма перспективный для получения тонких пленок фосфатов кальция, даже в производственных масштабах.
Биомиметическое формирование покрытий Связь имплантируемого материала с костной тканью развивается через стадию биомиметического формирования биологически активного слоя карбонат-содержащего апатита на поверхности материала. Образование такого слоя инициируется переходом ионов кальция из имплантируемого материала в жидкость (СБФ), моделирующую по своему составу внеклеточную жидкость организма. Такая жидкость обычно близка про составу к плазме крови и содержит фосфат- и карбонат-ионы. В результате изменения произведения ионных активностей апатита в жидкости и при наличии соответствующих центров, происходит биомиметическая кристаллизация апатита на поверхности материала. Биомиметические апатитовые покрытия могут быть сформированы и на инертном, устойчивом к растворению материале, например полимерном. В этом случае материал последовательно погружают в СБФ для создания центров кристаллизации (обычно, СБФ с размещенными в нем гранулами биостекла, содержащего Са и кремнезем) и затем в раствор, пересыщенный по отношению к апатиту для кристаллизации последнего на созданных центрах. Толщина биомиметического слоя возрастает во времени, скорость его формирования увеличивается со степенью пересыщения СБФ. Метод успешно был использован для нанесения покрытий на различные полимерные материалы, в том числе в виде волокон или тканей, из которых могут быть созданы имплантируемые конструкции, например матриксы для клеточных технологий регенерации костных тканей. Конструкции могут быть приданы свойства, близкие к таковым у естественной ткани, в том числе высокое сопротивление разрушению и низкий модуль упругости. Первоначально, биомиметический метод был применен для формирования апатитовых слоев на биостеклах и биоситаллах, которые сами являются источниками ионов кальция, переходящих в СБФ. Затем метод был распространен на полимерные и металлические материалы. Для последних существует своя специфика формирования покрытия. В работе [352] изучали нанесение покрытия на тантал, который не обладает биоактивностью по отношению к образованию связи с костной тканью. Выдержка Та в СБФ приводит к образованию связей Та-ОН на его поверхности, эффективных для последующего инициирования осаждения апатита, что, однако, требует длительного периода времени (28 суток в описанном эксперименте). Обработка тантала 0,5М раствором NaOH при 600С перед погружением его в СБФ приводила к существенному ускорению процесса, что обусловлено образованием поверхностного слоя гидрогеля танталата натрия. Полагают, что ионы натрия легко переходят из гидрогеля в раствор в результате ионного обмена с Н3О+ в СБФ, процесс сопровождается образованием Та-ОН связей на поверхности и повышением концентрации групп ОН- в растворе. Связи Та-ОН индуцируют нуклеацию апатита, причем процесс ускоряется за счет увеличения произведения ионных активностей. Для повышения механической стабильности, гидрогель может быть подвергнут термической обработке при 3000С на воздухе для перевода его в аморфный танталат натрия и, далее, при 5000С - для его кристаллизации. Однако апатитообразующая способность слоя снижалась с повышением температуры обработки выше 3000С. Предлагается использовать данный процесс для обработки стоматологических и ортопедических материалов и устройств перед их имплантированием. Метод может быть использован и для обработки других металлов, образующих соли натрия при их обработке щелочью. Проведены эксперименты по биомиметическому формированию ГА-покрытий на чистом титане [353]. Обработку титана в 1, 5 и 10М растворе NaOH проводили в автоклаве при 1300С в течение от 1 до 6 ч, с последующей термообработкой при 6000С на воздухе. Затем образцы обрабатывали в СБФ при физиологической температуре в течение 4 недель. Установлено, что слой диоксида титана, присутствующий изначально на поверхности титана, трансформируется в титанат натрия при гидротермальной обработке. Из СБФ происходит гетерогенное осаждение карбонат-содержащего ГА на отрицательно заряженную поверхность гидротермально-обработанного титана. Растрескивание покрытий снижалось с уменьшением их толщины. Покрытие представляло собой смесь кристаллов ГА и диоксида титана. Существуют и другие методы нанесения фосфатно-кальциевых покрытий на биологически инертные материалы, которым присущи те или иные недостатки и достоинства. Например, гибким и экономичным является процесс электрофоретического осаждения покрытий. Он может быть реализован для изделий сложной формы, позволяет получать покрытия толщиной от менее 1 мкм до более 100 мкм. Метод может быть реализован следующим образом [354]. Готовят суспензию порошка ГА (0,5 г) в этаноле (100 мл), которую обрабатывают ультразвуком. В ванне с суспензией между металлической подложкой (катодом) и медным анодом создают разность потенциалов 50 В. Процесс продолжается от 2 до 5 мин. Осажденное покрытие необходимо подвергать термической обработке для уплотнения и спекания. При этом возникают проблемы отслаивания покрытия из-за разности температурных коэффициентов расширения с материалом подложки. При обжиге покрытия для спекания может происходить его растрескивание, особенно при осаждении тонкодисперсных порошков ГА. Покрытия ГА на титановом сплаве с 6%Al с 4%V (катод) получали электролизом в ванне состава 0,168М Са(NO3)2·4H2O и 0,1M NH4H2PO4 при разности потенциалов от 1 до 10 В и температуре от 25 до 650С [355]. Полученные покрытия состава СаНРО4·2Н2О затем обрабатывали в автоклаве при температурах от 110 до 1500С и рН 10-11 для конверсии их в ГА. Кинетика формирования ГА при гидротермальной обработке описана законом Аррениуса с кажущейся энергией активации процесса 94,4 кДж/моль. Получены качественные покрытия со структурой нитевидных кристаллов.
Приведенные примеры иллюстрируют лишь некоторые аспекты многообразия возможных способов получения биосовместимых фосфатно-кальциевых покрытий на биологически инертных материалах для придания им биоактивности. Существует возможность варьирования структуры, морфологии и показателей свойств покрытий в широких пределах в зависимости от конкретных предъявляемых требований к имплантируемому устройству. Следует отметить относительно малое количество известных исследований in vitro и in vivo, результаты которых могли бы в значительной степени определить рациональный выбор технологии.
5. Некоторые аспекты взаимодействия фосфатов кальция с физиологической средой Костная ткань является динамической системой c непрерывно протекающими и взаимосвязанными процессами ремоделирования, включающими в себя резорбцию минеральной составляющей и остеогенез в результате активности остеобластов, и приспосабливающих структуру и свойства костной ткани к постоянно изменяющимся условиям среды. Материалы из фосфатов кальция в организме претерпевают изменения, подобные происходящим в процессе ремоделирования костной ткани. При имплантировании в ткани, биологически активные материалы проявляют специфические взаимодействия на поверхности раздела, приводящие к минерализации и образованию соединения материала с тканью. Исследованиями керамических материалов на основе ГА и ТКФ in vitro с использованием модельных жидкостей организма (СБФ) выявлено протекание процессов растворения керамики, осаждения новой минеральной фазы и ионного обмена [356]. Эти процессы сопровождаются адсорбцией биомолекул (протеинов), участвующих в процессе минерализации. Анализ поверхностей раздела кость-керамика выявил, что биомиметическое образование ГА на поверхности имплантата является ключевым фактором образования связи с костной тканью. Установлено, что повышение растворимости имплантируемой керамики способствует ускорению процесса минерализации [357,358]. Плотно спеченная керамика из стехиометрического ГА, характеризующаяся низкой скоростью растворения, лишь ограниченно взаимодействует с физиологической средой, в существенно меньшей степени, чем, например, двухфазная ТКФ-ГА керамика [356]. При взаимодействии биоактивной керамики с физиологической средой организма происходят сложные процессы и взаимодействия (рис. 74). Растворение компонентов керамики в физиологической среде приводит к изменению состава среды, что может влиять на клеточную активность. Ионы и протеины из жидкой среды адсорбируются на поверхности керамики. Эти процессы зависят от морфологии, состава поверхности, ее энергии и заряда. Данные факторы влияют не только на концентрацию адсорбированных протеинов, то также и на их функциональные характеристики. Протеины, в свою очередь, оказывают влияние на адгезию клеток, поэтому селективная адсорбция тех или иных протеинов может существенно изменять поведение клеток. Характеристики поверхности керамики изменяются в результате химических взаимодействий с жидкой средой (растворение, осаждение, ионный обмен, структурные перестройки). Взаимодействие остеобластов с керамикой осуществляется с участием рецепторов клеточной мембраны, обеспечивающих закрепление (адгезию). Последующие пролиферация и дифференцировка остеобластов приводят к созданию внеклеточного матрикса, который представляет собой кальцифицируемый каркас из коллагеновых волокон, протеинов и полисахаридов. Внеклеточный матрикс обеспечивает фиксацию клеток, на нем происходит осаждение апатитоподобных фосфатно-кальциевых фаз, придающих новообразованию прочность. Физико-химические параметры среды, особенно в непосредственной близости от клетки, могут быть существенно изменены, в частности в отношении концентрации ионов, рН, диффузионных характеристик. Фактически, последовательность и взаимосвязь процессов, ответственных за образование связи керамики с костной тканью или наращивание костной ткани на керамическом матриксе, весьма сложный, саморегулируемый и не может быть описан простой последовательностью приведенных выше взаимодействий. Важным аспектом всей последовательности взаимодействий является то, что реакции растворения, осаждения и ионного обмена приводят к образованию биологически-эквивалентного апатитового слоя на поверхности керамики. Параллельно происходит адсорбция протеинов и адгезия клеток к поверхности, эти процессы сопровождаются изменением состояния поверхности. Ионы, переходящие в раствор, влияют на клеточную активность, формирование органической фазы и ее минерализацию. Непрерывное изменение состояния поверхности на пути ее превращения в биологически-эквивалентную минеральную фазу, по-видимому, является лимитирующей стадией в протекании взаимосвязанных процессов биоактивного поведения материала [356]. Формирование биологически-эквивалентного апатита может быть смоделировано in vitro в экспериментах с использованием СБФ. Установлено, что использование материалов с высокой растворимостью в СБФ способствует осаждению. Эти результаты были далее подтверждены в экспериментах in vivo по имплантации образцов двухфазной керамики ТКФ-ГА с различным соотношением фаз в периодонтальные дефекты животных. Через 6 месяцев имплантации количество сформировавшегося апатита, имеющего соотношение Са/Р, аналогичное таковому у костной ткани, коррелировало с растворимостью материала имплантата [85]. Из опыта клинической стоматологии известно, что заполнение дефектов плотным стехиометрическим ГА никогда не позволяет достичь полного залечивания дефекта [356]. Более детальные исследования процесса формирования новой костной ткани позволили выявить, что кристаллизация апатита происходит не непосредственно, а через стадии осаждения промежуточных фаз (прекурсоров), имеющих соотношение Са/Р менее 1,67 [359]. Высказывались мнения, что важным фактором биоактивности является наличие карбонат-групп в апатитовой структуре: имплантаты, изготовлены из КГА, должны обладать повышенной биологической активностью. Резорбция керамики в организме происходит в результате химического растворения и клеточного воздействия. Поскольку биологические жидкости, в общем случае, перенасыщены по отношению к ГА, то ГА-керамика не должна растворяться в них при отсутствии соответствующих условий по кислотности среды. Резорбцию керамики, как и костной ткани в процессе ее ремоделирования, осуществляют остеокласты - клетки, образующиеся из предшественников моноцитарного ряда. Остеокласты плотно прилегают к поверхности керамики, в месте контакта образуется рифленая кайма. Остеокласты могут повышать кислотность (снижение рН до примерно 5) за счет переноса протонов из мембраны [360]. Остеокласты способны вызвать резорбцию даже ГА. Как известно, введение карбонат-групп в ГА снижает устойчивость к резорбции в слабых кислотах, что должно положительно сказываться на биоактивности материала. Биологическая среда, окружающая имплантируемую керамику, существенно сложнее по составу по сравнению с СБФ, содержит ряд протеинов. Взаимодействие с протеинами является другим ключевым фактором, определяющим биоактивность материала. Процессы биоминерализации включат образование центров кристаллизации и рост кристаллов новой минеральной фазы; эти процессы контролируются степенью пересыщения жидкости и локальными концентрациями ее компонентов. На процессы минерализации значительное влияние оказывают взаимодействия с неколлагеновыми белками, в частности альбумином или фосфопротеином. В среде организма поверхность имплантируемого материала адсорбирует белки плазмы. К адсорбированным белкам затем прикрепляются клетки - остеобласты, синтезирующие коллаген матрикса, который далее подвергается минерализации. Взаимодействие имплантируемого материала с белками зависит от таких факторов, как заряд и шероховатость поверхности материала. Условия для эффективного размещения, миграции и пролиферации остеобластов обеспечиваются только при наличии в имплантируемом материале системы взаимосвязанных пор достаточно большого размера, ориентировочно более 150 мкм [228].
Полагают, что протеины могут инициировать минерализацию и регулировать скорость роста кристаллов минеральной фазы [361]. Одни и те же протеины могут, как инициировать, так и ингибировать процессы минерализации, в зависимости от внешних факторов. В работе [362] показано, что макромолекулы, ингибирующие рост кристаллов в растворе, могут сами по себе служить подложкой для ориентированной нуклеации выделения новой минеральной фазы. Способствовать минерализации могут различные неколлагеновые протеины, иммобилизованные ковалентными связями к подложке. Влияние адсорбции протеинов на процесс нуклеации минеральной фазы - комплексное. Поскольку способность поверхности керамики к нуклеации осаждения минеральной фазы взаимосвязана с величиной поверхностной энергии, то эффективность поверхности с высокой способностью к нуклеации в не содержащей протеинов среде может быть снижена в результате адсорбции протеинов, понижающих поверхностную энергию на границе керамика - жидкость. Понижение поверхностной энергии на границе кристаллизующаяся фаза - жидкость всегда способствует зародышеобразованию новой фазы. Важное значение для процесса образование центров кристаллизации имеет также кристаллографическое соответствие материала подложки и кристаллизующейся фазы. Протеины могут тормозить процесс минерализации в результате их адсорбции на центрах выделения новой фазы, не достигших критического размера [363]. При малой концентрации протеинов в жидкости частота образования центров высока, а эффект ингибирования роста центров мал. С повышением концентрации протеинов их ингибирующее действие на минерализацию возрастает [363].
Исследованиями in vivo доказано, что фосфатно-кальциевая керамика сама по себе влияет на клеточную активность. В экспериментах с использованием пористой керамики и клеток костного мозга продемонстрировано, что дифференцировка клеток активируется при их культивировании в пористом каркасе из КГА. В сравнении с пористым титаном, формирование новой костной ткани на керамике происходило существенно быстрее, то есть фосфат кальция сам по себе стимулирует остеогенетический потенциал плюрипотенциальных клеток [356]. На активность фосфатно-кальциевой керамики влияет ее состав. Известна повышенная активность к минерализации кремний-содержащих гидроксиапатитов, что связывают с образованием на их поверхности силанольных групп, эффективных для нуклеации осаждения минеральной фазы. Силанольные группы образуют связи с ионами кальция, способствуя формированию аморфного фосфата кальция - прекурсора кристаллизации Са-дефицитного карбонат-содержащего гидроксиапатита. Возвращаясь к началу изложения материала данной книги, хотелось бы привести мнение авторов работы [364] об идеальном керамическом матриксе для регенерации трабекулярной костной ткани, основанной на принципах инженерии костной ткани. Такой матрикс должен обеспечивать формирование внеклеточного минерализуемого матрикса, являясь трехмерной структурой, обеспечивающей прикрепление, размножение, миграцию и функционирование остеообразующих клеток. Требования к материалу матрикса: - биологическая совместимость; - наличие взаимосвязанных пор достаточного размера для проникновения клеток, прорастания ткани, васкуляризации и подачи питательной среды; - остеокондуктивность, отсутствие образования рубцовой соединительной ткани; - морфология поверхности, способствующая прикреплению клеток, адсорбции метаболитов; - положительное влияние на гены клеток для направленной их дифференцировки; - кинетика биологической резорбции, совместимая с кинетикой образования новой костной ткани, с нетоксичными и легко выводимыми из организма продуктами резорбции; - технологичность; - достаточные механические свойства для обеспечения несущей способности в переходной период. Последние достижения в области химии, материаловедения и технологии материалов на основе фосфатов кальция, а также результаты их биологических исследований, позволяют сделать весьма оптимистичные прогнозы о возможности существенного прорыва в решении проблемы регенерации костных тканей при использовании таких материалов. Заключение Успехи химии, технологии и материаловедения фосфатов кальция явились основой для создания широкого спектра новых материалов медицинского назначения, начиная от порошков и гранул до композиционных материалов и сложных по структуре матриксов для клеточных технологий реконструкции тканевых дефектов. Возможно, самым очевидным является применение фосфатов кальция в стоматологии. Зубные пасты, содержащие тонкие порошки ГА в качестве наполнителя, обладают выраженными отбеливающими свойствами [365]. Доказано, что такие пасты обладают профилактическим антикариесным действием, снижают гиперчувствительность и способствуют лечению пародонтита. В результате клинических испытаний установлено, что отбеливающая способность ГА-содержащих паст не связана с эффектом полирования поверхности эмали, а обусловлена ее реминерализацией в результате химического взаимодействия, приводящей к сглаживанию поверхности эмали. Изучение закономерностей формирования фосфатно-кальциевых фаз in situ при физиологических условиях полости рта явилось основой создания эффективных методов лечения очаговой деминерализации зубных тканей, особенно на начальных стадиях процесса (образование белого пятна, ранний кариес). Проведение реакции синтеза непосредственно на поверхности зуба может приводить к осаждению ДКФД или ОГА. В первом случаеДКФД легко получить методом химического осаждения из растворов солей кальция и ортофосфорной кислоты, причем по времени ДКФД переходит в ГА с выделением ортофосфорной кислоты. Существенным ограничением на возможность практического проведения реакции осаждения ОГА в полости рта является необходимость использования щелочных исходных ингредиентов как источников гидрокси-групп. Несмотря на то, что среда с рН больше 7 оказывает антибактериальное действие на флору, щелочные компоненты могут вызвать неприятные ощущения (аммиак), ожоги или даже некроз тканей. Для повышения устойчивости к кариесу, может в принципе быть осуществлен синтез in situ фторсодержащих реминерализующих фаз. Порошки, в том числе ультрадисперсные, и гранулы ГА, ТКФ и бифазных ГА-ТКФ материалов могут использоваться для лечения периодонтитов и заполнения различных полостей костных тканей [366,367]. Они являются исходным материалом на нанесения биоактивных покрытий на металлические имплантаты, а также для изготовления различных композиционных материалов. Следует отметить, что существует определенная опасность применения нанодисперсных порошков ГА в организме. Исследованиями in vivo показано существование летальной дозы введения порошков внутривенно; летальный исход связывают с закупоркой капилляров, однако рекомендовано использование золя в дозах не выше 1/6 от летальной в качестве носителя (адъюванта) лекарственных препаратов при внутривенных инъекциях [368]. Диапазон потенциальных применений пористых ГА-гранул весьма широк: от материала для напыления покрытий плазменным методом, до средств локализованной доставки лекарственных препаратов в организм человека и даже в качестве офтальмологических протезов [369]. Не только пористая керамика, но даже и упорядоченное трехмерное расположение несвязанных взаимно пористых гранул может служить матриксом для формирования новой костной ткани [370]. Лекарственные препараты могут быть введены в пористые гранулы методом пропитки под вакуумом. Вследствие капиллярных сил, фармокинетика выделения лекарственных препаратов характеризуется существенной пролонгированностью. Такие системы доставки препаратов могут применяться, например, при локализованном лечении остеомиелитов.
Пористые сферические гранулы размером более 500 мкм, спеченные между собой без значительной деформации их формы, представляют собой прекрасные матриксы для клеточных культур. Предварительные испытания in vivo матриксов с мезенхимальными стволовыми клетками (совместно с МНИОИ им. П.А.Герцена) продемонстрировали их перспективность для реконструкции костных дефектов [371,372]. Восстановление кортикальной костной ткани крыс происходило уже на 3 неделе, по сравнению с 5-6 неделями для животных без имплантированных матриксов. Такая керамика является также прекрасным средством доставки лекарственных препаратов, которые могут быть введены во внутригранульные тонкие поры.
Ряд интересных материалов для применения в стоматологии и хирургии разработан в России ЗАО Полистом. Созданы композиционные материалы ГА с коллагеном, обладающие гемостатическим и ранозаживляющим действием [373]. При хирургическом лечении некоторых стоматологических заболеваний (пародонтит, цистэктомия) находит применение метод направленной регенерации тканей, заключающийся в раздельной регенерации мягких и твердых тканей. Для этой цели используют биорезорбируемые ГА-содержащие мембраны, разработанные ЗАО Полистом. Такие мембраны успешно применены в операциях по устранению дефектов верхнего нёба и альвеолярного отростка. Стратегия и опыт применения фосфатно-кальциевых покрытий на металлических имплантатах в ортопедии подробно рассмотрены в монографии А.В.Карлова и В.П.Шахова [11]. Установлено, что прочность фиксации титановых имплантатов с покрытиями примерно в 4 раза превосходит таковую для имплантатов без покрытия. Одновременно уменьшается количество инфекций стержневого тракта. Усиление остеоинтеграции наблюдалось и для остеопорозной кости. Ортопедические имплантаты с фосфатно-кальциевыми покрытиями применяются в медицинской практике [43]. Фосфатно-кальциевые цементы - коммерциализованная продукция, широко применяемая в стоматологии и костной хирургии. Известно, по крайней мере, 11 марок доступных на рынке цементов (Biobone, Biocement D (Германия), Biopax (Япония) и др.), различающихся фазовым составом, временем схватывания и механическими свойствами [28]. Важной задачей является регулирование пористости и размера пор в цементных материалах, в частности при создании средств доставки лекарственных препаратов и матриксов для клеточных технологий. Желательно совершенствование технологических характеристик цементов, в частности инжектируемости, формуемости цементной пасты, простоты дозирования и манипулирования с ней в течение заданного периода времени, обрабатываемости стоматологическим инструментом и, особенно, механических свойств. Можно привести и другие примеры, демонстрирующие несомненную перспективность разработок в области фосфатно-кальциевых материалов для медицины. Возможно, в качестве наиболее актуальных направлений дальнейших исследований и разработок можно рассматривать синтез наноструктурированных материалов, особенно подобных по структуре и свойствам костной ткани, гибридных органо-неорганических фаз с участием фосфатов кальция, совершенствование технологии и свойств цементов для пластики и регенерации, то есть обновления свойств с помощью естественных механизмов, костной ткани in situ, создание новых материалов и технологии изделий (матриксов) из них, предназначенных для наиболее интенсивно развивающегося в последнее время направления в регенеративной хирургии - инженерии костной ткани с применением клеточных технологий [373]. Важным направлением является создание способов функционализации поверхности фосфатно-кальциевых материалов для придания ей специфических качеств, например селективности взаимодействия с протеинами, пептидами, клетками. Все отмеченное требует дальнейших углубленных исследований не только в области химии, технологии и биологического поведения материалов, но также и развития методов их аттестации и диагностики [374,375]. Литература 1. Орловский В.П., Суханова Г.Е., Ежова Ж.А., Родичева Г.В. Гидроксиапатитная биокерамика // Ж. Всес. хим. об-ва им. Д.И.Менделеева. 1991. Т. 36, № 10. С. 683-690. 2. Третьяков Ю.Д. Развитие неорганической химии как фундаментальной основы создания новых поколений функциональных материалов // Успехи химии. 2004. Т. 73, С. 899-916. 3. Вересов А.Г., Путляев В.И., Третьяков Ю.Д. Достижения в области кальцийфосфатных биоматериалов // Российский химический журнал. 2000. Т. XLIV, №6 (ч.2). С. 32-46. 4. Orlovskii V.P., Barinov S.M. Hydroxyapatite and hydroxyapatite-matrix ceramics: A survey // Russian J. Inorg. Chem. 2001. V.46, Suppl. 2. P. S129-S149. 5. Орловский В.П., Комлев В.С., Баринов С.М. Гидроксиапатит и керамика на его основе // Неорг. материалы. 2002. Т.38, № 10. С. 973-984. 6. Hench L.L. Bioceramics: From concept to clinic // J. Am. Ceram. Soc. 1991. V.74. P. 1487-1510. 7. Vallet-Regí M, Gonzáles-Calbert J.M. Calcium phosphates as substitution of bone tissue // Progress in Solid State Chem.2004. V. 32. P. 1-31. 8. Третьяков Ю.Д., Брылев О.А. Новые поколения неорганических функциональных материалов // Ж. Росс. хим. об-ва им. Д.И.Менделеева. 2000. Т.44, №4 (ч.1). С.10-20. 9. Власов А.С., Карабанова Т.А. Керамика и медицина // Стекло и керамика. 1993. №9-10. С. 23-25. 10. Швед С.И. Кальцийфосфатные материалы в биологических средах // Успехи современной биологии. 1995. Т.115, №1. С.58-73. 11. Карлов А.В., Шахов В.П. Системы внешней фиксации и регуляторные механизмы оптимальной биомеханики. Томск: STT, 2001 - 477 с. 12. Суворова Е.И., Поляк Л.Е., Комаров В.Ф., Мелихов И.В. Исследование синтетического гидроксиапатита методом высокоразрешающей просвечивающей электронной микроскопии: экспериментальные и теоретические изображения // Кристаллография. 2000. т.45, №5. с. 930. 13. Мелихов И.В., Комаров В.Ф., Северин А.В., Божевольнов В.Е., Рудин В.Н. Двумерно-кристаллический гидроксиапатит // ДАН. 2000. т. 373, №3. с. 355. 14. Безруков В.М., Григорян А.С. Гидроксиапатит как субстрат для костной пластики. Теоретический и практический аспект проблемы // Стоматология. 1996. Т.75, №5. С. 7-12. 15. Дорожкин С.В., Агатопоулус С. Биоматериалы: обзор рынка // Химия и жизнь - XXI век.2002. № 2. С. 8-9. 16. Саркисов П.Д., Михайленко Н.Ю., Хавала В.М. Биологическая активность материалов на основе стекла и систаллов // Стекло и керамика. 1993. №9. С.10 17. Ходаковская Р.Я., Михайленко Н.Ю. Биоситаллы - новые материалы для медицины // Журн. Всесоюзн. хим. о-ва им. Д.И. Менделеева. 1991. Т. 36, № 5. С. 585-593. 18. Саркисов П.Д., Михайленко Н.Ю. Биоактивные неорганические материалы для костного эндопротезирования // Техника и технология силикатов. 1994. т.1, №2, с.5-11. 19. Белецкий Б.И., Гайдак Т.И. Прогнозирование структуры спеченных биоактивных композиционных материалов для стоматологических имплантатов // Стекло и керамика. 2003. №11. C. 27 – 29. 20. Cancedda R., Dozin B., Giannoni P., Quarto R. Tissue engineering and cell therapy of cartilage and bone // Matrix Biology. 2003. V. 22. P. 81–91.
21. Suchanek W., Yoshimura M. Processing and properties of HA-based biomaterials for use as hard tissue replacement implants // J. Mater. Res. Soc. 1998. v. 13, № 1. p. 94– 103. 22. Ребиндер П.А. О влиянии изменения поверхностной энергии на спайность, твердость и другие свойства кристаллов /В сб. VI съезд русских физиков / М.: ОГИЗ, 1928. С. 29.
23. Лихтман В.И., Щукин Е.Д., Ребиндер П.А. Физико-химическая механика металлов. М.: Изд-во АН СССР, 1960. – 206 с. 24. Баринов С.М., Шевченко В.Я. Прочность технической керамики. М.: Наука, 1996. - 158 с. 25. Michalske T.A., Freiman S.W. A molecular interpretation of stress corrosion in silica // Nature. 1982. V. 295, № 5849. P. 511-512. 26. Hench L.L., Polak J.M. Third-Generation Biomedical Materials // Science. 2002. V. 295. P. 1014-1017. 27. Langer R., Vacanti J.P. Tissue engineering // Science. 1993. V. 260. P. 920-926. 28. Bohner M. Calcium orthophosphates in medicine: from ceramics to calcium phosphate cements // Injury. 2000. V.31, Suppl. 4. S-D37-S-D47. 29. Леонтьев В.К., Боровский Е.В. Биология полости рта. М.: Медицина, 1991. – 117 с. 30. Леонтьев В.К. Особенности декальцинации эмали с различным уровнем минерализации // Стоматология. 1984. №4. С. 44. 31. Титов А.Т., Ларионов П.М., Щукин В.С., Зайковский В.И. О возможности образования гидроксилапатита в крови // ДАН. 2000. Т.373, №2. С.257-259. 32. Albee F., Morrison H. Studies in bone growth // Annals of Surg. 1920. V.71. P. 32-38. 33. Haldeman K., Moore J. Influence of local excess of calcium and phosphorous on the healing of fractures // Arch. Surg. 1934. V. 29. P.385-396. 34. Ray R., Degge J., Gloyd P., Mooney G. Bone regeneration // J. Bone Joint Surg. 1952. V. 34A, № 3. P. 638-647. 35. Aoki H. Science and medical applications of hydroxyapatite. Tokyo: JAAS, 1991. – 245 с. 36. Jarcho M., Kay J., Gumaer K., Doremus R., Drobeck H. Tissue, cellular and subcellular events at the bone-ceramic hydroxyapatite interface // J. Bioengineering. 1977. V.1. P. 79-92. 37. Hench L., Splinter R., Greenlee T., Allen W. Bonding mechanisms at the interface of ceramic prosthetic materials // J. Biomed. Eng. 1971. V. 2. P. 117-141. 38. Kukubo T. Potential of ceramics as biomaterial / in: Ceramics and society, edt. by R.J. Brook. Techna: Faenza, 1995. p. 85. 39. Barinov S.M., Baschenko Yu.V. Application of ceramic composites as implants: results and problem / in Bioceramics and the human body, edts. A. Ravaglioli and A. Krajewsi: London: Elsevier, 1992. P. 206-210. 40. Ohgushi H., Goldberg V.M., Caplan A.I. Heterotopic osteogenesis in porous ceramics induced by marrow cells // J. Orthop. Res. 1989. V. 7. P. 568-578. 41. Курдюмов С.Г. Кальций-фосфатные материалы в стоматологии. Новые результаты // Стоматология для всех. 2001. №1. С. 8. 42. Безруков В.М., Григорьянц Л.А., Зуев В.П., Панкратов А.С. Оперативное лечение кист челюстей с использованием гидроксиапатита ультравысокой дисперсности // Стоматология. 1998. №1. С. 31-35. 43. Карлов А.В. Использование имплантатов с биоактивным покрытием при лечении переломов ослабленных костей / Тр. конгресса Человек и его здоровье. СПб, 1999 - с. 55. 44. Воложин А.И., Курдюмов С.Г., Орловский В.П., Баринов С.М. и др. Создание нового поколения биосовместимых материалов на основе фосфатов кальция для широкого применения в медицинской практике // Технологии живых систем. 2004. Т.1, №.1. С. 41-56. 45. Безруков В.М., Григорян А.С. Гидроксилапатит как субстрат для костной пластики: теоретические и практические аспекты проблемы // Стоматология. 1996. № 5. С. 7-12. 46. Леонтьев В.К. Биологически активные синтетические кальций-фосфатсодержащие материалы для стоматологии // Стоматология. 1996. № 5. С. 4-6. 47. Medical Technology Focus, Monthly Newsletter. 2002. № 14. P. 1-10. 48. Williams D. Benefit and risk in tissue engineering // Materials Today. 2004. V. 7, № 5. C. 24-29. 49. Гистология: Учебник. 2-е изд. перераб. и доп. / Под ред. Э.Г. Улумбекова, Ю.А. Челышева -М.: ГЭОТАР-МЕД, 2001, 672 с. 50. Самусев Р.П., Селин Ю.М. Анатомия человека. М.: Медицина, 1990. 479 с. 51. Martin R.B. Bone as a ceramic composite material // Mater. Sci. Forum. 1999. v. 7, № 1. p. 5–16. 52. Прохончуков А.А., Жижина Н.А., Тигронян Р. А. Гомеостаз костной ткани в норме и при экстремальном воздействии // Проблемы космической биологии.1984. Т. 49. С. 136 - 162. 53. Хит Д., Маркс С. Дж. Нарушение обмена кальция. М.: Медицина, 1985. 334 с. 54. Dean D.D., Schwartz Z., Bonewald L., Muniz O.E., Morales S., Gomez R., Brooks B.P., Qiao M., Howell D.S., Boyan B.D. Matrix vesicles produced by osteoblast-like cells in culture become significantly enriched in proteoglycan-degrading metaltoproteinases after addition of beta-glycerophosphate and ascorbic acid // Calcif. Tiss. Int. 1994. V. 54, № 5. P. 399 – 408 55. Boskey A., Maresca М., Wikstrom В. Hydroxyapatite formation in the presence of proteoglycans of reduced sulfate content: studies in the brachymorphic mouse // Calcif. Tiss. Int. 1991. V. 49, № 6. P. 389 -393. 56. Johnson M., Nancollas G. The role of brushite and dicalcium phosphate dehydrate in apatite formation // Crit. Rev. Oral Biol. Med. 1992. V. 3, № 1. P. 61 - 82. 57. Аврунин А.С. Операционная травма с нарушением целостности костей: патогенез восстановительного процесса и возможность снижения риска послеоперационных осложнений: Авторсф. д-ра мед. наук. СПб., 1998. 33 с. 58. Аврунин А.С., Корнилов И.В., Суханов А.В. Хронобиологические характеристики ремоделирования костной ткани позвонков после остеотомии правой бедренной кости (сообщение IV) // Анналы травматологии и ортопедии. 1999. № 1. С. 11 - 17. 59. Аврунин А.С., Корнилов Н.В., Суханов А.В., Емельянов В.Г. Формирование остеопоротических сдвигов в структуре костной ткани (костные органы, структура костной ткани и ее ремолелирование, концепция патогенеза остеопороза, ее диагностики и лечения). СПб.: Ольга, 1998. 67 с. 60. Robinson R. The significance of phosphoric esters in metabolism. 1932. 47 p 61. Kay H.D. The chemistry and metabolism of the compounds of phosphorus // Annual Review of Biochemistry. 1934. V. 3. P. 133-150. 62. Bigi A., Foresti E., Gregorini R., Ripamonti A., Roveri N., Shah J.S. The role of magnesium on the structure of biological apatites // Calcif. Tiss. Int. 1992. V. 50, № 5. P. 439-444. 63. Ng K.W., Romas E., Donnan L., Findlay D.M. Bone biology // Bailliére’s Clinical Endocrinology and Metabolism. 1997. V. 11, № 1. P. 1-22. 64. Афанасьев Ю.И., Елисеев В.Г. Соединительные ткани. В книге: Гистология: Учебник /Ю.И. Афанасьев, Н.А. Юрина, Б.В. Алешин и др.; Под ред. Ю.И. Афанасьева, Н.А. Юриной - 4-е изд. Перераб. И доп. -М.: Медицина, 1989, с. 186-236. 65. Fransis R.M., Sutcliffe A.M., Scane A.C. Pathogenesis of osteoporosis / in "Osteoporosis", edts. J. Stevenson and R. Lindsay. London: Chapman and Hall Medical, 1998. P. 29-51.
66. Хэм А., Кормак Д. Костная ткань // Гистология. 1983. Т. 3. С. 19 - 131. 67. Долгов В.В., Ермакова И.П. Основные компоненты костной ткани // Остеопороз и остеопатии. 2000. №4. С. 29-30. 68. Франке Ю., Рунге Г. Остеопороз. М: Медицина. 1995. 300 с. 69. Gideon A. Introduction to bone biology // Bone. 1992. № 13. P. 53-56.
70. Katz J.L. The mechanical properties of biological materials. Cambridge: Cambridge Univ. Press, 1980. 71. Evans A.G. Perspective on the development of high – toughness ceramics // J. Am. Ceram. Soc. 1990. V. 73, № 2. P. 187-206. 72. McElhaney J.H., Fogle J.L., Melvin J.W., Haynes R.R., Roberts V.L., Alem N.M. Mechanical properties of cranial bone // J. Biomechanics. 1970. V. 3, № 5. P. 495-496. 73. Currey J.D. Mechanical properties of bone with greatly differing functions // J. Biomechanics. 1979. V. 12. p. 313–319. 74. Currey J.D. The effect of porosity and mineral content on the Young's modulus of elasticity of compact bone // J. Biomechanics. 1988. V. 21.p. 131–139. 75. Martin R.B. Effects of age and sex on the strength and cross-sectional geometry of the femur shaft in rhesus monkeys // J. Biomechanics. 1991. V. 24. P. 79-88. 76. Ван Везер. Фосфор и его соединения –М. ИЛ, 1962, 333 с. 77. Elliott J. Structure and chemistry of the apatites and other calcium orthophosphates. Amsterdam: Elsevier, 1994. 78. LeGeros R., LeGeros J. Phosphate minerals in human tissues / in: Phosphate minerals, edts. J.O. Nriagu and P.B. Moore. Berlin: Springer, 1984. P.351-385. 79. Brown W., Smith J., Lehr J., Frazier A. Octacalcium phosphate and hydroxyapatite: crystallographic and chemical relations // Nature. 1962. V. 196. P. 1050-1055. 80. Francis M., Webb N. Hydroxyapatite formation from a hydrated calcium monohydrogen phosphate precursor // Calcif. Tissue Res. 1972. V.10. P.82-90. 81. Constantz B.R., Barr B.M., Ison I.C., Fulmer M.T., Baker J., McKinney L., Goodman S.B., Gunasekaren S., Delaney D.C., Ross J., Poser R.D. Histological, chemical, and crystallographic analysis of four calcium phosphate cements in different rabbit osseous sites // J. Biomed. Mater. Res. 1998. V. 43. P. 451-461. 82. Munting E., Mirtchi A., Lemaître J. Bone repair of defects filled with a phosphocalcic cement: an in vivo study // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1993. V.4. P. 337-344. 83. Vereecke G., Lemaître J. Calculation of the solubility diagrams in the system Ca(OH)2-H3PO4-KOH-HNO3-CO2-H2O // J. Cryst. Growth. 1990. V.104. P. 820-832. 84. LeGeros R.Z, Lin S., Rohanizaden R., Mijares D., LeGeros J.P. Biphase calcium phosphate bioceramics: preparation, properties and applications // J. Mater. Sci. Mater. Med. 2003. V. 14. P. 201-209. 85. Daculsi G., Laboux O., Malard O., Weiss P. Current state of art of biphasic calcium phosphate bioceramics // J. Mater. Sci. Mater. Med. 2003. V. 14. P. 195-200. 86. Dickens B., Brown W.E. The crystal structure of CaKAs4·8H2O // Acta Crystal. 1972. V 28, № 3. P. 3056-3065. 87. Mathew M., Takagi S. Structures of biological minerals in dental research // J. Res. Nat. Inst. Stand. and Techn. 2001. V. 106, № 6. P. 1035-1044. 88. Вендерма М.А., Кнубовец Р.Г. Замещенные галогениды в структуре гидроксиапатита. // Изв. АН СССР. Неорг. материалы. 1984. Т.20, №6. С. 991. 89. Муравьёв Э.Н., Дьячков П.Н., Кепп О.М., Орловский В.П., Садиков Г.Г., Ионов С.П. Квантово-химическое исследование электронной структуры и изоморфного замещения в гидроксиапатите кальция // Ж. неорг. химии, 1996. Т.41 №9. С.1416-1419. 90. Орловский В.П., Ионов С.П. Энтальпия образования гидроксиапатита. Структурно-термическая модель // Ж. неорг. химии. 1996. Т. 41, № 9. С. 1531-1533. 91. Орловский В.П., Ионов С.П. Изоморфное замещение иона гидроксила на галогениды в гидроксиапатите и энергия связи этих ионов в Са-каналах // Ж. неорг. химии. 1995. Т. 40, №12. С. 1961-1965. 92. Morgan H., Wilson R.M., Elliott J.C., Dowker S.E.P. et al. Preparation and characterisation of monoclinic hydroxyapatite and its precipitated carbonate apatite intermediate // Biomaterials. 2000. V. 21. P. 617-627. 93. Brown W.E. Octacalcium phosphate and hydroxyapatite: Crystal structure of octacalcium phosphate // Nature. 1962. V. 196. P. 1048-1050. 94. Dickens B., Brown W.E., Kruger G.J., Stewart J.M. Ca4(PO4)2O, tetracalcium diphosphate monoxide. Crystal structure and relationships to Ca5(PO4)3OH and K3Na(SO4)2 // Acta Crystallogr. 1973. V. 29. P. 2046-2056. 95. Welch J.H., Gutt W. High temperature studies of the system calcium oxide-phosphorus pentoxide // J. Chem. Soc. 1961. № 10 P. 4442-4444. 96. Nurse R.W., Welch J.H., Gutt W. High temperature equilibria in the system dicalcium silicate-tricalcium phosphate // J. Chem. Soc. 1959. № 3 P. 1077-1083. 97. Roux P., Louer D., Bonel G. Chimie minerale—sur une nouvelle forme cristalline de phosphate tricalcique // Compt. Rend. Acad. Sc. Paris. 1978. V. 286. P. 549-551. 98. Gossner B. Uber die kristallstruktur von glaserit und kaliumsulfat // Neuse Jahrb. Mineral. Mh. 1928. 57A. P. 89-116. 99. Sayer M., Stratilatov A.D., Reid J., Calderin L. et al. Structure and composition of silicon-stabilized tricalcium phosphate // Biomaterials. 2003. V. 24. P. 369-382. 100. Termine J.D., Eanes E.D. Comparative chemistry of amorphous and apatitic calcium phosphate preparations // Calcif. Tiss. Res. 1972. V. 10. P. 171-197. 101. Betts F., Posner A.S. An x-ray radial distribution study of amorphous calcium phosphate // Mater. Res. Bull. 1974. V. 9. P. 353-360. 102. Moore P.B. Complex crystal structures related to glaserite, K3Na(SO4)2: evidence for very dense packings among oxysalts // Bull. Mineral. 1981. V. 104. P. 536-547. 103. Дорожкин С.В. К вопросу о химизме растворения фторапатита в кислотах // Ж. неорг. химии. 1993. Т. 38, № 7. С. 1106-1111. 104. Дорожкин С.В. Современное состояние вопроса о механизме кислотного растворения фторапатита // Ж. неорг. химии. 1994. Т. 39, № 2. С. 229-234. 105. Sudarsanan K., Mackie P.E., Young R.A. Comparison of synthetic and mineral fluorapatite, Ca5(PO4)3F, in crystallographic detail // Mat. Res. Bull. 1972. V. 7. P. 1331-1338. 106. Barinov S. M., Shvorneva L.I., Ferro D., Fadeeva I.V., Tumanov S.V. Solid solution formation at the sintering of hydroxyapatite–fluorapatite ceramics // Sci. Techn. Advanc. Mater. V. 5, № 5-6. P. 537-541. 107. Driessen F.C.M. Formation and stability of calcium phosphates // Nature. 1973. V. 243. P. 420. 108. Okazaki M., Tohda H., Yanagisawa T., Taira M., Takahashi N. Difference in solubility of two types of heterogeneous fluoridated hydroxyapatites // Biomaterials. 1998. V. 19. P. 611. 109. Gineste L., Gineste M., Ranz X., Ellefterion A., Guilhem A., Rouquet N., Frayssinet P. Degradation of hydroxylapatite, fluorapatite, and fluorhydroxyapatite coatings of dental implants in dogs // J. Biomed. Mater. Res. (Appl. Biomater.). 1999. V. 48, № 3. P. 224-234.
110. Hughes J.M., Cameron M., Crowley K.D. Structural variations in natural F, OH, and Cl apatites // Amer. Mineral. 1989. V. 74. P. 870-876. 111. Rey C., Renugopalakrishnan V., Collins B., Glimcher M. Fourier transform infrared spectroscopy study of the carbonate ions in bone minerals during aging // Cacif. Tissue Int. 1991. V. 49. P. 251-258.
112. Driessens F.C.M. The minerals in bone, dentin and tooth enamel // Bull. Soc. Chem. Belg. 1980. V. 89. P. 663-664. 113. LeGeros R.Z. Calcium phosphates in oral biology and medicine. Monographs in oral surgery. Vol. 1. Basel: S. Karger, 1991. 114. Gibson I., Bonfield W. Novel synthesis and characterisation of an AB-type carbonate-substituted hydroxyapatite // J. Biomed. Mater. Res. 2002. V. 59. P. 697-708. 115. LeGeros R.Z. Effect of carbonate on the lattice parameters of apatite // Nature. 1965. V. 206. P. 403. 116. Kühl G., Nebergal W.H. Hydrogenphosphat- und carbonat apatit // Z. Anorg. Allegem. Chem. 1963. V. 324. P. 313-320. 117. Barralet J., Best S., Bonfield W. Carbonate substitution in precipitated hydroxyapatite: An investigation into the effects of reaction temperature and bicarbonate ion concentration // J. Biomed. Mater. Res. 1998. V. 41. P. 79-86. 118. Родичева Г.В., Орловский В.П., Привалов В.И., Баринов С.М. и др. Синтез и физико-химическое исследование карбонатгидроксиапатитов кальция типа А // Ж. неорг. химии. 2001. Т. 46, № 11. С. 1798-1802. 119. Porter A.E., Patel N., Skepper J.N., Best S.M., Bonfield W. Effect of sintered silicate-substituted hydroxyapatite on remodeling processes at the bone–implant interface // Biomaterials. 2004. V. 25, № 16. P. 3303-3314. 120. Leventouri Th., Bunaciu C.E., Perdikatsis V. Neutron powder diffraction studies of silicon-substituted hydroxyapatite // Biomaterials. 2003. V. 24, № 23. P. 4205-4211. 121. Kim S.R., Lee J.H., Kim Y.T., Riu D.H., Jung S.J., Lee Y.J., Chung S.C., Kim Y.H. Synthesis of Si, Mg substituted hydroxyapatites and their sintering behaviors // Biomaterials. 2003. V. 24, № 8. P. 1389-1398. 122. Villacampa A.I., García-Ruiz J.M. Synthesis of a new hydroxyapatite-silica composite material // J. Crystal Growth. 2000. V. 211, № 1-4. P. 111-115. 123. Mathew M., Brown W.E., Austin M., Negas T. Lead alkali apatites without hexad anion: The crystal structure of Pb8K2(PO4)6 // J. Solid State Chem. 1980. V.35. P. 69-76. 124. Muller O., Roy R. The major ternary structural families. Springer: Berlin. 1974. 125. Pan Y., Fleet M. Compositions of the apatite group minerals: substitution mechanism and controlling factors. Phosphates: geobiological and materials importance // Reviews in mineralogy and geochemistry. Kohn M.J., Rakovan J., Hughes L.M. editors. 2002. V. 48. P. 13-49. 126. Лазоряк Б.И., Голубев В.Н., Азиев Р.Г. Строение силикофосфатов Ca(3+x)€(1-x)(PO4)2(1-x)(SiO4)2x // Кристаллография. 1988. т.33. № 5. C. 1113-1121. 127. Губер Ф., Шмайсер М., Шенк В.П. Руководство по неорганическому синтезу. -М.: Мир, 1983. -572 с. 128. Ключников Н.Г. Руководство по неорганическому синтезу -М.: Химия, 1965. 375 с. 129. Чумаевский Н.А., Орловский В.П., Родичева Г.В., Ежова Ж.А., Минаева Н.А., Коваль Е.М., Суханова Г.Е., Стебельский А.В. Синтез и колебательные спектры гидроксилапатита кальция // Журн. неорг. химии. 1992. Т. 37, № 7. С.1455-1457. 130. Орловский В.П., Родичева Г.В., Ежова Ж.А., Коваль Е.М., Суханова Г.Е. Изучение условий образования гидроксилапатита в системе CaCl2 – (NH4)2HPO4 – NH4OH – H2O (25 oC) // Журн. неорг. химии. 1992. Т. 37, № 4. С. 881-883. 131. Hattori T. Apatitic calcium orthophosphates and related compounds for biomaterials preparation // Ceram. Mater. 1988. V. 3, № 4. P. 426-428. 132. Кибальчиц В., Комаров В.Ф. Экспресс-синтез кристаллов гидроксиапатита кальция. // Ж. неорг. химии. 1980. Т. 25, № 2. С. 565-567. 133. Ergun C., Webster T.J., Bizios R., Doremus R.H. Hydroxyapatite with substituted Mg, Zn, Ca and Y // J. Biomed. Mater. Res. 2001. V. 59, № 6. P. 305-311. 134. Вересов А. Г. Направленный синтез высокодисперсных материалов на основе гидроксилапатита: Автореф. дис. на соиск. уч. степ. канд. хим. наук. МГУ, Москва, 2003, 22 с. 135. Brown P.W., Hocker N., Hoyle S. Variations in solution chemistry during the low-temperature formation of hydroxyapatite // J. Am. Ceram. Soc. 1991. V. 74, № 8. P. 1848-1854. 136. Вересов А.Г., Коленько Ю.В., Синицына О.В., Путляев В.И. Гидролиз СаНРО4·2H2O при гидротермальном и ультразвуковом воздействии // Вестник ВГТУ. Сер. Материаловедение. 2002. № 1.11. С. 14-17. 137. Martin R.I., Brown P.W. Aqueous formation of hydroxyapatite // J. Biomed. Mater. Res. 1997. V. 35. P. 299-308. 138. TenHuisen K.S., Brown P.W. Formation of calcium-deficient hydroxyapatite from a-tricalcium phosphate // Biomaterials. 1998. V. 19. P. 2209-2217. 139. TenHuisen K.S., Brown P.W. Phase evolution during the formation of a-tricalcium phosphate // J. Am. Ceram. Soc. 1999. V. 82, № 10. P. 2813-2818. 140. Каназава Т. Неорганические фосфатные материалы: Пер. с японского. Киев, Наукова думка, 1998. С. 17-109. 141. Yubao L., Xingdong Z., de Groot K. Hydrolysis and phase transition of alpha-tricalcium phosphate // Biomaterials. 1997. V. 18, № 10. P. 737-741. 142. Monma H.J. Processing of synthetic hydroxyapatite // J. Ceram. Soc. Jap. 1980. V. 28, № 10. P. 97-102. 143. Yoshimura M., Suda H. Hydrothermal processing of hydroxyapatite: past, present and future // in: Hydroxyapatite and related materials, P.W. Brown, B. Constantz editors. 1994. CRC Press Inc. P. 45-72. 144. Hattori T. The characterization of HA precipitation. //J. Amer. Ceram. Soc. 1990. V. 73, № 4. P.180-185. 145. Jarcho M., Bolen C.H., Thomas M.B., Bobick J., Kay J.F., Doremus R.H. Synthesis and characterization apatite in dense polycrystalline form // J. Mater. Sci., 1976. V.11. N 12. P. 2027. 146. Yubao L., Klein C.P.A.T., De wijin J., Van De Meer S., De Groot K. Shape change and phase transition of needlelike non-stoichiometric apatite crystals // J. Mater. Sci.: Mater. Med., 1991. №1. P. 51-55. 147. Dorozhkin S.V., Epple M. Biological and medical significance of calcium phosphates // Angew. Chem. Int. Ed. 2002. V. 41. P. 3130-3146. 148. Jinlong N., Zhenxi Z., Dazong J. Investigation of phase evolution during the thermochemical synthesis of tricalcium phosphate // J. Mater. Synthesis and Processing. 2002. V. 9, № 5. P. 235-240. 149. Дубок В.А., Ульянин Н.В. Синтез, свойства и применение остеотропных заменителей костной ткани на основе керамического гидроксиапатита // Ортопедия, травматология и протезирование. 1998. №3. С. 26-30. 150. Kim T.N., Feng Q.L., Kim J.O., Wu J., Wang H. et al. Antimicrobal effects of metal ions (Ag+, Cu2+, Zn2+) in hyrdoxyapatite // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1998. V. 9. P. 129-134. 151. Feng Q.L., Kim T.N., Wu J., Park E.S., Kim J.O. et al. Antibacterial effects of Ag-HAp thin films on alumina substrates // Thin Solid Films. 1998. V. 335. P. 214-219.
152. Mayer I., Featherstone J.D.B. Dissolution studies of Zn-containing carbonated hydroxyapatite // J. Cryst. Growth. 2000. V. 219. P. 98-101. 153. Фадеева И.В., Шворнева Л.И., Баринов С.М., Орловский В.П. Синтез и структура магнийсодержащих гидроксиапатитов // Неорг. материалы. 2003. Т. 39, №9. С. 1102-1105.
154. Баринов С.М., Туманов С.В., Фадеева И.В., Бибиков В.Ю. Влияние среды на замедленное разрушение и прочность гидрокси- и фторгидроксиапатитовой керамики // Неорг. материалы. 2003. Т. 39, №8. С. 1018-1022. 155. Kurmaev E.Z., Matsuya S., Shin S., Watanabe M., Eguchi R., Ishiwata Y., Takeuchi T., Iwami M. Synthesis and charactarisation of fluorapatite // J. Mater. Sci. Mater. Med. 2002. V. 13. P.33-36. 156. Bertoni E., Bigi A., Cojazzi G., Gandolfi M., Panzavolta S., Roverti N. Composite apatite-base ceramic implants // J. Inorg. Biochem. 1998. V. 72. P. 29-35. 157. Barinov S.M., Rustichelli F., Orlovskii V.P., Lodini A. et al. Influence of fluorapatite minor additions on behavior of hydroxyapatite ceramics // J. Mater. Sci. Mater. Med. 2004. V. 15. P.291-296. 158. Freund F., Knobel R.M. Distribution of fluorine in hydroxyapatite studied by infrared spectroscopy // J. chem. soc. Dalton. 1977. № 11. P. 1136-1140. 159. Gibson I.R., Bonfield W. Novel synthesis and characterization of an AB-type carbonate-substituted hydroxyapatite // J. Biomed. Mater. Res. 2002. V. 59. P. 697-708. 160. Ito A., Maekawa K., Tsutsumi S., Ikazaki F., Tateishi T. Solubility product of OH-carbonated hydroxyapatite // J. Biomed. Mater. Res. 1997. V. 36. P. 522-528. 161. Nordström E.G., Karlsson K.H. Carbonate-doped hydroxyapatite // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1990. V. 1. P. 182-184. 162. Rau J.V., Nunziante Cesaro S., Ferro D., Barinov S.M., Fadeeva I.V. FTIR study of carbonate loss from carbonated apatite in the wide temperature range // J. Biomed. Mater. Res. Part B: Appl. Biomater. 2004. V. 71B, № 2. P. 441-447. 163. Nelson D.G.A., Featherstone J.D.B. Preparation, analysis and characterisation of carbonated apatites // Calcif. Tiss. Int. 1982. V. 34. P. 569-581. 164. Barralet J., Best S., Bonfield W. Carbonate substitution in precipitated hydroxyapatite: An investigation into the effects of reaction temperature and bicarbonate ion concentration // J. Biomed. Mater. Res. 1998. V. 41. P. 79-86. 165. Barinov S.M., Bibikov V.Yu, Ďurišin J., Fadeeva I.V. et al. Sintering of porous carbonated apatite bioceramics // Powder Met. Progr. 2004. V. 4, №2. P. 95-103. 166. Sampath Kumar T.S., Manjubala I., Gunasekaran J. Synthesis of carbonated calcium phosphate ceramics using microwave irradiation // Biomaterials. 2000. V. 21. P. 1623-1629. 167. Bayraktar D., Cünet Tas A. Chemical preparation of carbonated calcium hydroxyapatite powders at 370C in urea-containing synthetic body fluids // J. Europ. Ceram. Soc. 1999. V. 19. P. 2573-2579. 168. Layani J.D., Mayer I., Cuisinier F.J.G. Carbonated hydroxyapatites precipitated in the presence of Ti // J. Inorg. Biochem. 2000. V. 81. P. 57-63. 169. Garvie R.C., Hannink R.H.J., Pascoe R.T. Ceramic steel? // Nature. 1975. V.258, № 11. P.703-705. 170. Шевченко В.Я., Баринов С.М. Техническая керамика. М.:Наука, 1993 - 187 с. 171. Орловский В.П., Родичева Г.В., Ежова Ж.А., Романова Н.М. Изучение условий совместного осаждения гидроксиапатита кальция и гидроксидов циркония и алюминия аммиаком из водных растворов // Ж. неорг. химии. 1998. Т43, №6. С. 914. 172. Орловский В.П., Ежова Ж.А., Коваль Е.М. Изучение условий совместного осаждения гидроксиапатита кальция и гидроксидов циркония и иттрия аммиаком из водных растворов // Ж. неорг. химии. 1995. Т.40, №10. С.1625. 173. Гегузин Я.Е. Физика спекания. – М.: Наука. 1971. – 360 с. 174. Балкевич В.Л. Техническая керамика -М.: Стройиздат, 1984. - 230 с. 175. Кингери У.Д. введение в керамику. М.: Стройиздат, 1964. – 536 с. 176. Doremus R.H. Review: Bioceramics // J. Mater. Sci. 1992. V. 27. P. 285-297. 177. Bernache-Assollant D., Ababou A., Champion E., Heughebaert M. Sintering of calcium phosphate hydroxyapatite Ca10(PO4)6(OH)2 I. Calcination and particle growth // J. Europ. Ceram. Soc. 2003. V. 23, № 2. P. 229-241. 178. Raynaud S., Champion E., Bernache-Assollant D. Calcium phosphate apatites with variable Ca/P atomic ratio II. Calcination and sintering // Biomaterials. V. 23, № 4. P. 1073-1080. 179. Juang N.Y., Hon M.N. Surface chemistry of bioactive glass-ceramics // Biomaterials. 1996. V. 17, № 21. P. 2054. 180. Орловский В.П., Ежова Ж.А., Родичева Г.В., Суханова Г.Е. Структурные превращения гидроксиапатита кальция в температурном интервале 100 – 1600 0С // Ж. неорган. химии. 1990. Т. 35, №5. С. 1337. 181. Cao W., Hench L.L. Bioactive Materials // Ceramics Intern. 1996. V. 22. Р. 493-507. 182. Santos J.D., Reis R.L., Monteiro F.J., Knowles J.C., Hastings G.W. Liquid phase sintering of hydroxyapatite by phosphate and silicate glass additions. Structure and properties of the composites // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1995. №4. P. 348. 183. Halouani R., Bernache-Assolant D., Champion E., Ababou A. Microstructure and related mechanical properties of hot pressed hydroxyapatite ceramics // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1994. V. 5. P. 563-568. 184. Фатеева Л.В., Головков Ю.М., Баринов С.М., Орловский В.П. и др. Влияние фосфата натрия на спекание гидроксиапатитовой керамики // Огнеупоры и техн. керамика. 2001. №1. С.6. 185. Бакунов В.С., Балкевич В.Л., Власов А.С. Керамика из высокоогнеупорных окислов. Под ред. Д.Н. Полубояринова и Р.Я. Попильского. – М.: Металлургия. 1977. - 304 с. 186. Kadzima T. Replacement of the spine with glass-ceramic prosthesis // J. Amer. Ceram. Soc. 1979. V. 62, № 3. P. 433. 187. Patel P.N. Hydroxyapatite ceramic implants // J. Indian Chem. Soc. 1984. V.61, № 10, P. 906-907. 188. Wang P.E., Chaki T.K. Sintering behaviour and mechanical properties of hydroxyapatite and dicalcium phosphate // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1993. V. 4. P. 150-158. 189. Royer A., Viguie J.C., Heughebaert M. Behavior of ceramics implants // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1993. V. 4. P. 76-82. 190. TenHuisen K.S., Brown P.W. Effects of magnesium on the formation of calcium-deficient hydroxyapatite from CaHPO4·2H2O and Ca4(PO4)2O // J. Biomed. Mater. Res. 1997. V. 36. P. 306-314. 191. Ng A.H.M., Herez G., Kandel R., Grynpas M.D. Association between fluoride, magnesium, aluminium and bone quality in renal osteodystrophy // Bone. 2004. V. 34. P. 216-224. 192. Ivanova T.I., Frank-Kamenetskaya O.V., Kol’tsov A.B., Ugolkov V.L. Crystal structure of calcium-deficient carbonated hydroxyapatite. Thermal decomposition // J. Solid State Chem. 2001. V.160. P. 340-349. 193. Barralet J., Knowles J.C., Best S., Bonfield W. Thermal decomposition of synthesized carbonate hydroxyapatite // J. Mater. Sci. Mater. Med. 2002. V. 13. P. 629-533. 194. Feltrin A., Guido M., Nunziante Cesaro S. Fourier Transform Infrared matrix isolated study of gaseous cerium dicarbide species // J. Phys. Chem. 1992. V. 97. P. 8986-8990.
195. Leroy G.E., Ewing G.E., Pimentel G.C. Infrared spectra of carbon monoxide in argon matrices // J. Chem. Phys. 1964. V. 40. P. 2298-2303. 196. Tõnsuaadu K., Peld M., Bender V. Thermal analysis of apatite structure // J. Thermal Analysis and Calorimetry. 2003. V. 72. P. 363-371.
197. Классен П.В., Гришаев И.Г. Основы техники гранулирования. М.: Химия. 1982. 278 с. 198. Paul W., Sharma C.P. Development of porous spherical hydroxyapatite granules: application towards protein delivery // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1999. V.10, № 7. P. 383-388. 199. Gautier H., Merle C., Auget J.L., Daculsi G. Isostatic compression, a new process for incorporating vancomycin into biphasic calcium phosphate: comparison with a classical method // Biomaterials. 2000. № 2. P. 243-249. 200. Krylova E., Ivanov A., Orlovski V., El-Registan G., Barinov S.M. Hydroxyapatite-polysaccharide granules for drug delivery // J. Mater. Sci. Mater. Med. 2002. V.13. P. 87-90. 201. Комлев В.С., Баринов C.М., Фадеева И.В. Пористые керамические гранулы из гидроксиапатита для системы доставки лекарственных препаратов // Новые технологии-21 век. 2001. № 5. C.18-19. 202. Комлев В.С., Баринов C.М., Орловский В.П., Курдюмов С.Г. Пористые гидроксиапатитовые гранулы // Огнеупоры и техн. керамика. 2001. № 5-6. C. 195-197. 203. Komlev V.S., Barinov S.M., Koplik E.V. A method to fabricate porous spherical hydroxyapatite granules intended for time-controlled drug release // Biomaterials. 2002. V. 23. p. 3449-3454. 204. Komlev V.S., Barinov S.M., Girardin E., Oscarsson S., Rosengren A., Rustichelli F., Orlovskii V.P. Porous spherical hydroxyapatite and fluorhydroxyapatite granules: processing and characterization // Sci. Techn. Advanc. Mater. 2003. V. 4. p. 503–508. 205. Комлев В.С., Баринов С.М., Сергеева Н.С., Свиридова И.К., Решетов И.В., Фадеева И.В., Кирсанова В.А. Пористые апатитовые биосовместимые матриксы для клеточных технологий реконструкции тканевых дефектов в хирургии // ДАН. 2005. Т. 401, № 1. С. 1-3. 206. Dorozhkin S.V. Acidic dissolution mechanism of natural fluorapatite? Nanolevel of investigations // J. Cryst. Growth. 1997. V.182. p.133-140. 207. Ковалевский А.М. Хирургическое лечение генерализованного пародонтита применением биополимеров и биокерамики (клинико-экспериментальное исследование). Дис. канд. мед. наук. СПб. 1998.150 с. 208. Федосенко Т.Д. Применение препаратов на основе гидроксилапатита при комплексном лечении заболеваний пародонта. Автореферат дис. канд. мед. наук. СПб.1994. 20 с. 209. Черныш В.Ф., Шутов Ю.Н., Ковалевский А.М. Новые методы в хирургии пародонта // Пародонтология. 1997. № 4. С. 19-23. 210. Dash A.K., Cudworth G.C. Therapeutic applications of implantable drug delivery systems // J. Pharmacol. Toxicol. Methods. 1998. №1. P. 1-12. 211. Chien Y.W. Novel drug delivery systems. New York: Marcel Dekker Inc., 1992. 17 р. 212. Lasserre A., Bajpai P.K. Ceramic drug-delivery devices // Crit. Rev. Therapeutic Drug Carrier Syst.1998. №11. P. 1-56. 213. Tyle P. Drug delivery devices: fundamentals and applications. New York: Marcel Dekker Inc., 1988. 112 р. 214. Авраменко А.В. Пористые матричные системы содержащие анаприлин и верапамил для контролируемого выделения. Автореферат дис. канд. фарм. наук. Купавна. 1999. 15 с. 215. Sivakumar M., Manjubala I., Panduranga Rao K. Preparation, characterization and in- vitro release of gentamicin from coralline hydroxyapatite-chitosan composite microspheres // Carbohydrate Polymers. 2002. V. 49. P. 281-288. 216. Келли А. Высокопрочные материалы. М.: Мир. 1976. 261 с. 217. Hosoi K., Hashida T., Takahashi H., Yamazaki N., Korenaga T. New processing technique for hydroxyapatite ceramics by the hydrothermal hot-pressing method // J. Am. Ceram. Soc. 1996. Vol. 79, № 10. P. 2771-2774. 218. LeGeros R.Z. Biodegradation and bioresorption of calcium phosphate ceramics // J. Clin. Mater. 1993. №14. P. 65. 219. De With G., Van Dijk H.J.A., Hattu N., Prijs K. Preparation, microstructure and mechanical properties of dense polycrystalline hydroxyapatite // J. Mater. Sci. 1981. V. 16. P. 1592-1598. 220. Ratner B.D. New ideas in biomaterials sciences – path to engineering biomaterials // J. Biomed. Mater. Res. 1993. V. 27. P. 837-850. 221. Черепанов Г.П. Механика хрупкого разрушения. -М.: Наука, 1974. -640 с. 222. Barinov S.M., Ivanov N.V., Orlov S.V., Shevchenko V.J. Influence of environment on delayed failure of alumina ceramics / in: British Ceramics Proc. № 59. Cambridge: University Press, P. 107-116. 223. Anselme K., Noël B., Flautre D., Blary M.C., Delecourt C., Descamps M., Hardouin P. Association of porous hydroxyapatite and bone marrow cells for bone regeneration // Bone. 1999. V. 25. P. 51. 224. Ozawa S., Kasugai S. Evaluation of implant materials (hydroxyapatite, glass-ceramics, titanium) in rat bone marrow stromal cell culture // Biomaterials. 1996. V. 17. P. 23. 225. Cancedda R., Mastrogiacomo M., Bianchi G., Derubeis A., Muraglia A., Quarto R. Bone marrow stromal cells and their use in regenerating bone // Novartis Found Symp. 2003. V. 249. P. 133-143. 226. Marcacci M., Kon E., Zaffagnini S., Giardino R., Rocca M., Corsi A., Benvenuti A., Bianco P., Quarto R., Martin I., Cancedda R. Reconstruction of estensive long bone defects in sheep using porous hydroxiapatite sponges // Calcif. Tissue Int. 1999. V. 64. P. 83-90. 227. Kotobuki N., Ioku K., Kawagoe D., Fujimori H., Goto S., Ohgushi H. Observation of osteogenic differentiation cascade of living mesenchymal stem cells on transparent hydroxyapatite ceramics // Biomaterials. 2005. V. 26. P. 779-785. 228. Hing K.A., Best S.M., Tanner K.A., Bonfield W., Revell P.A. Quantification of bone ingrowth within bone derived porous hydroxyapatite implants of varying density // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1999. V. 10, №10/11. P. 663-670. 229. Komlev V.S., Barinov S.M. Porous hydroxyapatite ceramics of bi-modal pore size distribution // J. Mater. Sci. Mater. Med. 2002. V. 13. P. 295-299. 230. Slosarzyk A., Stobierska E., Paszkiewicz Z. Porous hydroxyapatite ceramics // J. Mater. Sci. Lett. 1999. №18. P. 1163. 231. Yamasaki N., Kai T., Nishioka M., Yanagisawa K. et al. Porous hydroxyapatite ceramics prepared by hydrothermal hot-pressing // J. Mater. Sci. Lett. 1990. V.9, №10. P. 1150. 232. Tanner K.E., Downes R.N., Bonfield W. Clinical application of hydroxyapatite reinforced polyethylene // British Ceram. Trans. 1994. № 3. Р. 104-107. 233. Liu D. Preparation and characterization of porous HA bioceramic via a slip-casting route // J. Ceram. Intern. 1997. V. 24. P. 441-446. 234. Engin N.O., Tas A.C. Preparation of porous Ca10(PO4)6(OH)2 and -Ca3(PO4)2 bioceramics // J. Am. Ceram. Soc. 2000. № 7. P. 1581-1584. 235. Sepulveda P., Ortega F. S., Innocentini M.D.M., Pandolfelli V.C. Properties of highly porous hydroxyapatite obtained by the gel casting of foams // J. Am. Ceram. Soc. 2000. V. 83, № 12. P. 3021-3024.
236. Комлев В.С., Баринов С.М., Орловский В.П., Курдюмов С.Г. Пористая гидроксиапатитовая керамика с бимодальным распределением пор // Огнеупоры и техн. керамика. 2001. № 6. С. 23-25. 237. Стрелов К.К. Структура и свойства огнеупоров. – М.: Металлургия, 1972. – 216 с. 238. Дульнев Г.Н., Заричняк Ю.П. Теплопроводность смесей и композиционных материалов. – Л.: Энергия, 1974. – 264 с.
239. Каганер М.Г. Тепловая изоляция в технике низких температур. – М.: Машиностроение, 1966. – 275 с. 240. Красулин Ю.Л., Тимофеев В.Н., Баринов С.М., Асонов А.Н., Иванов А.Б., Шнырев Г.Д. Пористая конструкционная керамика. – М.: Металлургия, 1980. – 100 с. 241. Андриевский Р.А. Прочность спеченных тел // Порошковая металлургия. 1982. №1. С. 37-40. 242. Андриевский Р.А., Спивак И.И. Прочность тугоплавких соединений и материалов на их основе. – Челябинск: Металлургия, 1989. – 239 с. 243. Hasegawa M., Sudo A., Komlev V.S., Barinov S.M., Uchida A. High release of antibiotic from a novel hydroxyapatite with bimodal pore size distribution // J. Biomed. Mater. Research Part B: Appl. Biomater. 2004. V. 70B. P. 332-339. 244. Donath K. Relation of tissue to calcium phosphate ceramics // Osseous. 1991. V. 1. P.100. 245. Metsger D.S., Rieger M.R., Foreman D.W. Mechanical properties of sintered hydroxyapatite and tricalcium phosphate ceramic // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1999. № 1. P. 9. 246. Hing K.A., Best. S.M., Bonfield W. Characterization of porous hydroxyapatite // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1999. №3. P. 135-145. 247. Tas A.C., Ozgur Engin N. Manufacture of macroporous calcium hydroxyapatite bioceramics // J. Europ. Ceram. Soc. 1999. № 13-14. P. 2569. 248. Roncari E., Galassi C., Pinasco P. Tape casting of porous hydroxyapatite ceramics // J. Mater. Sci. Lett. 2000. № 1. P. 33-35. 249. Powers J.M., Yaszemski M.J., Thomson R.C., Mikos A.G. Hydroxyapatite fiber reinforced poly(a-hydroxy ester) foams for bone regeneration // Biomaterials. 1998. № 21. P. 1935-1943. 250. Ota Y., Iwashita T., Kasuga T., Abe Y. Novel preparation method of hydroxyapatite fibers // J. Am. Ceram. Soc. 1998. V. 81, № 6. P. 1665-1733. 251. De with G., Corbijn A.T. Metal fibre reinforced hydroxyapatite ceramics // J. Mater. Sci. 1989. V. 24. P. 3411-3415. 252. Tamari N., Kondo I., Mouri M., Kinoshita M. Effect of calcium fluoride addition on densification and mechanical properties of hydroxyapatite-zirconia composite ceramics // J. Ceram. Soc. Japan. 1988. V. 96. p.1200-1202. 253. Kong Y.M., Sona Kim S., Lee S. Reinforcement of hydroxyapatite bioceramic by addition of ZrO2 coated with Al2O3 // J. Am. Ceram. Soc.1999. № 11. P. 2963. 254. Silva V.V., Domingues R.Z. Hydroxyapatite – zirconium composites prepared by precipitation method. // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1997. V. 8. P. 907-910. 255. Bakos D., Soldan M., Hernandez-Fuentes I. Hydroxyapatite-collagen-hyaluronic acid composite // Biomaterials. 1999. V. 20. P. 191-195. 256. Bonfield W., Grynpas M.D., Tully A.E., Bowman J, Abram J. Hydroxyapatite reinforced polyethylene- a mechanically compatible implant // Biomaterials. 1981. V. 2. 185-186. 257. Dalby M.J., Di Silvio L., Harper E.J., Bonfield W. In vitro evaluation of new polymethylmethacrylate cement reinforced with hydroxyapatite // J. Mater. Sci. Mater. Med. 2000. №12. P. 793. 258. Ignjatovic N., Delijic K. The designing of properties of hydroxapatite/poly-l-lactide composite biomaterials by hot pressing // Zt. Metalforsch. 2001. V. 92, №2. P. 145-149. 259. Gongloff R.K. Use of Collagen tubes contained implants of particulate hydroxyapatite for ridge augmentation // J. oral maxillofac. surg. 1988. № 8. P. 641-647. 260. Di Silvio L., Dalby M., Bonfield W. In vitro response of osteoblasts to hydroxyapatite-reinforced polyethylene composites // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1998. №12. P. 845-848. 261. Wang M., Bonfield W., Joseph R. Hydroxyapatite-polyethylene composites for bone substitution: effects of ceramic particle size // Biomaterials. 1998. №24. P. 2357-2366. 262. Watson K.E., Tenhuisen K.S., Brown P.W. The formation of hydroxyapatite-calcium polyacrylate composites // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1999. №4. P. 205-213. 263. Okuno M., Shikinami Y. Bioresorbable devices made of forged composites of hydroxyapatite (HA) particles and poly-L-lactide (PLLA): Part I. Basic characteristics // Biomaterials. 1999. №9. P. 859. 264. Sotome S., Uemura T., Kikuchi M., Chen J., Itoh S., Tanaka J., Tateishi T., Shinomiya K. Synthesis and in vivo evaluation of a novel hydroxyapatite/collagen–alginate as a bone filler and a drug delivery carrier of bone morphogenetic protein // Mater. Sci. Eng. C. 2004. V. 24, № 3. P. 341-347. 265. Zhang L., Feng X., Liu H., Qian D., Zhang L., Yu X., Cui F. Hydroxyapatite/collagen composite materials formation in simulated body fluid environment // Mater. Let. 2004. V. 58, № 5. P. 719-722. 266. Kikuchi M., Matsumoto H.N., Yamada T., Koyama Y., Takakuda K., Tanaka J., Glutaraldehyde cross-linked hydroxyapatite/collagen self-organized nanocomposites // Biomaterials. 2004. V. 25, № 1. P. 63-69. 267. Комлев В.С., Баринов C.М., Фадеева И.В. Повышение прочности пористой гидроксиапатитовой керамики посредством инфильтрации полимера // Перспективные материалы. 2002. № 4. C. 65-69. 268. Komlev V.S., Barinov S.M., Rustichelli F. Strength enhancement of porous hydroxyapatite ceramics by polymer impregnation // J. Mater. Sci. Lett. 2003. № 22. p. 1215-1217. 269. Саврук М.П. Коэффициенты интенсивности напряжений в телах с трещинами. – К.: Наукова Думка, 1988. – 28 с. 270. Tanner K.E., Bonfield, W. Biomaterials a new generation // Materials World. 1997. V.5, № 1. p.18-20. 271. Kang H., Tabata Y., Ikada Y. Fabrication of porous gelatin scaffolds for tissue engineering // Biomaterials. 1999. V. 20. P. 1339-1344. 272. Brown W.E., Chow L.C. "Dental restorative cement pastes". U.S.A. Patent 4,518,430 (1985). 273. Friedman C.D., Costantino P.D., Takagi S., Chow L.C. BoneSourceTM hydroxyapatite cement: a novel biomaterial for craniofacial skeletal tissue engineering and reconstruction // J. Biomed. Mater. Res. (Appl. Biomater.). 1998. V. 43. P. 428-432. 274. Yuasa T., Miyamoto Y., Ishikawa K., Takechi M., Nagayama M., Suzuki K. In vitro resorption of three apatite cements with osteoclasts // J. Biomed. Mater. Res. (Appl. Biomater.). 2001. V. 54. P. 344-350. 275. Frankenburg E.P., Goldstein S.A., Bauer T.W., Harris S.A., Poser R.D. Biomechanical and histological evaluation of a calcium phosphate cement // J. Bone Joint Surgery. 1998. V. 80A. P. 1112-1124. 276. Costantino P.D., Friedman C.D., Jones K., Chow L.C., Pelzer H.J., Sisson G.A. Hydroxyapatite cement // Archives of Otolaryngology - Head and Neck Surgery. 1991. V. 117. P. 379-384. 277. Komath M., Varma H.K., Sivakumar R. On the development of an apatitic calcium phosphate bone cement // Bull. Mater. Sci. 2000. V. 23. P. 135-140.
278. Schmitz J.P., Hollinger J.O., Milam S.B. Reconstruction of bone using calcium phosphate bone cements: a critical review // J. Oral and Maxillofacial Surgery. 1999. V. 57. P. 1122-1126. 279. Driessens F., DeMayer E., Fernandez E. Amorphous calcium phosphate cements and their transformation into calcium deficient hydroxyapatite // Biomaterials. 1996. V. 9. P. 231-234.
280. Красный Б.Л. Функциональные материалы на основе фосфатных связующих. СПб: Янус, 2002 - 122 с. 281. Копейкин В.А., Климентьева В.С., Красный Б.Л. Огнеупорные растворы на фосфатных связующих. М.: Металлургия, 1986. - 102 с. 282. Копейкин В.А., Петрова А.П, Рашкован И.Л. Материалы на основе металлофосфатов. М.: Химия, 1976 - 152 с 283. Gross K.A., Berndt C. Biomedical applications of apatites / in Phosphates: geochemical, geobiological and materials importance. Reviews in mineralogy and geochemistry, edts M.J. Kohn, J. Rakovan, L.M.Hughes. 2002. V. 48. P. 631-673. 284. Bohner M. Physical and chemical aspects of calcium phosphates used in spinal surgery // Eur. Spine J. 2001. V. 10. P. 114-121. 285. Rodriguez-Lorenzo L.M., Vallet-Regi M Controlled crystallization of calcium phosphate apatites // Chem. Mater. 2000. V. 12. P. 2460-2465. 286. Fernandez E., Planell J.A., Best S.M. Precipitation of carbonated apatite in the cement system Ca3(PO4)2-Ca(H2PO4)2-CaCO3 // J. Biomed. Mater. Res. 1999. V. 47. P. 466-471. 287. Miyatomo Y., Toh T., Ishikawa K., Yuasa T et al. Effect of added NaHCO3 on the basic properties of apatite cement // J. Biomed. Mater. Res. 2001. V. 54. P. 311-319. 288. Liu Ch., Shen W., Gu Y., Hu L. Mechanism of the hardening process for a hydroxyapatite cement // J. Biomed. Mater. Res. 1997. V. 35. P. 75-80. 289. Kenny S.M., Burggy M. Bone cements and fillers: a review // J. Mater. Sci. Mater. Med. 2003. V.14. P. 923-938. 290. TenHuisen K. S., Brown P.W. Variations in solution chemistry during calcium deficient and stoichiometric hydroxyapatite formation from CaHPO4·2H2O and Ca4(PO4)2O // J. Biomed. Mater. Res. 1997. V. 36. P. 233-241. 291. Serraj S., Michaïlesco P., Margerit J., Bernard B. et al. Study of a hydroulic calcium phosphate cement // J. Mater. Sci. Mater. Med. 2002. V. 13. P. 125-131. 292. Takagi S., Chow L.C., Ishikawa K. Formation of hydroxyapatite in new calcium phosphate cement // Biomaterials. 1998. V. 18. P. 125-131. 293. Fadeeva I.V., Barinov S.M., Komlev V.S., Fedotov D.A. et al. Apatite formation in the reaction-setting mixture of Ca(OH)2 - KH2PO4 system // J. Biomed. Mater. Res. 2004. V. 70A, N 2. P. 303-308. 294. Lemaître J., Mirtchi A., Mortier A. Calcium phosphate cements for medical use: state of art and perspectives of development // Silicates Ind. 1987. V. 9-10. P. 141-146. 295. Bohner M., Lemaître J., Ring T. Hydraulic properties of tricalcium phosphate - phosphoric acid - water mixtures / in: Third Euro-Ceramics, edt. P.Duran, J.Fernandez. Castellon: Faenza Ed. Iberica. 1993. 296. Constanz B., Barr B., Ison I. Histological, chemical and crystallographic analysis of four calcium phosphate cements in different rabbit osseous sites // J. Biomed. Mater. Res. Part B: Appl. Biomat. 1998. V. 43. P. 451-461. 297. Bermudez O., Boltong M.G., Driessens F.C.M., Planell J.A. Development of some calcium phosphates from combinations of α-TCP, MCPM and CaO // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1994. V. 5. P. 160-163. 298. Driessens F.C.M., Boltong M.G., Bermudez O., Planell J.A. Formulations and setting times of some calcium orthophosphate cements: a pilot study // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1993. V. 4. P. 503-508. 299. Driessens F.C.M., Boltong M.G., Bermudez O., Planell J.A., Ginebra M.P., Fernandez E. Effective formulations for the preparation of calcium phosphate bone cements // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1994. V. 5. P. 164-170. 300. Bohner M., Van Landuyt P., Merkle H., Lemaître J. Composition effects on the pH of a hydraulic calcium phosphate cement // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1997. V. 8. P. 675-681. 301. Nilsson M., Wielanek L., Wang J.-S., Tanner K. et al. Factors influencing the compressive strength of an injectable calcium sulphate - hydroxyapatite cement // J. Mater. Sci. Mater. Med. 2003. V. 14. P. 399-404. 302. Yu D., Wong J., Matsuda Y., Fox J. et al. Self-setting hydroxyapatite cement: a novel skeletal drug-delivery system for antibiotics // J. Pharm. Sci. 1992. V. 81, N 6. P. 529-531. 303. Takagi S., Chow L. Formation of macropores in calcium-phosphate cement implants // J. Dent. Res. SI. 1995. V. 74. P. 559. 304. Yoshikawa Y., Suwa H., Ohgushi S., Tamai K., Ichijima K. Self setting hydroxyapatite cement as a carrier for bone-forming cells // Biomed. Mater. Eng. 1999. V. 6. P. 345–351. 305. Barralet J.E., Grover L., Gaunt T., Wright A.J., Gibson I. R. Preparation of macroporous calcium phosphate cement tissue engineering scaffolds // Biomaterials. 2002. V. 23. P. 3063-3072 306. Xu H.H.K., Quinn J.B. Calcium phosphate cement containing resorbable fibers for short-term reinforcement and macroporosity // Biomaterials. 2002. V. 23. P. 193-202. 307. Gbureck U., Barralet J.E., Spatz K., Grover L.M. et al. Ionic modification of calcium phosphate cement viscosity. Part I: hypodermic injection and strength improvement of apatite cement // Biomaterials. 2004. V. 25. P. 2187-2195. 308. Barralet J.E., Grover L.M., Gbureck U. Ionic modification of calcium phosphate cement viscosity. Part II: hypodermic injection and strength improvement of brushite cement // Biomaterials. 2004. V. 25. P. 2197-2203. 309. Fajishiro Y., Takahashi K., Sato T. Preparation and compressive strength of -tricalcium phosphate/gelatin gel composite cement // J. Biomed. Mater. Res. 2001. V.54. P. 525-530. 310. Bigi A., Bracci B., Panzavolta S. Effect of added gelatin on the properties of calcium phosphate cement // Biomaterials. 2004. V. 25. P. 2893-2899. 311. Durucan C., Brown P.W. Reactivity of alpha-tricalcium phosphate // J. Mater. Sci. 2002. V. 37. P. 963-969. 312. Leroux L., Hatim Z., Freche M., Lacout J.L. Effects of various adjuvants (lactic acid, glycerol and chitosan) on the injectability of a calcium phosphate cement // Bone. 1999. V. 25, № 2. P. 31-34. 313. Gbureck U., Dembski S., Thull R., Barralet J.E. Factors influencing calcium phosphate cement shelf-life // Biomaterials. 2005. V. 26. P. 3691-3697. 314. Ikenaga M., Hardouin P., Lemaître J., Andrianjavoto H. et al. Biomechanical characterization of a biodegradable calcium phosphate hydraulic cement: A comparison with porous biphasic calcium phosphate ceramics // J. Biomed. Mater. Res. 1998. V. 40. P. 139-144. 315. Ooms E.M., Wolke J.G.C., ven der Waerden J.P.C.M., Jansen J.A. Trabecular bone response to injectable calcium phosphate (Ca-P) cement // J. Biomed. Mater. Res. 2002. V. 61. P. 9-18. 316. Yuan H., Li Y., de Bruijn J.D., de Groot K. et al. Tissue responses of calcium phosphate cement: a study in dogs // Biomaterials. 2000. V. 21. P. 1283-1290.
317. Hidaka N., Yamano Y., Kadoya Y., Nishimura N. // Calcium phosphate bone cement for treatment of distal radius fractures: a preliminary report // J. Orthop. Sci. 2002. V. 7. P. 182-187. 318. Park E., Condrate R.A., Lee D., Kociba K., Gallagher P.K. Characterization of hydroxyapatite before and after plasma spraying // J. Mater. Sci. Mater. Med. 2002. V.13. № 2. P. 211-218.
319. Black J. Systemic effects of biomaterials // Biomaterials. 1984. V. 5, № 1. p. 11-18. 320. Liu D.M., Yang Q, Troszynski T. In vitro forming of calcium phosphate layer on sol-gel hydroxyapatite-coated metal substrates // J. Mater. Sci. Mater. Med. 2002. v. 13, № 10. p. 965-972. 321. Большаков Г.Н., Батрак И.К., Миронов А.Н. Плазменная технология в практической ортопедической стоматологии. Сообщение 1. Стоматология, 1995, №2. с.61-64. 322. Williams D.F. The science and application of biomaterials. Advances in Materials Technology Monitor, 1994, v. 1, N 2, p. 1-38. 323. Фролов А.Г., Триандафиллидис С., Новиков С.В. Экспериментальное изучение тканевой совместимости титановых имплантантов, покрытых гидроксилапатитом и окисью алюминия путем плазменного напыления. Стоматология, 1995, №3, с.9-11. 324. Tamari N., Mouri M. Kondo J. Electrochemical plating of HA coating on titanium // J. Ceram. Soc. Jap. 1987. V. 95, № 8. P.806-809. 325. Кудинов В.В., Бобров Г.В. Нанесение покрытий напылением. Теория, технология и оборудование. -М.: Металлургия. 1992. -187 с. 326. Лясников В.Н., Серянов Ю.В., Протасова Н.В., Мазанов К.В Формирование равномерной пористой структуры титановых и гидроксиапатитовых покрытий на дентальных имплантатах при ультразвуковом плазменном напылении // Клиническая имплантология и стоматология. 2000. № 3-4 (13-14). С. 114-118. 327. Kim T.N, Feng Q.L, Luo Z.S., Cui F.Z, and Kim J.O. Highly adgesive hydroxyapatite coatings on aluminia substrates prepared by ion-beam assisted deposition // Surf. Coat. Technol. 1998. v. 99, № 1-2. p. 20-23. 328. Luo Z.S., Cui F.Z., Feng Q.L. In vitro and in vivo evaluation of degradability of gydroxy apatite coatings synthesized by ion-beam assisted deposition // Surf. Coat. Technol. 2000. v. 131, № 1-3. p. 192-195. 329. Алимпиев С.С., Антонов Е.Н., Баграташвили В.Н., Воложин А.И., Докторов А.А., Ковалев И.В., Лиханов В.Н., Никифоров С.М., Попов В.К., Соболь Е.Н. Нанесение биосовместимых покрытий лазерным осаждением // Стоматология. 1996. № 5. с. 64-67. 330. Лясников В.Н., Верещагина Л.А Изменение фазового состава и адгезионных свойств гидроксилапатитовых покрытий на стоматологических имплантантах. Саратовский госуниверситет, специальный выпуск, 1998. 331. Fazan F., Marquis P.M. Dissolution behavior of plasma-sprayed hydroxyapatite coating // J. Mater. Sci. Mater. Med. 2000. V. 11. P. 787-793. 332. Park E., Condrate R.A., Hoeltzer D.T., Fischman G.S. Interfacial characterization of plasma-spray coated calcium phosphate on Ti-6Al-4V // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1998. V.9, № 11. P. 643-649. 333. Бочкарев В.Ф., Баринов С.М., Наумов В.В., Горячев А.А и др. Формирование двухслойного гидроксиапатитового покрытия на титановой подложке // Перспективные материалы. 2003. №6. С.55-60 334. Наумов В.В. , Бочкарев В.Ф, Трушин О.С., Горячев А.А. Получение пленок фианита на кремниевой подложке // Неорг. материалы. 1998. т. 34, № 1. с. 57-61. 335. Наумов В.В. , Бочкарев В.Ф., Горячев А.А, Хасанов Э.Г., Лебедев А.А, Куницын А.С. Исследование влияния низкоэнергетичной ионной стимуляции на плотность и кристаллическую структуру тонких пленок // ЖТФ. 2001. т. 71, № 8. с. 92-97. 336. García-Sanz F.J., Mayor M.B., Arias J.L., Pou J., León B., Pérez-Amor M. Hydroxyapatite coatings: a comparative study between plasma-spray and pulsed laser deposition techniques // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1997. V.8. P. 861-865. 337. Ferro D., Barinov S.M., Rau J.V., Teghil R., Latini A. Calcium phosphate and fluorinated calcium phosphate coatings deposited on titanium by Nd:YAG laser at a high fluence // Biomaterials. 2005. V. 26. P. 805-812. 338. Antonov E.N., Bagratashvili V.N., Sobol E.N., Smith R., Howdle S.M. Excimer laser deposition of apatite at room temperature on titanium substrate // J. Phys. IV. 1994. V. 4. P. C4-183-C-4-186. 339. Antonov E.N., Bagratashvili V.N., Ball M., Downes S., Grant D.M., Howdle S.M. et al. Influence of target density on properties of laser deposited calcium phosphate coatings // Key Eng. Mater. 2001. V.192-195. P. 107-110. 340. Teghil R., D'Alessio L., Ferro D., Barinov S.M. Hardness of bioactive glass film deposited on titanium alloy by pulsed laser ablation // J. Mater. Sci. Lett. 2002. V. 21. P. 379-382. 341. Korsunsky A.M., McGurk M.R., Bull S.J., Page T.F. On the hardness of coated systems // Surf. Coat. Technol. 1998. V. 99. P. 171-183. 342. Jönsson B., Hogmark S. Hardness measurement of thin solid films // Thin Solid Films. 1984. V. 114. P. 257-263. 343. Barinov S.M., Ferro D., Bartuli C., D'Alessio L. Hardness of hafnium carbide films deposited on silicon by pulsed laser ablation // J. Mater. Sci. Lett. 2001. V. 20. P. 1485-1487. 344. Iost A., Bigot R. Hardness of coatings // Surf. Coat. Technol. 1996. V. 80. P. 117-120. 345. Iost A., Bigot R. Indentation size effect: reality or artefact? // J. Mater. Sci. 1996. V. 31. P. 3573-3577. 346. De Maria G., Ferro D., D'Alessio L., Teghil R., Barinov S.M. Hardness of titanium carbide films deposited on silicon by pulsed laser ablation // J. Mater. Sci. 2001. V. 36. P. 929-934. 347. Ferro D., Scandurra R., Latini A., Rau J.V., Barinov S.M. Hardness of electron beam deposited titanium carbide films on titanium substrate // J. Mater. Sci. 2004. V. 39. P. 329-330. 348. Andrievski R.A. Superhard materials based on nanostructured high-melting point compounds: achievements and perspectives // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 2001. V. 19. P. 447-452. 349. Nelea V., PelletierH., Iliescu M., Wreckmann M., Leon B. et al. Calcium phosphate thin films processing by pulsed laser deposition and in situ assisted ultraviolet pulsed laser deposition // J. Mater. Sci. Mater. Med. 2002. V. 13. P. 1167-1173. 350. Fernánsez-Pradas J.M., Clėries L., Sardin G., Morenza J.L. Hydroxyapatite coatings grown by pulsed laser deposition with a beam of 355 nm wavelength // J. Mater. Res. 1999. V. 14. P. 4715-4719. 351. Hamdi M., Ektessabi A.M. Electron beam deposition of thin bioceramic film for biomedical implants // Thin Solid Films. 2001. V. 398-399. P. 385-390. 352. Miyazaki T., Kim H.-M., Kukubo T., Miyaji F. et al. Effect of thermal treatment on apatite-forming ability of NaOH-treated tantalum metal // J. Mater. Sci. Mater. Med. 2001. V. 12, N 8. P. 683-687. 353. De Andrade M.C., Sader M.S., Filgueiras M.R.T., Ogasawara T. Microstructure of ceramic coating on titanium surface as a result of hydrothermal treatment // J. Mater. Sci. Mater. Med. 2000. V.11, N 11. P. 751-755.
354. Wei M., Ruys A.J., Swain M.V., Kim S.H. et al. Interfacial bond strength of electrophoretically deposited hydroxyapatite coatings on metals // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1999. V.10, N7. P. 401-409. 355. Huang L.-E., Xu K.-W., Lu J. A study of the process and kinetics of electrochemical deposition and the hydrothermal synthesis of hydroxyapatite coatings // J. Mater. Sci. Mater. Med. 2000. V.11, N 11. P. 667-673.
356. Ducheyene P., Qui Q. Bioactive ceramics: the effect of surface reactivity on bone formation and bone cell function // Biomaterials. 1999. V.20. P. 2287-2303. 357. Ducheyene P., Beight J., Cuckler J., Evans B., Radin S. Effect of calcium-phosphate coating characteristics on early post-operative bone tissue ingrowth // Biomaterials. 1990. V. 11. P. 531-540. 358. Maxian S.H., Zawadski J.P., Dunn M.G. In vitro evaluation of amorphous calcium-phosphate and poorly crystallized hydroxyapatite coatings on titanium implants // J. Biomed. Mater. Res. 1993. V. 27. P. 11-117. 359. Radin S.R., Ducheyene P. The effect of calcium phosphate ceramic composition and structure on in vitro behavior. II. Precipitation // J. Biomed. Mater. Res. 1993. V. 27. P. 35-45. 360. Blair H.C., Teitelbaum S.L., Tan H.-L., Koziol C.M., Schlesinger P.H. Passive chloride permeability charge coupled to H+-ATPase of avian osteoclast ruffled membrane // Am. J. Physiol. 1991. V. 29. P.1315-1324. 361. Termine J.D., Eanes E.D., Conn K.M. Phosphoprotein modulation of apatite crystallization // Calcif. Tissue Int. 1980. V. 31. P. 247-251. 362. Flade K., Lau C., Mertig M., Pompe W. Osteocalcin-controlled dissolution-reprecipitation of calcium phosphate under biomimetic conditions // Chem. Mater. 2001. V. 13. P. 3596-3602. 363. Combes C., Ray C. Adsorption of proteins and calcium phosphate materials bioactivity // Biomaterials. 2002. V. 23. P. 2817-2823. 364. Jones J.R., Hench L.L. Regeneration of trabecular bone using porous ceramics // Current Opinion in Solid State & Mater. Sci. 2003. V. 7. P. 301-307. 365. Niwa M., Sato T. Polishing and whitening properties of toothpaste containing hydroxyapatite // J. Mater. Sci. Mater. Med. 2001. V. 21, № 3. P. 277-281. 366. Воложин А.И., Агапов В.С., Курдюмов С.Г. и др. Остеопластическая эффективность различных форм гидроксиапатита по данным экспериментально-морфологического исследования // Стоматология. 2000. Т.79, №3. С. 4-6. 367. Никитин А.А., Пьянзин В.И., Хлесткин Ю.Л., Курдюмов С.Г. и др. Опыт практического применения препаратов на основе гидроксиапатита при эндооссальной имплантации // Новое в стоматологии. 1997. №6. С. 20. 368. Aoki H., Aoki H., Kutsuno T., Li W., Niwa M. An in vivo study of the reaction of hydroxyapatite-sol injected into blood // J. Mater. Sci. Mater. Med. 2000. V. 11, № 2. P. 67-72. 369. Rivera-Muños E., Diaz J.R., Rogelio Rodriguez J., Brostow W. et al. Hydroxyapatite spheres with controlled porosity for eye ball prosthesis: processing and characterization // J. Mater. Sci. Mater. Med. 2001. V. 20, № 4. P. 305-312. 370. Kawai N., Niwa S., Sato M., Sato Y. et al. Bone formation by cells from femurs cultured among three-dimentionally arranged hydroxyapatite granules // J. Biomed. Mater. Res. 1997 V. 37. P. 1-8. 371. Сергеева Н.С., Решетов И.В., Свиридова И.К., Баринов С.М. и др. Использование аутологичных мезенхимальных стволовых клеток крысы для замещения костного дефекта // Цитология. 2004. Т.46. С. 941. 372. Комлев В.С., Баринов С.М. Костные ткани «ремонтирует» керамика // Наука в России. 2005. № 1. С. 27-30. 373. Курдюмов С.Г. Гидроксиапол и Колапол: применение в стоматологической и хирургической практике // Воен.-мед журнал. 1997. Т. 318, № 6. С. 48.