автореферат диссертации по химической технологии, 05.17.11, диссертация на тему:Формирование микроструктуры и свойств фторгидроксиапатитовой керамики

На правах рукописи

Туманов Сергей Викторович

ФОРМИРОВАНИЕ МИКРОСТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ ФТОРГИДРОКСИАПАТИТОВОЙ КЕРАМИКИ

Специальность 05.17.11 - Технология силикатных и тугоплавких неметаллических материалов.

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание учёной степени кандидата технических наук

Москва - 2004

Работа выполнена в лаборатории керамических композиционных материалов Института физико-химических проблем керамических материалов РАН.

Научный руководитель: доктор технических наук, профессор,

заслуженный деятель науки Российской Федерации Баринов Сергей Миронович.

Официальные оппоненты: доктор технических наук

Суздальцев Евгений Иванович

кандидат технических наук, доцент Строганова Елена Евгеньевна

Ведущая организация: Институт химии твёрдого тела

Уральского Отделения РАН

Зашита диссертации состоится " ОКГЛ^^ 2004 г. в " 11 " час. На заседании специализированного совета № К002.101.01 в Институте физико-химических проблем керамических материалов РАН. Адрес института: 119361, г. Москва, ул. Озёрная, Д. 48.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Института физико-химических проблем керамических материалов.

Автореферат разослан

" { " сентх£р\2004 г.

Учбный секретарь специализированного совета

!фя. Тельвова ГБУ

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Разработка керамических материалов, предназначенных для реконструкции костных тканей взамен широко используемых в настоящее время аллогенных и аутогенных материалов, является одной из наиболее актуальных проблем наук о материалах. Значительные успехи достигнуты в области создания материалов на основе ортофосфатов кальция и, особенно, гидроксиалатита кальция - Саю(Р04)б(0Н)2 (ГА). Большой вклад в развитие данного направления внесён отечественными (В.П. Орловский, П.Д. Саркисов, Ю.Д. Третьяков, И.А. Мелихов, В.П. Комаров, Е.С. Лукин, Б.С. Черепанов, А.В. Карлов и др.) и зарубежными (X. Рей, В. Бонфилд, Ф. Дриессенс и др.) учёными. Очевидна необходимость дальнейших исследований, направленных на разработку материалов с регулируемым биологическим поведением.

Минеральная составляющая костной ткани представлена апатитом кальция с изоморфным замещением ряда катионов и анионов, которые играют важную роль в её физиологии. Изоморфное замещение части гидрокси-групп на ионы фтора снижает скорость резорбции апатита кальция, поэтому в последнее время усилия исследователей направлены на создание керамических материалов и покрытий из фторгидроксиапатита кальция — Саю(Р04)б(0Н)2.,1рх (ФГА). Несмотря на существенные достижения в этой области, имеется ещё ряд открытых, нерешённых задач в оптимизации технологии ФГА-керамики и её свойств в зависимости от состава, технологической предыстории и микроструктуры. Не выяснены имеющие фундаментальное значение вопросы взаимодействия - ГА с фторапатитом кальция - при высоких

температурах. Не существует однозначного мнения о влиянии замещения фтором гидрокси-групп на биологическое поведение ФГА.

Данная работа направлена на исследование технологических аспектов создания фторгидроксиапатитовой пористой и плотно спеченной керамики, используя в качестве базового подход, основанный на регулировании состава продукта смешением дозированных количеств ГА и ФА, что позволило бы обеспечить простой и прецизионный контроль состава керамики. При этом возникает необходимость решения ряда конкретных задач, в том числе выявление особенностей химического взаимодействия ФА с ГА при термических обработках, а также установление влияния ФА на спекание ГА, формирование структуры и свойств керамики.

Цель работы. В соответствии с изложенным, целью данной работы являлось исследование технологии ФГА-керамики и изучение взаимосвязи между её составом, технологией, микроструктурой и механическими с^ДстващГ""^ ц дд ^ 11 ^—I

I библиотека I

I ¿чм?!

Для достижения указанной цели в работе решались следующие основные задачи:

1. Изучение спекания ГА и интенсификации уплотнения при спекании ГА-керамики за счёт введения активирующей добавки; влияние добавки на параметры микроструктуры и механические свойства керамики.

2. Изучение влияния ФГА и ФА на формирование фазового состава, микроструктуры и механических свойств керамики на основе ГА.

3. Исследование процесса взаимодействия ГА и ФА при высоких температурах.

4. Исследование микроструктуры и свойств керамики из порошка ФГА.

5. Изготовление на основе установленных оптимальных режимов лабораторных партий различных по составу и микроструктуре материалов и проведение сравнительных испытаний для прогнозирования их поведения in vivo в организме человека.

Научная новизна, полученных в работе результатов состоит в следующем:

1. Установлено, что как ФГА минерального происхождения, так и ультрадисперсный синтетический ФА ухудшают процесс спекания и способствуют дестабилизации ГА, приводя к его термическому разложению с образованием трёхкальциевого фосфата при более низких температурах и соответствующему снижению механических свойств.

2. Установлено образование ограниченного ряда твёрдых растворов ФА в ГА (до 10 масс. % ФА) в интервале температур 1150-1300°С и выявлены ранее неизвестные особенности немонотонного изменения параметров решётки твёрдых растворов в зависимости от температуры при термической обработке.

3. Доказано положительное влияние частичного замещения гидрокси-групп (до 10%) ионами фтора на устойчивость керамики к замедленному разрушению в модельных жидкостях организма; установлено, что введение фтора в указанных пределах не оказывает отрицательного влияния на жизнеспособность остеогенных клеток и не вызывает отрицательных реакций в тестах in vivo.

Практическая ценность работы состоит в следующем:

1. Установлена возможность снижения температуры спекания на 50°С и повышения прочности на 20% апатитовой керамики посредством введения 2 масс. % фосфата натрия, активирующего спекание с участием жидкой фазы.

2. Установлены технологические условия изготовления ФГА-керамики с регулируемой пористостью как из смесей порошков ГА и ФА, так и из

синтезированного порошка ФГА. 3. Созданы материалы из ФГА, проведены их биологические исследования, позволяющие рекомендовать их для конкретных клинических применений в ортопедической стоматологии и реконструктивно-пластической костной хирургии.

В работе на защиту выносятся следующие положения:

1. Технологические условия изготовления ФГА-материалов с регулируемой пористостью.

2. Результаты изучения взаимодействия между ГА и ФА.

3. Результаты исследования влияния ФА на механические свойства, поведение in vitro и in vivo керамики на основе ГА.

Апробация работы. Материалы диссертации доложены на:

• Международной конференции "Керамика, клетки, ткани", Фаэнца, Италия, 2001 г.

• 5ой Всероссийской научно-практической конференции "Керамические материалы: производство и применение" Москва, Россия, 27-30 мая 2003 г.

• Международной конференции "Фрактография перспективной керамики", Стара Лесна, Словакия, 2004 г.

• Международных совещаниях по проекту ИНКО Коперникус 1С 15-СТ98-0816 в Москве (1999,2000 г.г.) и Реймсе (2000г.)

Работа выполнена в соответствии с тематическим планом НИР Института физико-химических проблем керамических материалов РАН, программой фундаментальных исследований ОХНМ РАН "Создание новых металлических, керамических, стекло-полимерных и композиционных материалов", ФЦНТП Минпромнауки РФ "Перспективные материалы" и поддержана проектом РФФИ 03-03-32230, Международным проектом ИНКО Коперникус 1С 15-СТ98-0816 и грантом Правительства Москвы №ГА-23/02.

Публикации. Основные положения работы опубликованы в 7 публикациях.

Объбм работы. Диссертация содержит 132 страницы в том числе 14 таблиц, 49 рисунков, список литературы, включающий 132 наименований. Диссертация состоит из введения, 5 глав, заключения, общих выводов, библиографического списка и приложений.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность проблемы совершенствования технологии и свойств ФГА-керамики.

В первой главе дан аналитический обзор литературы по ГА и его замещённым формам, в частности ФГА. Приведены сведения о биоматериалах, применяемых в ортопедической стоматологии и реконструктивно-пластической костной < хирургии, описаны структура и свойства биологической костной ткани. Описаны структура и свойства ГА и его замещённых форм, методы синтеза ГА, ФА и ФГА. Рассмотрены физико-химические параметры. процесса спекания керамики на основе ГА, а также особенности технологии и области применения различных материалов на основе ГА, ФА и ФГА (плотная, пористая керамика, гранулы, композиционные материалы). Обозначены возможные направления дальнейшего развития, исследований и технологических разработок в создании замещённых апатитов и материалов на их основе. На основании литературного обзора сформулированы цели и задачи исследования.

Во- второй главе обоснован выбор материалов для исследования, приведены сведения по исходным реагентам. Описаны методики измерения удельной поверхности, открытой пористости, линейной усадки, плотности, прочности, трещиностойкости, испытаний на динамическую усталость в различных средах, анализа микроструктуры и морфологии материалов. Приведены сведения по методам исследования биологических свойств керамики.

В работе использовали следующие реагенты: гидроксид кальция — Са(ОН)г (ЧДа), гидрофосфат аммония — (МНд^НРС^ (хч), фторид калия - KF (хч), фосфат натрия -

№ЗРС>4 (осч).

Смешение и помол порошков проводили в планетарной мельнице марки ПЦМ-50, с использованием тефлоновых барабанов и корундовых размольных тел в этаноле. Образцы в виде балочек и таблеток формовали на электрогидравлическом прессе марки МС-100 в стальных прессформах. Прессовки обжигали при температурах изотермической выдержки в течение 120 мин в камерной печи сопротивления марки СНОЛ-12/16-И2 (хромит-лантановые нагреватели) в атмосфере воздуха.

Оптические показатели преломления определяли на оптическом поляризационном микроскопе БИОЛАМ в проходящем свете в иммерсионных препаратах.

Рентгенофазовый анализ проводили на дифрактометре ДРОН-3 по методу Дебая-Шерера с использованием монохроматического излучения Сико с никелевым фильтром. При определении количественного содержания фаз учитывали интегральную интенсивность нескольких аналитических пиков. Относительная погрешность определения количества выбранной фазы составляла ± 3 %. Идентификацию фаз осуществляли путём сопоставления экспериментально определённых значений межшюскостных расстояний и относительных интенсивностей с данными, приведёнными в картотеке JCPDSICDD.

С целью изучения образования твёрдых растворов в смесях ГА-ФА выполняли расчет периодов элементарной ячейки по осям а и с а также её объёма V. В связи с тем, что смещение пиков при введении в ГА малых концентраций ФА было незначительным, особое - внимание приобретало максимально возможное снижение систематических ошибок, связанных с пробоподготовкой и съёмкой образцов. Съёмка образцов осуществлялась при скорости движения счётчика 0,5 /мин. в интервале углов (20)50-55°.

Межплоскостные расстояния рассчитывали по центру тяжести аналитических пиков из усреднённой информации по каждому пику, полученной на основании 3-5 независимых перенабивок и съёмок для каждого образца.

Точность в определении периодов аис гексагональной ячейки составляет:!: 0,0006 А, а при определении объёма элементарной ячейки

Удельную поверхность измеряли методом БЭТ низкотемпературной адсорбцией азота на приборе AUTOSORB-1 (Quantachrome Corp.)

Непрерывную усадку в процессе спекания измеряли на дилатометре Adamcl Lhomargy (Division d'Instruments S.A.) при непрерывном нагреве в интервале 20 - 1300°С со скоростью подъёма температуры 4 °С/мин (без изотермической выдержки), а также после нагрева с изотермической выдержкой при температурах от 1100 до 1350°С с интервалом 50°С. В последнем случае скорость нагрева составила 4 °С/мин, скорость охлаждения 8 °С/мин, выдержка при конечной температуре 120 мин.

Кажущуюся плотность и открытую пористость на спечённых образцах определяли методом гидростатического взвешивания образцов в дистиллированной воде.

Прочность при 3-точечном изгибе и трещиностойкость по методу SENB измеряли на испытательной машине UTS-100 (Testsysteme GmbH) в соответствии со стандартом ASTMC 1161.

Микротвёрдость по Виккерсу спечённых керамических образцов определяли на приборе ПМТ-3 при нагрузке на инденторе от 20 до 100 г, в зависимости от плотности материала.

Элементный анализ проводили методом лазерной масс-спектрометрии - на анализаторе ЭМАЛ-2. Микроструктуру образцов исследовали при помощи сканирующего электронного микроскопа JSM-35-CF (Jeol Corp.) Проводили локальный рентгеновский энергодисперсионный анализ распределения фтора на приборе LEO 1450 (Carl Zeiss).

ИК-спектры снимали на спектрометре Specord-75. Образцы готовили прессованием таблеток из смеси КВг и 1 масс. % изучаемого вещества. Спектры снимали в диапазоне 400-4000 См 1 при шаге сканирования 4 см"'.

Образцы ФГА- и ГА-керамики подвергали испытаниям на динамическую усталость на установке UTS-100 с жесткой системой нагружения при скоростях деформирования от 0,02 до 20 мм/мин в трех средах: на воздухе с относительной влажностью около 60%, в дистиллированной воде и в синтетической слюне состава (г/л):

Испытания проводили при комнатной температуре в условиях 3-точечного изгиба при расстоянии между внешними опорами нагружающего устройства 20 мм. Получали зависимости разрушающего напряжения от скорости деформации которые рассчитывали согласно известным соотношениям теории упругости. Проводили статистический анализ результатов прочностных испытаний, используя двухпараметрическое представление функции Вейбулла статистического распределения прочности:

(1)

и эстиматор вида - вероятность разрушения i-ro образца из выборки

размером N; V/Vo - относительный напряженный объем в образце; 0<> - нормирующий множитель; m - модуль функции Вейбулла, характеризующий степень однородности распределения прочности.

Процесс коррозии под напряжением - многостадийный, однако долговечность материала под нагрузкой определяется, в основном, первой стадией процесса, на которой скорость докритического подрастания трещины лимитируется скоростями химических реакций, происходящих в области вершины трещины при взаимодействии испытуемого материала с окружающей средой. Скорость распространения трещины v на этой стадии зависит от коэффициента К интенсивности напряжений согласно степенному соотношению:

P=l-exp[-(V/VoXa/oo)m]

v = AK"

(2)

где v - скорость распространения трещины; А - коэффициент; К - коэффициент интенсивности напряжений; п - показатель, характеризующий чувствительность материала к замедленному разрушению.

Значение п может быть рассчитано методом линейной регрессии данных испытаний на динамическую усталость с использованием соотношения:

Iga = C + [l/(l+n)]lg£, (3)

где о - прочность при изгибе; С - некоторая постоянная; £ - скорость деформирования.

Материалы были аттестованы в Университете г. Уппсалы (Швеция) при помощи in vitro и in vivo тестов. In vitro тест - MTT тест (mitochondria enzyme activity assay) заключался в исследовании жизнеспособности и размножения остеобластоподобных клеток типа MG-63 на поверхности образцов ГА и ФГА-керамики. Содержание ФА в образцах составляло 0, 1, 2 и 10 масс. %. Клетки были выделены из остеосаркомы человека и культивированы в пробирке, содержащей ростовую среду с 10% добавкой, включающей сыворотку крови человека, L-глютамид, пеншдал-стрептомицин и фангизон. Количество клеток определяли при помощи гемацитометра. Количество живых клеток определяли спектрофотометрически по изменению- интенсивность окраски соли тетразолина.

В ходе in vivo-теста проводили исследования прототипов титановых имплантант с двухслойным покрытием ФГА, содержащим 0, 1, 2 и 10 масс. % ФА. Имплантаты вживляли в кость взрослых белых кроликов линии New Zealand и исследовали образование связи имплантата с костной тканью через 6 недель. Кроме того, исследовали поведение гранул состава ГА и ГА-10%ФА, вживлённых в мышей линии BDFlw.

В третьей главе описаны результаты исследования влияния добавки ЫазР04 (0, 1 и 2 масс. %) на спекание, микроструктуру и свойства ГА-керамики. В качестве исходного материала использовали синтезированный ГА с отношением и

соответствующими стехиометрии оптическими показателями преломления и

IV=1,644. Размер отдельных частиц составлял менее 2 мкм, размер агрегатов 10-25 мкм. После помола размер частиц порошка ГА составил до 1 мкм, размер агрегатов до 10 мкм, а удельная поверхность возросла до 4,4 м2/г. После введения д о б а з м е р

частиц модифицированных порошков ГА составил ~ 1 мкм, а их удельная поверхность 3,35-3,50 м2/г. Были приготовлены смеси TA-Na3p04 с содержанием фосфата натрия (масс. %): 1 и 2, которые формовали в виде балочек и дисков при давлении 100 МПа. Прессовки

обжигали при температурах изотермической выдержки в течение 120 мин в атмосфере воздуха по следующему режиму: нагрев до 500°С со скоростью 1 °С/мин, далее до температур изотермической выдержки (120 мин.): 1100,1150,1200,1250, 1300 и 1350°С; скорость нагрева составляла 4 °С/мин. Охлаждение образцов проводили в выключенной печи до комнатной температуры.

Из данных по непрерывной усадке в температурном интервале 200 - 1300 °С следует, что в интервале 500 - 800°С происходит термическое расширение образцов (до 0,3%). Начало усадки модифицированных составов происходит при следующих температурах: 800°С (ГА+1% ЫазРО*), 750'С (ГА+2% №зР04), по сравнению с 900°С для чистого ГА. Достижение 4%-ной усадки соответствует температурам 1230°С (ГА), 1180°С (ГА+1% КазРО«), 1040оС (ГА+2% КазРОд). Максимальную скорость усадки образцы имеют в интервалах температур: 1230 - 1300°С (ГА), 1100 - 1300°С (ГА+1% №3Р04) и 1150 - 1300°С (ГА+2% ИазРОд). Таким образом, образцы с д о б а в кМайМач ин ают спекаться раньше (на 100 - 150°С), чем ГА без добавки, но процесс уплотнения протекает медленнее, хотя величина усадки больше, и при 1300°С составляет 12,5 и 12,9%, соответственно, для составов ГА+1% ЫазРОд и ГА+2% КазРОд, против 10,5% для чистого ГА. Таким образом, добавка фосфата натрия интенсифицирует процесс уплотнения вследствие образования, по-видимому, жидкой фазы.

На рис 1 показана зависимость прочности при 3-точечном изгибе керамики в зависимости от температуры спекания в интервале 1100 - 1350°С.

С повышением температуры от 1100 до 1200°С прочность повышается и достигает максимальных значений (60 - 95 МПа) при 1200°С практически у всех составов, а затем

снижается. Прочность керамики состава 1 нарастает медленнее при спекании и достигает лишь 65 МПа при 1250°С. Это связано со сравнительно замедленным уплотнением таких образцов. Прочность составов с добавкой КазРО* более высокая и в интервале 1100 -1200°С возрастает до 85 - 95 МПа, причём с увеличением концентрации добавки значения прочности повышаются. Термообработка при -1250 - 1350°С приводит к снижению прочности образцов до практически одинаковых значений (55 - 60 МПа), что связано, по-видимому, с ростом кристаллов. В интервале температур спекания от 1100 до 1350°С средний размер кристаллов резко возрастает: для ГА от 0,5 до 8,5 мкм, для ГА+2% от 0,5 до 10,9 мкм. Таким образом, максимум на зависимости прочности от температуры спекания обусловлен конкурирующим влиянием уплотнения и роста зерна на величину прочности.

При исследовании фазового состава в зависимости от температуры обжига установлено, что во всех образцах керамики без добавок основной и единственной фазой до 1200°С является гидроксиапатит. С повышением температуры от 1100 до 1200°С основные дифракционные линии, соответствующие ГА, смещаются в сторону больших углов, а величина межплоскостных расстояний уменьшается. Фазовый состав керамики, спеченной при 1100°С, отвечает полностью фазе ГА. В интервале 1200 - 1350°С отмечено появление небольшого количества

Таким образом, установлено, что фосфат натрия эффективно способствует уплотнению керамики при спекании, позволяет понизить температуру спекания керамики на 50 °С и избежать тем самым разложения ГА при обжиге.

Оптимальный вариант процесса изготовления плотной ГА-керамики с введением добавки фосфата натрия использовали для получения плотной керамики из ФГА. При тех же условиях изготовления образцов, что и в случае ГА-керамики, достигали плотное состояние ФГА-керамики.

В четвёртой главе приведены результаты исследования влияния добавок ФА и ФГА в ГА на микроструктуру и свойства керамики.

Изучали спекание смесей порошков синтетического ГА и природного ФГА Хибинского месторождения, и свойства керамики, полученной на их основе. Исходный порошок ГА состоял из агрегатов изометричной формы размером до 150 мкм, сложенных из частиц размером 1-10 мкм при удельной поверхности около 2 м2/г. Исходный порошок природного ФГА (Саю(Р04)бРф1|б(0Н)|114 ) имел атомные соотношения Са/Р=1,66 и (по данным химического анализа), содержал частицы в основном

осколочной формы размером 5-40 мкм с удельной поверхностью менее 0,1 м2/г.

Основными примесями в ФГА являлись (в масс. %): С 0,17; № 0,90; Mg 0,24; Fe 0,50; Al 0,99; Si 1,30; К 0,20; ТС 0,26. Были приготовлены смеси ГА-ФГА с содержанием ФГА (масс. %): 0,1,2,5,10,20,50,70,90,100.-

Для полученной керамики методом рентгенофазового анализа определяли содержание а- и Р-модификаций трёхкальциевого фосфата - Саз(Р04)2 (ТКФ). Рассчитывали линейную усадку при спекании. Определяли открытую пористость, микротвёрдость и прочность при растяжении методом диаметрального сжатия цилиндрических образцов.

В другом способе получения ФГА-керамики использовали синтезированные порошки ГА и ФА с атомным соотношением Са/Р=1,67 и Са/Р=5,00. Порошок ФА состоял из частиц размером до 1 мкм с удельной поверхностью менее 13,5 м2/г. Были приготовлены смеси ГА-ФА с содержанием ФА (масс. %): 0,1,2 и 10.

Смеси подвергали одноосному формованию в стальных пресс-формах при давлениях прессования: 80, 100, 150, 200 МПа и спекали при температурах: 1150, 1200, 1250, 1300, 1350 и 1400°С. Определяли величины линейной усадки при спекании, открытой пористости, микротвердости, прочности при изгибе, а также трещиностойкости.

Кроме того, ФГА-керамику получали спеканием предварительно синтезированного порошка ФГА с 10% замещения групп ОН на ионы F. Синтез ФГА порошка проводили на основе следующей реакции:

10Са(ОН)2 + 6(НН4)2НР04 + 0.2КР => Са^О^ОН),.,,^ + 12Ш4ОН + 0.2КОН + 6Щ> (4)

При изучении изменения фазового состава керамики полученной спеканием смесей порошков синтетического ГА и природного ФГА в зависимости от концентрации исходных компонентов и температуры обжига установлено, что при нагреве до 1100 °С практически не наблюдается изменения фазового состава. Процесс разложения апатитов происходит в интервале температур 1200 - 1500°С с образованием ТКФ рис 2.а двух модификаций: гексагональной и моноклинной Следует отметить, что

активный процесс разложения апатитов происходит при температурах спекания свыше 1300°С. Количество и соотношение фаз ТКФ зависят от соотношения исходных компонентов и температуры обжига керамики.

¿г 1«

I"

• 1200 «С

ВМ00°С

41400 °С

О 1500 "С

* а о 5

2 ■ • А А

■ •

1

а.

20 4« «О ФА, масс. %

я

С

X 110®, ОС • 1200, "С ■ 1300,°С 41400, °С о 1500, °С

40 60 80 ФА, масс. %

Рис. 2 а. Зависимость суммарного (а+р) содержания ТКФ в керамике от количества природного ФГА в исходной смеси при различных температурах спекания; б. Зависимость прочности образцов при растяжении от количества природного ФГА в исходной смеси при различных температурах спекания.

Данные по прочности образцов в зависимости от их состава для различных температур обжига приведены на рис 2.6. Видно, что все кривые проходят через минимум, который сдвигается в область большего содержания ФГА со снижением температуры обжига. Такое поведение прочности согласуется с соответствующими данными по величине пористости образцов. Некоторый сдвиг минимумов значений на кривых зависимостей прочности относительно положения максимумов на кривых зависимостей для пористости объясняется наложением разупрочняющего влияния ТКФ.

Температура спекания в интервале 1200 - 1500°С оказывает существенное влияние как на соотношение о- и Р-модификаций ТКФ, так и на его общее содержание. Особенности изменения микроструктуры и прочности в зависимости от содержания ФГА и температуры обжига керамики обусловлены дестабилизирующем действием ФГА на структуру ГА, большей его термической стабильностью и худшей спекаемостью.

На следующем этапе работы исследовали микроструктуру и свойства керамики, полученной с использованием синтезированных порошков ГА и ФА. При этом степень замещения групп ОН на ионы F не превышала 10%.

Оптимальное давление прессования масс составило 150 МПа. Обжиг образцов (содержание ФА: 0, 1, 2, 10 масс. %) производили при температурах 1150, 1200, 1300, 1350, 1400°С. Установлена зависимость линейной усадки спекаемой керамики от её состава и температуры обжига (рис За): составы спекаются 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), плотность 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 збрен 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%).

Установлено (рис 36), 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 с 2 и 10% ФА имеет меньшую прочность. При температуре 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. Существенное различие в прочности материалов с разным содержанием ФА при близких значениях пористости, по-видимому, обусловлено повышением содержания ТКФ, снижающего прочность керамики, по мере увеличения количества ФА.

Рис. За, - Зависимость линейной усадки; 6. - прочности при изгибе образцов с различным содержанием синтезированного ФА в исходной смеси от температуры обжига.

Характеристики пористости керамики с содержанием ФА 0, 1, 2, 10 масс. %, обожённой при 1200°С приведены в табл. 1. Различие в данных ртутной порозиметрии и оптической микроскопии обусловлено, вероятно, наличием канальных пор, лимитирующих проникновение ртути в образец.

Таблица 1

Характеристики пористости биокерамики в системе ГА-ФА, обожжённой • при температуре 1200°С

Свойства Состав образцов •

100% ГА 99%ГА-1% ФА 99% ГА -2% ФА 99% ГА -10% ФА

Общая пористость, % 21 23 23 25

БЭТ: Удельная поверхность, м2/г Диаметр микропор, А 0,31. 20-450 0,33 20-450 0,45 20-450 0,80 20-450

Ртутная пооозиметоия: Диаметр микропор, А преобладающий, А Удельный объём микропор, см3/г Диаметр основных пор, мкм преобладающий, мкм Удельный объём пор, см3/г 40-2230 40-930 0,013 0,50-0,60 0,55 0,12 40-960 40-600 0,012 0,45-0,50 0,54 0,19 40-1860' 40-470 0,005 0,40-0,68 0,50 0,074 40-1200 40-470 0,008 0,40-0,62 0,51 0,21

Оптическая микроскопия: Диаметр пор, мкм преобладающий, мкм 0,5-3,0 1,5 0,5-3,0 2,0 0,5-3,0 2,0 0,5-4,0 2,5

Были выполнены исследования взаимодействия смесей. ГА и ФА в-процессе спекания. Исследовали ГА, смеси ГА+2%ФА, ГА+10%ФА, ГА+50%ФА и ФА. Для установления факта образования твёрдых растворов при твердофазном синтезе ФГА керамики, был выполнен расчёт параметров гексагональной решётки апатита по осям а, с и объёма V. На рис 4 а. приведены зависимости параметров решётки и объёма ячейки от содержания ФА в образцах, спечённых при разных температурах. Видно, что при фиксированной температуре наклон кривых зависимостей а и v от содержания фтора зависит от температуры спекания, при этом величины параметра решётки а и объёма элементарной ячейки V монотонно снижаются с увеличением содержания фтора, что позволяет предположить образование ограниченного ряда твёрдых растворов в системе ГА-ФА (до 50 масс. % ФА). Существование твёрдого раствора также подтверждается

сравнением ИК-спектров образцов: смеси ГА+10%ФА и той же смеси, обожжённой при 1200°С.

На рис 4 б. приведены зависимости параметров решётки и объёма ячейки от температуры спекания при фиксированном содержании ФА в исходной смеси. Параметры решётки ФА относительно слабо зависят от температуры, так как ФА является более стабильным соединением по сравнению с ГА. В отличие от ФА, зависимости о и V от температуры нагрева для чистого ГА и смесей ГА-ФА (до 10 масс. % ФА) имеют минимум в районе 1200°С. Уменьшение параметра решётки указывает на уплотнение структуры, происходящее при повышении температуры спекания. Дилагация решётки может быть вызвана: а) упорядочением и возрастанием индексов кристалличности структуры; б) эффектом дегидроксилизации; в) тенденцией к образованию оксиапатита с меньшими параметрами решётки, чем у ГА. Дальнейшее (при температуре свыше 1200°С) увеличение параметра решётки а и объёма элементарной кристаллической ячейки, вероятно, вызвано повышением нестабильности решётки ГА, связанным со структурным упорядочением ионов в решётке апатита перед её трансформацией в решётку ТКФ, сопровождающемся! снижением симметрии от гексагональной до моноклинной с большими параметрами решётки по сравнению с

таковыми у стехиометричного ГА.

По данным лазерной масс-спектроскопии содержание фтора в исходной смеси (90%ГА-10%ФА) и керамике, полученной после обжига при 1200°С, составило, соответственно 0,61 и 0,65 масс. %. Локальный рентгеновский энергодисперсионный анализ распределения фтора, проведённый в 20 точках на поверхности образца керамики полученной при обжиге на 1300°С смеси 90%ГА-10%ФА показал, что фтор присутствует в образце в количестве от 0,41 до 1,08 масс. %. При этом не было выявлено нахождения фтора в свободном состоянии. Таким образом, данные лазерной масс-спектроскопии и локального рентгеновского энергодисперсионного анализа также подтверждают образование твёрдого раствора при спекании смеси ГА-ФА.

Таким образом, спекание смесей ГА с ФА позволяет получать ФГА керамику с достаточно равномерным распределением фтора в результате образования твёрдого раствора ФА в ГА. Преимущество такой технологии состоит в простоте варьирования содержания фтора в керамике, недостаток - в снижении прочности при введении ФА.

В качестве альтернативной, была изучена технология керамики из синтезированных порошков ФГА. Синтез ФГА с 10% замещения групп ОН на ионы Р проводили путём взаимодействия эквивалентных количеств гидроксида кальция, гидрофосфата аммония и фторида калия по реакции (4). Продукт взаимодействия сушили при температуре 85 - 90°С, после чего проводили кальцинацию порошка при температуре

1000°С в течение 30 минут. Частицы конечного порошка ФГА имеют неправильную форму и размеры 2-5 мкм, объединены в агрегаты размером 25 - 50 мкм. Из ИК-спектра следует, что полученный порошок обладает структурой ФГА. Данные РФА свидетельствуют о том, что основной фазой в полученном продукте является апатит.

В табл. 2 приведены данные по прочности при 3-точечном изгибе образцов ФГА керамики со 10 % степенью замещения групп ОН на ИОНЫ Б, полученных по разным технологиям. Видно, что при использовании синтезированного ФГА (при прочих одинаковых технологических условиях получения керамики) достигается несколько большая прочность керамики, по сравнению с прочностью ФГА-керамики, изготовленной из смеси порошков ГА-10%ФА. Это можно объяснить: более высокой дисперсностью порошка ФГА; отсутствием дестабилизирующего действия ФА на ГА, характерного для спекания смесей ГА с ФА; отсутствием эффекта торможения спекания частицами ФА, которые спекаются при более высоких температурах, чем ГА.

Таблица 2

Прочность при изгибе образцов ФГА-керамики (1300°С) полученных по разным технологиям

Метод получения ФГА Размер частиц порошка, мкм Открытая пористость керамики, % Прочность при изгибе, МПа

Спекание смеси . ГА-ФА 90% МО 10% до 1 1 50±2

Спекание синтезированного порошка ФГА 2-5 ол 58±2

Преимуществом керамики из синтезированного ФГА является также равномерность распределения фтора, однако варьирование его содержания, по-видимому, проще осуществлять простым смешением порошков ГА и ФА.

В пятой главе приведены результаты испытаний ФГА-керамики in vitro и in vivo.

Для исследования влияния среды на замедленное разрушение и прочность ГА- и ФГА-керамики изготовили керамические образцы в форме балочек (Тобж=1300°С). Открытая пористость образцов составила 0,4 и 0,2% для ГА и ФГА, соответственно.

Однородность распределения прочности (значения модуля m функции Вейбулла) и, следовательно, однородность структуры образцов примерно одинакова.

Из данных по динамической усталости для ГА- и ФГА-керамики, полученных в различных средах (воздух, вода, искусственная слюна) следует, что 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 Ц. Этот размер соответствует критерию Гриффитса для перехода трещины к самопроизвольному, неконтролируемому распространению.

Средние значения прочности зависели как от состава керамики, так и от среды проведения испытаний (табл. 3). Как видно, коррозионно-активная среда снижает среднюю прочность ГА и ФГА, причём ГА более чувствителен к коррозии под напряжением (снижение прочности на 30%) по сравнению с ФГА (16%), что объясняется меньшей растворимостью последнего. Абсолютные значения п соответствуют величинам, характерным для граничной области перехода от механизма диссоциативной хемосорбции до механизма растворения

Таблица 3

Значения средней прочности а, показателя докритического роста трещины п и модуля m функции Вейбулла для образцов керамики, испытанных в разных средах

Материал Среда ст, МПа п ГП

ГА Воздух 38±2 23 6,7

Вода 27±4 11 4,5

Сиона 27±5 13 4,4

ФГА Воздух 58±2 22 -

Вода 54±3 17 6,5

Слюна 49±4 14 4,1

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.

Испытания in vitro на жизнеспособность клеточных культур проводили на керамических образцах составов: ГА, ГА-1%ФА, ГА-2%ФА, ГЛ-10%ФА и полистироле в качестве контрольного образца. Открытая пористость образцов 21 - 25 %. Количество живых клеток определяли через 1, 4, 10, 24 и 48 часов культивирования. На рис 5 представлены результаты теста.

С увеличением длительности эксперимента, количество живых клеток возрастало для всех образцов. Введение фтора в изученных количествах не сказывается отрицательно на пролиферации остеобластов. Наименьший прирост клеточной популяции имеет образец ГА-2%ФА. Вероятно, это связано с меньшей шероховатостью поверхности у данного образца в сравнение с остальными, приводящей к худшей адгезии клеток.

Проведены предварительные исследования in vivo по остеоинтеграции прототипов титановых имплантатов с двухслойными покрытиями ГА, содержащими 0, 1, 2 и 10 масс. % фторапатита, нанесенными методом плазменного напыления. Имплантаты вживляли в берцовую кость взрослых белых кроликов линии New Zealand и исследовали образование связи имплантата с костной тканью через 6 недель. Установлена остеоинтеграция имплантата посредством прорастания костной ткани в поровое пространство, причем степень остеоинтеграции не зависит (статистические данные) от содержания фторапатита в покрытии.

Испытания in vitro (фибробласты человека) и in vivo (мыши линии BDFlw), проведённые в МНИОИ им. П.А. Герцена на гранулах ФГА, также продемонстрировали биосовместимость ФГА-керамики.

Таким образом, согласно результатам испытаний in vitro и in vivo, керамика с частичным (до 10%) замещением групп ОН ионами F обладает биосовместимостью, не уступающей таковой для ГА-керамики.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

Выполнено систематическое исследование по технологии ФГА-керамики и изучена взаимосвязь между её составом, технологической предысторией, микроструктурой и механическими свойствами. На основании полученных экспериментальных данных сделаны следующие выводы.

1. Фосфат натрия эффективно способствует уплотнению керамики при спекании, его введение в количестве 2 масс. % позволяет понизить температуру спекания керамики на 50°С и избежать тем самым разложения ГА при обжиге. Зависимость прочности керамики от температуры спекания проходит через максимум, что обусловлено конкурирующим влиянием снижающейся величины пористости и увеличением размера зерна. Максимальное значение прочности 95 МПа достигнуто на керамике с 2% NajPO«.

2. Установлена немонотонность влияния введения природного ФГА в синтетический ГА в интервале 0-100 масс. % на фазовый состав, параметры микроструктуры и прочность композиционной ГА-ФГА керамики, что обусловлено дестабилизирующем действием ФГА на структуру ГА, большей его термической стабильностью и худшей спекаемостыо. Температура спекания в интервале 1200-1500°С оказывает существенное влияние как на соотношение а- и Р-модификадий ТКФ, так и на его общее содержание.

3. Введение от 1 до 10 масс. % ультрадисперсного синтетического порошка ФА к порошку ГА приводит к снижению уплотнения и механических свойств (прочности, трещиностойкости) керамики при спекании в интервале температур до 1400°С, несмотря на торможение роста зёрен ГА добавкой ФА.

4. Методами рентгеноструктурного анализа, локального рентгеновского энергодисперсионного анализа и ИК-спектроскопии доказано образование ограниченного ряда твердых растворов ФА в ГА при термической обработке смесей при температурах, по крайней мере, выше 1150°С. Впервые выявлена

немонотонность изменения параметра решётки а и объёма элементарной ячейки твёрдого раствора в зависимости от температуры (в интервале 1150 -1300°С) с минимумом в области 1200°С.

5. Спекание керамики, из порошка ФГА, полученного взаимодействием гидроксида кальция, кислого фосфата аммония и фторида калия, происходит более интенсивно по сравнению со спеканием механической смеси порошков ГА и ФА того же состава, что обеспечивает повышение прочности керамики на 15%.

6. Установлено, что ФГА-керамика обладает более высоким сопротивлением замедленному разрушению (коррозии под напряжением) в жидкостях, моделирующих жидкости организма, по сравнению с ГА-керамикой, что обусловлено меньшей её растворимостью.

7. Выявлены технологические параметры и изготовлены лабораторные партии порошков, гранул и пористой керамики. Проведённые биологические испытания in vitro (МТТ-тест на цитотоксичность) и in vivo (на кроликах линии New Zealand) продемонстрировали высокую биологическую совместимость и перспективность клинического применения ФГА-керамики и покрытий в имплантологии и реконструктивно-пластической хирургии, подтверждённую справками и актами от ИМИ РАН и МНИОИ им. ПА. Герцена.

ПУБЛИКАЦИИ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ

1. Barinov S.M., Fateeva L.V., Jigamovski B.M., Orlovski V.P., Oscarsson S., Rosengren A., Rustichelli F., Stanic V. and Tumanov S.V. Hydroxyapatite-fluorapatite ceramics: preparation and properties. // Ceramics, cells and tissues V.7. Faenza: CNR. 2001.

2. Фатеева Л.В., Головков Ю.И., Туманов СВ., Баринов СМ., Шемякина А.Н., Орловский В.П., Рустикелли Ф., Оскарссон С. Влияние фосфата натрия на спекание гидроксиапатитовой керамики // Огнеупоры и техническая керамика, 2001, №1, С. 410.

3. Туманов СВ., Баринов СМ., Фадеева И.В. Фторгидроксиапатитовая керамика: получение и свойства. // Сборник тезисов 5°" Всероссийской научно-практической конференции "Керамические материалы: производство и применение" Москва, Россия, 27-30 мая 2003 г.

4. Баринов СМ., Туманов СВ., Фадеева И.В., Бибиков В.Ю. Влияние среды на замедленное разрушение и прочность гидрокси- и фторгидроксиапатитовой керамики. // Неорганические материалы, 2003. Т. 39. №8. С. 1018-1022.

5. Barinov S.M., Rustichelli F., Orlovski V.P., Lodini A., Oscarsson S., Firstov SA, Tumanov S.V., Millet P., Rosengren A. Influence of fluorapatite minor additions on behavior of hydroxyapatite ceramics //J. Mater. Sci.: Mater. Med., 2004. N.15 P. 291-296.

6. Бочкарёв В.Ф., Баринов СМ., Горячев А.А., Наумов В.В., Орловский В.П., Рустикелли Ф., Жирарден Э., Хрусталёв А.В., Трушин О.С, Туманов СВ., Оскарссон С. Формирование двухслойного гидроксиапатитового покрытия на титановой подложке // Перспективные материалы, 2003. №6. С. 55-60.

7. Barinov S.M., Shvorneva L.I., Ferro D., Fadeeva I.V., Tumanov S.V. Solid solution formation at the sintering ofhydroxyapatite-fluorapatite ceramics // Science and Technology ofAdvanced Materials, 2004. In press.

Принято к исполнению 11/08/2004 Исполнено 12/08/2004

Заказ № 280 Тираж: 100 экз.

ООО «11-й ФОРМАТ» ИНН 7726330900 Москва, Балаклавский пр-т, 20-2-93 (095)747-64-70 (095)318-40-68 www. autoreferat ru

- 1 56 94

ВВЕДЕНИЕ.

1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ.

1.1 Биоматериалы для имплантации в костной хирургии.

1.2 Структура и свойства биологической костной ткани.

1.3 Структура и свойства гидроксиапатита и его замещённых форм.

1.4 Способы синтеза гидроксиапатита и фторзамещённых апатитов.

1.5 Спекание гидроксиапатитовой и фторгидроксиапатитовой керамики.

ЦЕЛЬ РАБОТЫ.

2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ.

2.1 Исходные материалы.

2.2 Технология керамики на основе гидроксиапатита.

2.3 Методы исследования.

3. ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ДОБАВКИ ШзР04 НА СПЕКАНИЕ, МИКРОСТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ГИДРОКСИАПАТИТОВОЙ

КЕРАМИКИ.

3.1 Влияние добавки ЫазР04 на спекание гидроксиапатитовой керамики.

3.2 Формирование фазового состава и микроструктуры гидроксиапатитовой керамики в зависимости от температуры обжига.

3.3 Механические свойства гидроксиапатитовой керамики с добавкой

ЫазР04.

4. ФОРМИРОВАНИЕ МИКРОСТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ ГИДРОКСИАПАТИТОВОЙ КЕРАМИКИ С ЧАСТИЧНЫМ ЗАМЕЩЕНИЕМ ГРУПП ОН НА ИОНЫ ФТОРА.

4.1 Фазовый состав, микроструктура и свойства керамики с введением природного фторгидроксиапатита.

4.2 Фазовый состав, микроструктура и свойства керамики, полученной с использованием синтезированных порошков гидроксиапатита и фторгидроксиапатита.

4.3 Синтез порошка фторгидроксиапатита, технологические особенности и свойства керамики, полученной на его основе.

5. IN VITRO И IN VIVO ИСПЫТАНИЯ ФТОРГИДРОКСИАПАТИТОВОЙ КЕРАМИКИ.

5.1 Влияние среды на замедленное разрушение и прочность гидроксиапатитовой и фторгидроксиапатитовой керамики.

5.2 In vitro тестирование фторгидроксиапатитовой керамики.

5.3 In vivo тестирование фторгидроксиапатитовой керамики.

6. ВЫВОДЫ.

Материалы на основе фосфатов кальция рассматриваются, по крайней мере, в течение последних 80 лет, как наиболее перспективные для восстановления и замещения дефектов костных тканей. Первые эксперименты in vivo с использованием трёхкальциевого фосфата относятся к 1920 г. [1|. Однако только в 70-х годах было начато систематическое исследование возможности применения синтетических кальций-фосфатных фаз в медицине, первые результаты получены коллективами исследователей под руководством Аоки [2, 31 и Ярчо [4]. Наибольший интерес представляют ортофосфаты, содержащие группы РО43" и НР042", которые обнаружены в биологических тканях [5].

Разработаны методы синтеза различных фосфатов кальция, проведены детальные кристаллографические исследования, изучены их химические свойства. Наибольший интерес в качестве объекта исследований представлял гидроксиапатит (ГА) - фосфат кальция со структурой апатита, имеющий формулу Саю(Р04)б(0Н)2. Это обусловлено близостью состава ГА к составу минеральной компоненты костных тканей, эмали и дентина.

ГА является основой неорганической составляющей (70-97 об. %) костной и зубной ткани человека [6]. Материалы на основе синтезированного ГА обладают такими свойствами как биосовместимость и биоактивность [7|. Биосовместимость подразумевает отсутствие отрицательных реакций организма по отношению к имплантируемому материалу, в том числе токсических, аллергических, иммунных, а также стабильность материала в живом организме [8]. Биоактивность ГА выражается в том, что он может образовывать непосредственную связь с костной тканью и, при определённых условиях, может способствовать пролиферации остеобластов - клеток, являющихся основой для регенерации естественной костной ткани, что создаёт условия для прорастания костной ткани в ГА имплантат, существенно повышает прочность соединения имплантатестественная кость и даёт возможность восстанавливать повреждённую костную ткань. Поведение ГА в организме может изменяться от остеокондуктивного - способности к образованию непосредственного соединения с тканью без биодеградации, до остеотрансдуктивного - способности к образованию такого соединения с постепенным замещением костной тканью.

На сегодняшний день уделяется большое внимание как непосредственно ГА, так и материалам на его основе [9-12]. Являясь одним из самых устойчивых к биологической деградации ортофосфатов кальция, ГА всё же подвержен медленной резорбции под действием жидкостей организма, что не приводит к интоксикации организма, но вызывает изменение размеров и снижение прочностных характеристик ГА-имплантата. Кроме того, известно, что ГА-керамика подвержена замедленному разрушению в водных средах, проявляющемуся в снижении прочности керамики во времени в результате процесса химической коррозии под механическими напряжениями [13, 14]. В связи с этим, представляется интересным применение в качестве имплантатов ГА керамики с добавками, замедляющими резорбцию ГА, каковой, в частности, является фтор [15], также входящий в состав естественной костной ткани [3, 16]. Одним из соединений, образующихся при взаимодействии ГА с И, является фторгидроксиапатит кальция (химическая формула Са 10(РО4)6(ОН)2-хРх, далее ФГА). Актуальность работ по керамическим материалам на основе ГА и его замещённым формам подчёркивает тот факт, что только в одной Москве в данной области работает несколько научно-исследовательских центров, в их числе Химический факультет МГУ, Институт общей и неорганической химии им. Н.С. Курнакова, Институт физико-химических проблем керамических материалов РАН, Российский химико-технологический университет им. Д. И. Менделеева.

Работа выполнена в соответствии с тематическим планом НИР Института физико-химических проблем керамических материалов РАН, программой фундаментальных исследований ОХНМ РАН "Создание новых металлических, керамических, стекло-полимерных и композиционных материалов", ФЦНТП Минпромнауки РФ "Перспективные материалы" и поддержана проектом РФФИ 03-03-32230, Международным проектом ИНКО Коперникус 1С 15-СТ98-0816 и грантом Правительства Москвы № ГА-23/02.

Научная новизна полученных результатов заключается в следующем:

1) Установлено, что как ФГА минерального происхождения, так и ультрадисперсный синтетический ФА ухудшают процесс спекания и способствуют дестабилизации ГА, приводя к его термическому разложению с образованием трёхкалыдаевого фосфата при более низких температурах и соответствующему снижению механических свойств.

2) Установлено образование ограниченного ряда твёрдых растворов ФА в ГА (до 10 масс. % ФА) в интервале температур 1150 - 1300°С и выявлены ранее неизвестные особенности немонотонного изменения параметров решётки твёрдых растворов в зависимости от температуры при термической обработке.

3) Доказано положительное влияние частичного замещения гидрокси-групп (до 10%) ионами фтора на устойчивость керамики к замедленному разрушению в модельных жидкостях организма; установлено, что введение фтора в указанных пределах не оказывает отрицательного влияния на жизнеспособность остеогенных клеток и не вызывает отрицательных реакций в тестах in vivo.

Практическая ценность работы состоит в следующем:

1) Установлена возможность снижения температуры спекания на 50°С и повышения прочности на 20% апатитовой керамики посредством введения 2 масс. % фосфата натрия, активирующего спекание с участием жидкой фазы.

2) Установлены технологические условия изготовления ФГА-керамики с регулируемой пористостью как из смесей порошков ГА и ФА, так и из синтезированного порошка ФГА.

3) Созданы материалы из ФГА, проведены их биологические исследования, позволяющие рекомендовать их для конкретных клинических применений в ортопедической стоматологии и реконструкционно-пластической костной хирургии.

Автор диссертации выражает глубокую благодарность за руководство работой д.т.н., проф., заслуженному деятелю науки РФ Баринову Сергею Мироновичу, всем сотрудникам лаборатории ККМ Института физико-химических проблем керамических материалов РАН и отдельно - к.т.н. Фатеевой Лидии Владимировне и к.х.н. Фадеевой Инне Вилоровне; благодарит за общую поддержку дирекцию ИГЖ РАН; за проведение рентгенофазового анализа к.ф.-м.н. Шворневу Людмилу Ивановну (ГИС); за постановку опытов in vitro и in vivo сотрудников МНИОИ им. П.А. Герцена д.б.н., проф. Сергееву Н.С. и к.м.н. Свиридову И.К., а также сотрудников ИМиИ РАН под руководством к.ф-м.н. Бочкарёва Владимира Фёдоровича.

ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

выводы

Выполнено систематическое исследование по технологии фторгидроксиапатитовой керамики и изучена взаимосвязь между её составом, технологической предысторией, микроструктурой и свойствами. На основании полученных экспериментальных данных сделаны следующие выводы:

1. Фосфат натрия эффективно способствует уплотнению керамики при спекании, его введение в количестве 2 масс. % позволяет понизить температуру спекания керамики на 50°С и избежать тем самым разложения ГА при обжиге. Зависимость прочности керамики от температуры спекания проходит через максимум, что обусловлено конкурирующим влиянием снижающейся величины пористости и увеличением размера зерна. Максимальное значение прочности 95 МПа достигнуто на керамике с 2% №зРС>4.

2. Установлена немонотонность влияния введения природного ФГА в синтетический ГА в интервале 0-100 масс. % на фазовый состав, параметры микроструктуры и прочность композиционной ГА-ФГА керамики, что обусловлено дестабилизирующем действием ФГА на структуру ГА, большей его термической стабильностью и худшей спекаемостью. Температура спекания в интервале 1200-1500°С оказывает существенное влияние как на соотношение а- и ß-модификаций ТКФ, так и на его общее содержание.

3. Введение от 1 до 10 масс. % ультрадисперсного синтетического порошка ФА к порошку ГА приводит к снижению уплотнения и механических свойств (прочности, трещиностойкости) керамики при спекании в интервале температур до 1400°С, несмотря на торможение роста зёрен ГА добавкой ФА.

4. Методами рентгеноструктурного анализа, локального рентгеновского энергодисперсионного анализа и ИК-спектроскопии доказано образование ограниченного ряда твёрдых растворов ФА в ГА при термической обработке смесей при температурах, по крайней мере, выше 1150°С. Впервые выявлена немонотонность изменения параметра решётки а и объёма элементарной ячейки твёрдого раствора в зависимости от температуры (в интервале 1150 - 1300°С) с минимумом в области 1200°С.

5. Спекание керамики из порошка ФГА, полученного взаимодействием гидроксида кальция, кислого фосфата аммония и фторида калия, происходит более интенсивно по сравнению со спеканием механической смеси порошков ГА и ФА того же состава, что обеспечивает повышение прочности керамики на 15%.

6. Установлено, что ФГА-керамика обладает более высоким сопротивлением замедленному разрушению (коррозии под напряжением) в жидкостях, моделирующих жидкости организма, по сравнению с ГА-керамикой, что обусловлено меньшей её растворимостью.

7. Выявлены технологические параметры и изготовлены лабораторные партии порошков, гранул и пористой керамики. Проведённые биологические испытания in vitro (МТТ-тест на цитотоксичность) и in vivo (на кроликах линии New Zealand) продемонстрировали высокую биологическую совместимость и перспективность клинического применения ФГА-керамики и покрытий в имплантологии и реконструктивно-пластической хирургии, подтверждённую справками и актами от ИМИ РАН и МНИОИ им. П. А. Герцена.

1. Albee F., Morrison H. Studies in bone growth // Annal. of Surg. 1920. V. 71. N 10. P. 32-38.

2. Aoki H., Kato K., Tabata T. Bioceramics of calcium phosphate // Rept. Just. Med. Dental Eng., 1977. V.11.N3. P.33-35.

3. Aoki H. Science and medical applications of hydroxyapatite. Tokyo: JAAS. 1990. P. 137.

4. Jarcho M., Kay J.F., Doremus R.H., Drobeck H.P. Tissue, celluar and subselluar events at a bone-ceramic interface //J. Bioeng. 1977. V. 2. N 2. P. 79-92.

5. Mathew M., Takagi S. Structures of biological minerals in dental research // J. Res. Nat. Inst. Stand, and Techn., 2001. V. 106. N 6. P. 1035-1044.

6. Hench L.L. in Ceramics and Society, Faenza: Techna, 1995. P. 101.

7. Suchanek W. and Yoshimura M. Processing and properties of HA-based biomaterials for use as hard tissue replacement implants //J. Mater. Res., 1998. V. 13. N 1. P. 94-103.

8. Park J.B., Biomaterials Science and Engineering. Plenum Press. New York, 1987. P. 305.

9. Sarkisov P.D., Michailenko N.Yu., StroganovaE.E, Berchenko G.N., Kesian G.A. Glassbased bioactive calcium phosphate materials // Proc. XDC Int. Congr. On Glass. Edinburg, 2001. P. 32.

10. Cao W., Hench L.L. Bioactive materials // Ceramics Int., 1996. V.22. N 6. P. 493-507.

11. Orlovskii V.P., Barinov S.M. Hydroxyapatite and hydroxyapatite-matrix materials; A survey // Russian J. Inorg. Chem., 2001. V. 46, Suppl. 2. P. 129-149.

12. Barinov S.M., Shevchenko V.Ja. Dynamic fatigue of porous hydroxyapatite ceramics in air //J. Mater. Sci. Lett., 1995. V. 14. N2. P. 582-583.

13. Gineste L., Gineste M., Ranz X., Ellefterion A., Guilhem A., Rouquet N., Frayssinet P.

14. Degradation of hydroxylapatite, fluorapatite, and fluorhydroxyapatite coatings of dental implants in dogs //J. Biomed. Mater. Res. (Appl. Biomater.), 1999. V. 48. N 3. P. 224-234.

15. LeGeros R.Z. Calcium phosphates in oral biology and medicine. Karger AG, 1991. P. 169.

16. Дорожкин C.B., Агатопоулус С. Биоматериалы: обзор рынка. // Химия и жизнь, 2002. №2. С. 8-10.

17. Hench L.L., Ethridge Е.С. Biomaterials. An lnterfatull Approach. Academic Press. New York, 1982. P. 117.

18. Hench L.L. Bioceramics: From Concept to Clinic // J.Am. Ceram. Soc., 1991. V. 74. N 7. P. 1487-1510.

19. Barinov S.M., Bastchenko Yu.V., Berchenko G.N. Hydroxyapatite granules. Processing of synthetic hydroxyapatite: Proc. 4th World Biomaterials Congress. FRG. 1992. P. 538.

20. Комлев B.C., Баринов C.M., Орловский В.П., Курдюмов С.Г. Пористые керамические гранулы из гидроксиапатита // Огнеупоры и техническая керамика, 2001. №5. С. 18-20.

21. Комлев B.C., Баринов С.М., Орловский В.П., Курдюмов С.Г. Пористая гидроксиапатитовая керамика с бимодальным распределением пор // Огнеупоры и техническая керамика, 2001. №6. С. 23-25.

22. Bonfield W., Best S., Krajevski A., and Ravaglioli A. Bioactive Ceramics. In proceedings of fourth EuroCerarnics. Edited by A. Ravaglioli // Biomater. 1995. V. 8. P. 3.

23. Fung Y.C., In Biomechanics. Mechanical properties of living tissues. Springer-Verlag Inc., New York, 1993. P. 500.

24. Gunderson S.L., and Schjavone R.C. Tissue ingrowth of replamineform implants. In International Encyclopedia of Composites, edited by S.M. Lee. VCH Publishers. Inc., New York, 1991. V. 5. P. 324.

25. Currcy J.D. Ceramic hip endoprostheses. In Handbook of Composites, edited by A. Kelly and S.T. Mileiko. Elsevier Science Publishers В. V., 1983. V. 4. P. 501.

26. Katz J.L. Calcium phosphate ceramics as hard tissue prosthetics. In Symposia of the Society'for Experimental Biology. Number XXXIV: The Mechanical Properties of Biological Materials. Cambridge University Press, 1980. P. 99.

27. Waters N.E. Natural and living biomaterials. In Symposia of the Society for Experimental Biology. Number XXXIV, The Mechanical Properties of Biological Materials. Cambridge University Press, 1980. P. 99.

28. Gibson L.J. A new glass-ceramic for bone replacement //J. Biomechanics, 1985. V. 18. N3. P. 317.

29. Landis W.J., Librizzi J.J., Dunn M.G., and Silver F.H. Mechanical evaluation of hot isostatically pressed hydroxyapatite. // J. Bone Mineral Res., 1995. N10. P. 859.

30. Martin R.B. and Ishida J. Incorporation and degradation of hydroxyapatite implants. // J. Biomechanics, 1989. N 22. P. 419.

31. Landis W. Hydrazine-deproteinated bone mineral. // J. Bone, 1995. N16. P. 533.

32. Hench L.L. and Wilson J. An Introduction to Bioceramics. Adv. Ser. Ceram. 1. World Scientific Publishing Co. Pte. Ltd., London, Hong Kong, Singapore, 1993. P. 1.

33. Dickens В., Brown W.E. The ciystal structure of CaKAs4'8H20 // Acta Ciystal., 1972. V 28. N 3. P. 3056-3065.

34. Везер В. Фосфор и его соединения. М.: Изд-во иностр. лит. 1962. -407 с.

35. Вендерма М.А., Кнубовец Р.Г. Замещение галогениды в структуре гидроксиапатита. // Изв. АН СССР. Неорг. материалы, 1984. Т.20. №6. С.991.

36. 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.

37. Suetsugu Y., Takahashi Y., Cho S.B., Okamura F.P. and Tanaka J. Space group determination of hydroxyapatite and carbonate apatite. In Euro Ceramics V, 1997. P. 2037-2039.

38. Barralet J.E., Best S.M., Bonfield W. Effect of sintering parameters on the density and microstructure of carbonate hydroxyapatite. //J. Mater. Sci.: Mater. Med., 2000. N11. P. 719-724.

39. Муравьёв Э.Н., Дьячков П.Н., Кепп O.M. и др. Квантово-химическое исследованиеэлектронной структуры и изоморфного замещения в гидроксиапатите кальция // Ж. неорг. химии, 1996. Т.41 №9. С. 1416-1419.

40. Орловский В.П., Ионов С.П. Энтальпия образования гидроксиапатита. Структурно-термическая модель. //Ж. неорг. химии, 1996. Т.41. №9. С. 1531-1533.

41. Kay M.I., Young R.A., Posner A.S. Crystal structure of hydroxyapatite // Nature, 1964. V. 204. P. 1050-1052.

42. Дорожкин C.B. К вопросу о химизме растворения фторапатита в кислотах. // Ж. неорг. химии, 1993. Т. 38. №7. С. 1106-1111.

43. Дорожкин С.В. Современное состояние вопроса о механизме кислотного растворения фторапатита. // Ж. неорг. химии, 1994. Т. 39. №2. С. 229-234.

44. Freund F., Knobel R.M. Distribution of fluorine in hydroxyapatite studied by infrared spectroscopy. // J. chem. soc. Dalton, 1977. N11. P. 1136-1140.

45. Driessen F.C.M. Formation and stability of calcium phosphates. //Nature, 1973. 243. P. 420.

46. Okazaki M., Tohda H., Yanagisawa Т., Taira M. and Takahashi N. Difference in solubility of two types of heterogeneous fluoridated hydroxyapatites. // Biomaterials, 1998. N19. P. 611.

47. Леонтьев В.К., Боровский Е.В. Биология полости рта. М.: Медицина. 1991. -167 с.

48. Губер Ф., Шмайсер М., Шенк В.ГТ. и др. Руководство по неорганическому синтезу. -М.: Мир, 1983. -572 с.

49. Ключников Н.Г. Руководство по неорганическому синтезу -М.: Химия, 1965. 375 с.

50. Чумаевский Н.А., Орловский В.П., Ежова Ж.А. и др. Синтез и колебательные спектры гидроксиапатита кальция. //Ж. неорг. химии, 1992. Т. 37. №7. С. 1455-1457.

51. Орловский В.П., Ежова Ж.А., Родичева Г.В. и др. Изучение условий образования гидроксиапатита в системе CaCbKNH^HPOrNFLjOH-FkO (25°С). // Ж. неорг. химии, 1992. Т. 37. №4. С. 881-883.

52. Баринов С.М., Туманов С.В., Фадеева И.В., Бибиков В.Ю. Влияние среды на замедленное разрушение и прочность гидрокси- и фторгидроксиапатитовойкерамики. //Ж. неорг. материалы,2003. Т. 39. №8. С. 1018-1022.

53. Hattori Т. Apatitic calcium othophpsphates and related compounds for biomaterials preparation. //Ceram. Mater., 1988. V. 3. N 4. P. 426-428.

54. Пат. Японии №60-5009.1985.

55. Кибальчиц В., Комаров В.Ф. Экспресс-синтез кристаллов гидроксиапатита кальция. // Ж. неорг. химии, 1980. Т. 25 №2. С. 565-567.

56. Ergun С., Webster T.J., Bizios R., Doremus R.H. Hydroxyapatite with substituted Mg, Zn, Ca and Y // J. Biomed. Mater. Res, 2001, V. 59. N 6. P. 305-311.

57. Monma H.J. Processing of synthetic hydroxyapatite // Ceram. Soc. Jap., 1980. V. 28 N10 P.97-102.

58. Hattori T. The characterization of HA precipitation. // Amer. Ceram. Soc., 1990. V. 73. N 4. P. 180-185.

59. Jarcho M., Bolen C.H., Thomas M.B. and et. al. Synthesis and characterization apatite in dense polycrystalline form // J. Mater. Sci., 1976. V.l 1. N 12. P. 2027.

60. Yubao L., Klein C.P., de Wijn J. and et. Al. Shape change and phase transition of needlelike non-stoichiometric apatite crystals // J. Mater. Sci.: Mater. Med., 1991. N 1. P. 51-55.

61. Родичева Г.В., Орловский В.П., Романова H.M. и др. Физико-химическое исследование хибинского апатита и сравнение его с гидроксиапатитом. // Ж. неорг. химии, 1996. Т.41. №5. С.754-758.63. (PCPGFWin), Ver. 1.30, JCPDSICDD, Swarthmore, PA, USA, 1997.

62. Kurmaev E.Z., Matsuya S., Shin S., Watanabe M., Eguchi R., Ishiwata Y., Takeuchi Т., Iwami M. Synthesis and charactarisation of fluorapatite. // J. Mater. Sci: Mater Med, 2002. N 13. P.33-36.

63. Bertoni E., Bigi A., Cojazzi G., Gandolfi M., Panzavolta S., Roverti N. Composite apatitebase ceramic implants. //J. Inorg. Biochem., 1998. V. 72. P. 29-35.

64. Okazaki M. Heterogeneous synthesis of fluoridated hydroxyapatites. // J. Biomaterials, 1995.1. N 16. P. 945-950.

65. Балкевич В.Л. Техническая керамика -М: Стройиздат, 1984. -230 с.

66. Стрелов К.К. Структура и свойства огнеупоров. -М.: Металлургия, 1972. -230 с.

67. Juang N. Y. and Hon M.N. Surfase chemistry of bioactive glass-ceramics. // J. Biomaterials, 1996. V. 17. N21. P. 2054.

68. Durdcan C., Brown P.W. Tricalcium phosphate hydrolysis to hydroxyapatite at and near physiological temperature // J. Mater. Sci.: Mater. Med. 2000. V.l 1. N6. P. 365-371.

69. Van Landuyt, Li P., Keustermans F. et al. Bonding mechanism of bioceramics. // J. Mater. Sci.: Mater. Med., 1995. V. 6. N1. P. 8.

70. Hattori T. Bonding of soft tissues to bioceramics. // J. Mater. Sci., 1989. V. 8. N3. P.305-306.

71. Kadzima T. Replacement of the spine with glass-ceramic prosthesis. // Amer. Ceram. Soc., 1979. V. 62. N3. P. 433.

72. Patel P.N. Hydroxyapatite ceramic implants. //J. Indian Chem. Soc., 1984. V.61, N10, P. 906-907.

73. Wang P.E., Chaki Т.К. Sintering behaviour and mechanical properties of hydroxyapatite and dicalcium phosphate // J. Mater. Sci.: Mater. In Medicin, 1993. N2(4). P. 150-158.

74. Royer A., Viguie J.C., Heughebaert M. e.a. Behavior of ceramic implants. // J. Mater. Sci.: Mater. Med, 1993. N4. P.76-82.

75. Doremus R.H. Review: Bioceramics // J. Mater. Sci., 1992. N3. P. 285-296.

76. Hing K.A., Best S.M., Tanner K.A. et. al. Quantification of bone ingrowth within bone derived porous hydroxyapatite implants of varying density // J. Mater. Sci.: Mater. Med., 1999. N10/11. P. 663-670.

77. Krajewsski A., Ravaglioli A., Roncari E. et. al. Porous ceramic bodies for drug // J. Mater. Sci.: Mater. Med., 2000. N12. P. 763-772.

78. Paul W., Sharma C.P. Development of porous spherical hydroxyapatite granules: application towards protein delivery // J. Mater. Sci.: Mater. Med., 1999. V. 49. N7. P. 383-388.

79. Vaz L., Lopes A.B., Almeida M. Porosity control of hydroxyapatite implants //J. Mater. Sci.: Mater. Med., 1999. V. 69. N10. P. 239-242.

80. Lio D. Fabrication of hydroxyapatite ceramic with controlled porosity // J. Mater. Sci.: Mater. Med., 1997. V. 53. N 8. P. 227-232.

81. Itokazu M., Esaki M., Yamamoto K., Tanemori T., Kasai T. Local drug delivery system using ceramics: vacuum method for impregnating a chemotherapeutic agent into a porous hydroxyapatite block// J. Mater. Sci.: Mater. Med., 1999. V. 28. N4. P. 249-252.

82. Uchida A., Nade S., Eric M., Ching W. Bone ingrowth into three dfFerent porous ceramics implated into the tibia of rats and rabbits // J. Orthop. Res., 1985. V. 20. N3. P. 65-77.

83. Uchida A., Shinto Y., Araki N., Ono K. Slow release of anticancer drugs from porous calcium hydroxyapatite ceramic // J. Orthop. Res., 1992. V. 71. N10. P. 440-445.

84. Lu J.X., Flautre B., Anselme K. Role of interconnection in porous bioceramics on bone recolonization in vitro and in vivo // J. Mater. Sci.: Mater. Med., 1999. V. 11. N2. P. 111-120.

85. Yamamoto M., Tabata Y., Kawasaki H., Ikada Y. Promotion of fibrovascular tissue ingrowth into porous sponges by basic fibroblast growth factor // J. Mater. Sci.: Mater. Med., 2000. V. 28. N4. P. 213-218.

86. Slosarzyk A., Stobierska E., Paszkiewicz Z. Porous hydroxyapatite ceramics prepared by burning-off addition // J. Mater. Sci. Lett., 1999. V. 18. N3. P. 1163.

87. Yamasaki N., Kai T., Nishioka M. et. al. Porous hydroxyapatite ceramics prepared by hot-pressing//J. Mater. Sci. Lett., 1990. V. 65. N10. P. 1150.

88. Jantzen C. A study on porous hydroxyapatite bioceramic: Abstr. Fourth World Biomaterials Congress. Ger.: FRG, 1992. 523 p.

89. Liu D. Preparation and characterization of porous HA bioceramic via a slip-casting route // Ceram. Intern., 1997 V. 24. N 4. P. 441-446.

90. Engin N.O. and Tas A.C. Preparation of porous Caio(P04)6(OH)2 and Ca3(P04)2 bioceramics //J. Am. Ceram. Soc., 2000. V. 45. N 7. P. 1581-1584.

91. Sepulveda P., Ortega F.S. and et. al. Properties of highly porous hydroxyapatite obtained by the gel casting of foams//J. Am. Ceram. Soc., 2000. V. 82. N 12. P. 3021-3024.

92. Donath K. Relation of tissue to calcium phosphte ceramics // Osseous., 1991. V. 1. P. 100.

93. Metsger D.S., Rieger M.R., Foreman D.W. Mechanical properties of sintered hydroxyapatite and tricalcium phosphate ceramic // J. Mater. Sci.: Mater. Med., 1999. V. 6. N1. P. 9.

94. Hing K.A., Best S.M., Bonfield W. Characterization of porous hydroxyapatite // J. Mater. Sci.: Mater. Med., 1999. V. 19. N3. P. 135-145.

95. Tas A.C., N. Engin Ozgur Manufacture of macroporous calcium hydroxyapatite bioceramics //J. Europ. Ceram. Soc., 1999. N12. P. 2569.

96. Halouani R., Bernache-Assolant D., Champion E. et. al. Alkali phosphates sintering additives for HA ceramics // J.Mater. ScL:Mater. Med, 1994. V. 46. N 7. P. 563.

97. Roncari E., Galassi C., Pinasco P. Tape casting of porous hydroxyapatite ceramics // J. Mater. Sci. Lett., 2000. V. 5. N1. P. 33-35.

98. 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. V. 79. N12. P. 1935-1943.

99. Ota Yoshio Y., Iwashita T. et. al. Novel preparation method of hydroxyapatite fibers // J. Amer. Ceram. Soc., 1998. V. 40. N6. P. 1665-1733.

100. 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. N 2. P. 211-218.

101. Tamari N., Mouri M. Kondo J. Electrochemical plating of HA coating on titanium // J. Ceram. Soc. Jap., 1987. V. 95. N8. P.806-809.

102. Черныш В.Ф., Шутов Ю.Н., Ковалевский A.M. Новые методы в хирургии пародонта//Пародонтология., 1997. №4. С. 19-23.

103. Комлев B.C., Баринов С.М., Фадеева И.В. Пористые керамические гранулы изгидроксиапатита для системы доставки лекарственных препаратов // Новые технологии — 21 век, 2001. №5. С. 18-19.

104. Комлев B.C. Пористая гидроксиапатитовая керамика и композиционные материалы на её основе. Дис. канд. тех. наук. -М.: 2001. -102 с.

105. Власов A.C., Дрогин В.Н., Ефимовская Т.В. Лабораторный практикум по микроскопическим и рентгеновским исследованиям керамики. -М.: МХТИ, 1980. 64 с.

106. Полубояринов Д.Н., Попильский Р.Я Практикум по технологии керамики и огнеупоров. М.: Изд-во литературы по строительству, 1972. - 345 с.

107. Баринов С.М., Шевченко В.Я. Прочность технической керамики М.: Наука, 1996. -159 с.

108. Баринов С.М. Трещиностойкость машиностроительной керамики // Итоги науки и техники. Технология силикатных и тугоплавких неорганических материалов. -М.: ВИНИТИ, 1988. Т. 1. С. 72-132.

109. Сроули Дж.Е. Вязкость разрушения при плоской деформации // Разрушение. -М.: Машиностроение, 1977. С. 47-67.

110. Nicholson J.W., Wilson A.D. The effect of storage in aqueous solutions on glass-ionomer and zinc polycarboxylate dental cements // J. Mater. Sei.: Mater. Med, 2000. V. 11. N3. P. 357360.

111. Горелик C.C., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.H. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. -М.: МИСиС, 1994. -328 с.

112. Лукин Е.С., Андрианов Н.Т. Технический анализ и контроль производства керамики. -М.: Стройиздат, 1986. -272 с.

113. Горшков B.C., Савельев В.Т. Методы химико-физического анализа вяжущих веществ. М.: Высшая школа, 1981. -156 с.

114. Гегузин Я.Е. Физика спекания. -М.: Наука, 1971. -360 с.

115. Бакунов B.C., Балкевич В.Л., Власов A.C. и др. Керамика из высокоогнеупорныхокислов. -М.: Металлургия, 1977. -304с.

116. Орловский В.П., Ежова Ж.А., Родичева Г.В. и др. Структурные превращения гидроксиапатита в температурном интервале 100 1600°С // Ж. неорг. химии, 1990. Т. 35. №5. С. 1337-1339.

117. Фадеева И.В., Шворнева Л.И., Баринов С.М., Орловский В.П. Синтез и структура магний содержащих гидроксиапатитов // Неорг. материалы, 2003. Т. 39. №9. С. 1102-1105.

118. Черепанов Г.П. Механика хрупкого разрушения. -М.: Наука, 1974. -640 с.

119. Michalske Т.A., Freiman S.W. A molecular interpretation of stress corrosion in silica // Nature, 1982. V. 295. N5849. P. 511-512.

120. Black J. Systemic effects ofbiomaterials//Biomaterials, 1984. V. 5. N1. P. 11-18.

121. 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. N10 P. 965-972.

122. Большаков Г.Н., Батрак И.К., Миронов A.H. Плазменная технология в практической ортопедической стоматологии. Сообщение 1. Стоматология, 1995. №2. С. 61-64.

123. Williams D.F. The science and application of biomaterials // Advances in Materials Technology Monitor, 1994. V. 1. N2. P. 1-38.

124. Фролов А.Г., Триандафиллидис С., Новиков С.В. Экспериментальное изучениетканевой совместимости титановых имплантантов, покрытых гидроксилапатитом и окисью алюминия путем плазменного напыления // Стоматология, 1995. №3. С. 9-11.

125. Лясников В.Н., Верещагина Л.А. Изменение фазового состава и адгезионных свойств гидроксилапатитовых покрытий на стоматологических имплантантах. Саратовский госуниверситет, специальный выпуск, 1998.

126. Кудинов В.В., Бобров Г.В. Нанесение покрытий напылением. Теория, технология и оборудование. -М.: Металлургия. 1992. -187 с.

127. Lyasnikov V.N., Obydennaya S.A., Kalganova S.G., Structure and properties of plasma-sprayed coating for stomatological implants // Third Russian — Chinese Symposium Advanced materials and processes. Kaluga, 1995. P. 175.

128. Настоящей справкой подтверждается разработка технологии и выпуск лабораторной и опытной партий порошков, керамики и прототипов имплантатов с фосфатно-кальциевыми (гидроксиапатитовыми и фторгидроксиапатитовыми) покрытиями.

129. Фторгидроксиапатитовая и гидроксиапатитова керамика имеет индекс кристалличности, изменяющийся от 0,912 до 0,937 в зависимости от степени замещения ОН-групп фтором.

130. Ответственный исполнитель работ по х/договору № ИПК-3/0204-021. С.М.Баринов1. АКТприемки работы по проекту №

131. Заместитель директора Института физико-химических проблем керамических матеа£№ШМШ

132. Заместитель директора Московского научно-иммтвагельского онкологического1. ЛЬСКОГО ОНКОЛО!1. П.А.Герцена1. Баринов С.М.1. Решетов И.В.2003 г.2003 г.1. АКТоб испытании образцов

133. Зав. лабораторией Д.6.Н., проф.1. Н.С.Сергееваст. научный сотрудник к.б.н.1. И.К.Свиридова