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

На правах рукописи

□03052Э2Б

КУБАРЕВ ОЛЕГ ЛЕОНИДОВИЧ

ФОРМИРОВАНИЕ МИКРОСТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ КЕРАМИКИ НА ОСНОВЕ ГИДРОКСИАПАТИТА И ТРИКАЛЬЦИЙФОСФАТА

Специальность 05.17.11 - Технология силикатных и тугоплавких неметаллических материалов.

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание учёной степени кандидата технических наук

Москва - 2007

003052925

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

Научный руководитель: доктор технических наук, профессор,

заслуженный деятель науки РФ Баринов Сергей Миронович

Официальные оппоненты: доктор технических наук

Суздальцев Евгений Иванович кандидат технических наук, доцент Строгонова Елена Евгеньевна

Ведущая организация: Институт общей и неорганической

химии им. Н.С. Курнакова РАН

Защита диссертации состоится "29" марта 2007 г. в "11" часов на заседании специализированного совета К 002.101.01 в Институте физико-химических проблем керамических материалов РАН по адресу: 119361, г. Москва, ул. Озёрная, д. 48.

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

Автореферат разослан "28" февраля 2007 г.

Учёный секретарь диссертационного совета кандидат технических наук

Телыюва Г.Б.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Повреждения и заболевания костных тканей занимают одно из первых мест среди причин смертности, временной нетрудоспособности и развития инвалидности. Для восстановления функции костных тканей и соответствующих органов необходимо использовать имплантанты из различных материалов. В идеальном случае материал должен быть биологически совместимым с тканью, не отторгаться организмом как инородное тело, и быть биологически активным.

Кальций-фосфатные материалы рассматриваются как наиболее перспективные для восстановления и замещения дефектов костных тканей. В 1920 году Алби впервые сообщил об успешном испытании кальций-фосфатных материалов для восстановления костных дефектов. Однако только в 70-х годах прошлого века началось систематическое исследование возможности применения синтетических кальций-фосфатных фаз в медицине. Большой вклад в науку о фосфатах кальция и технологию материалов на их основе внесли отечественные (В.П. Орловский, В Л. Шевченко, П.Д. Саркисов, Ю.Д. Третьяков, Е.С. Лукин и др.) и зарубежные ученые (Р. Легерос, У. Бонфилд, Л. Хенч, Г. Дакулси, X. Аоки и др.). Значительный прогресс достигнут в понимании процессов взаимодействия фосфатов кальция с физиологической средой (Н.С. Сергеева, А.И. Воложин, В.К. Леонтьев, К. Рей, П. Дюшейен и др.). В начале 80-х годов синтетические ГА и трикальцийфосфат (ТКФ) стали коммерчески доступными в качестве материалов — заменителей костных тканей в хирургии и стоматологии.

В последние годы большой интерес вызывает новая концепция реконструкции костных тканей, так называемая "инженерия костных тканей", которая основана на использовании материалов, постепенно резорбируещихся в организме и замещаемых новообразующейся костной тканью. Согласно этой концепции, организм сам может восстанавливать поврежденную ткань, ссли для этого созданы надлежащие условия, а именно если имеется матрикс соответствующей архитектуры, на котором происходит наращивание ткани, и необходимые стимулы для остеогенеза. Одно из основных требований к материалам матрикса - согласуемость кинетики резорбции с кинетикой остеогенеза. Трехкальциевые фосфаты (ТКФ, Са3(Р04)2) а- и Р- модификации имеют существенно более высокую скорость резорбции по сравнению с гидроксиапатитом (ГА), поэтому варьированием соотношения фаз в бифазных композиционных материалах на основе ГА и ТКФ можно регулировать скорость резорбции.

Актуальность работ по керамическим композиционным материалам на основе ГА и ТКФ обусловлена необходимостью создания материалов с регулируемой кинетикой резорбции для принципиально новых медицинских клеточных технологий восстановления поврежденных костных тканей - инженерии костной ткани.

Цель работы. Разработка основ технологии керамики на основе бифазных фосфатов кальция (БФК) с регулируемым фазовым составом и установление закономерностей формирования её микроструктуры, механических и химических свойств.

Для достижения указанной цели в работе решались следующие основные задачи

1) Разработка метода синтеза бифазных фосфатов кальция с регулируемым соотношением фаз.

2) Изучение влияния технологических параметров на формирование фазового состава и микроструктуры БФК-керамики; разработка метода интенсификации уплотнения при её спекании.

3) Исследование формирования микроструктуры и свойств пористых сферических гранул из БФК.

4) Изучение поведения бифазных материалов в жидкостях, моделирующих жидкости организма: исследование кинетики растворения, изучение изменения микроструктуры и фазового состава БФК-керамики в процессе растворения; исследование влияния фазового состава на замедленное разрушение керамики in vitro.

5) Изготовление лабораторных партий БФК-керамики для проведения сравнительных испытаний in vitro с целью прогнозирования поведения в организме человека и проведение таких испытаний.

Научная новизна, полученных результатов заключается в следующем:

1) Установлено влияние условий синтеза бифазных фосфатов кальция методом осаждения из водных растворов солей (соотношение исходных компонентов, рН, температура) на химический и фазовый состав получаемого продукта; выявлено, что в процессе синтеза магний-содержащих бифазных фосфтов кальция магний входит в структуру р-ТКФ.

2) Установлены особенности формирования микроструктуры при спекания БФК в интервале температур 1000-1350 °С. Разработан способ активирования спекания БФК при введении спекающей добавки в виде двойной карбонатной соли калия и кальция,

формирующей жидкую фазу при спекании, позволяющий снизить температуру спекания БФК на 300 °С с достижением плотности керамики, близкой к теоретической. Выявлено влияние технологической предыстории, фазового состава и микроструктуры БФК на ее механические свойства.

3) Исследованиями кинетики растворения БФК в жидкости, моделирующей жидкости организма, установлено, что кинетика процесса растворения - многостадийна, соответствует кинетике гетерофазного растворения, описывается на большем протяжении процесса растворения экспоненциальной зависимостью от времени. Выявлена зависимость параметров экспоненциальной функции, характеризующих скорость растворения, от состава БФК-керамики. Установлены особенности эволюции микроструктуры, фазового и химического состава БФК-керамики в процессе растворения.

4) Сопротивление замедленному разрушению плотно спеченной БФК и ГА-керамики снижается под воздействием физиологической среды (моделирующей внеклеточную жидкость); фазовый состав керамики оказывает незначительное влияние на сопротивление замедленному разрушению. По результатам испытаний in vitro на адсорбцию протеинов (БМП-2, фибронектин) и адгезивные характеристики фибробластов человека. Выявлена оптимальная композиция БФК.

Практическая ценность работы состоит в следующем:

1) Разработаны условия синтеза БФК, обеспечивающие возможность получать продукт с заданным содержанием компонентов.

2) Разработаны основы технологии БФК керамики, в том числе плотно спеченной, с применением активирующих спекание добавок; изготовлена лабораторная партия керамики, испытания которой в медицинских учреждениях продемонстрировали высокую биологическую совместимость и перспективность применения в клинической практике, в частности для восстановления костных тканей пост-операционных онкологических пациентов.

На защиту выносится:

1) Условия синтеза бифазных фосфатов кальция, в том числе магний-содержащих, с заданным фазовым составом.

2) Основы технологии гранул и плотно спеченной БФК.

3) Результаты исследования микроструктуры и фазового состава кинетики растворения БФК порошков, гранул и керамики.

4) Результаты исследований замедленного разрушения БФК-керамики.

Апробация работы и публикации. Материалы диссертационной работы доложены на Международной конференции «Новые перспективные материалы и технологии их получения», Волгоград, 2004; Всероссийской конференции по наноматериалам «Нано 2004», Москва, 2004; Международной конференции «Деформация и разрушение конструкционных порошковых материалов», Стара Лесна, Словакия, 2005; Выставках и конференциях МКНТ Правительства Москвы «МТМЕХ 2004, 2005 и 2006» (диплом и грамота); Всероссийское совещание «Биокерамика в медицине», Москва, 2006.

Работа выполнена в соответствии с планом НИР Института физико-химических проблем керамических материалов РАН; поддержана проектами программы Президиума РАН П8, грантами РФФИ № 03-03-32230, 06-03-32192, 06-03-08028, проектом сотрудничества с Исследовательским центром Россендорф (Германия).

Основное содержание работы изложено в публикациях в виде 4 статей, 5 тезисов докладов и 6 патентов.

Структура и обьем работы. Диссертация состоит из введения, 4 глав, выводов и списка цитируемой литературы, включающего 116 наименований. Диссертация содержит 125 страниц, в том числе 19 таблиц, 45 рисунков.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы диссертации, поставлены цели исследования.

В первой главе представлен аналитический обзор литературы по ГА-, ТФК- и БФК-материалам. Рассмотрена проблема биоматериалов, предназначенных для имплантации и применяемых в костной хирургии, описаны структура и свойства биологической костной ткани. Существенное место в обзоре уделено вопросам синтеза ГА, ТКФ и БФК. Рассмотрены особенности процесса спекания керамики на основе фосфатов кальция (плотная, пористая керамика, гранулы). Описано поведение фосфатов кальция в водных средах. На основании данных литературного обзора сформулированы цели и задачи исследования.

Во второй главе обоснован выбор материалов для исследования, приведены сведения по составам, технологии изготовления и характеристикам материалов. Описаны методики измерения удельной поверхности, пористости, линейной и объемной усадки, плотности, прочности, проведения рентгеновского фазового анализа (РФА), ИК-спектроскопии, анализа микроструктуры материалов, сканирующей электронной микроскопии с локальным анализом, ионометрии растворов, исследования адсорбции протеинов.

В работе использовались следующие исходные материалы: нитрат кальция Ca(N03)2, фосфат аммония (NH^HPO^ нитрат магния Mg(N03)2. В качестве вспомогательных материалов в работе использовались этиловый спирт марки "пищевой" - как среда при смешении и помоле, ацетон, а также поливиниловый спирт - для получения пресспорошка.

Получение порошков ГА, ТКФ, БФК и Mg-БФК, а также последующие технологические операции при изготовлении из них образцов имеют принципиально общий характер, отличие состоит лишь в технологических параметрах на стадии синтеза, введения добавок и спекания образцов. Более подробно методы синтеза рассмотрены в следующей главе.

Для формования образцов в виде балочек 4x4x40 мм и таблеток диаметром 15 мм выбран наиболее простой для лабораторной технологии способ - прессование в стальной форме под давлением от 50 до 200 МПа.

Образцы подвергали термической обработке: а) в муфельной печи сопротивления со скоростью нагрева 8 °С/мин до 700 - 1000 °С; б) в трубчатой печи со скоростью нагрева 8 °С/мин до 1000-1350 °С. Охлаждение образцов проводили в выключенных печах до комнатной температуры. Линейную усадку определяли посредством измерения линейных размеров образцов до и после спекания.

Удельную поверхность порошков определяли методом низкотемпературной адсорбции азота на приборе Tristar Micromeretics. Определение кажущейся плотности и открытой пористости проводили по общепринятой методике гидростатического взвешивания. Определения прочности при трехточечном изгибе на образцах в виде балочек проводили на испытательной машине UTS-100 (Testsysteme GmbH) в соответствии со стандартом ASTM С 1161.

Фазовый состав, кристаллическую структуру и микроструктуру порошка и керамики исследовали методами петрографии, рентгенофазового и рентгеноструктурного анализа, а также при помощи сканирующего электронного микроскопа LEO 1420 Carl Zeiss,

оснащенным энергодисперсионным спектрометром INCA Energy 300 OXFORD Instruments. Рентгенофазовый анализ проводили по дифрактограммам, полученным на дифрактометре Shimadzu D-6000 с высокотемпературной камерой. Идентификацию фаз осуществляли сопоставлением экспериментально определённых значений межплоскостных расстояний и относительных интенсивностей с данными, приведёнными в картотеке JCPDS при помощи компьютера и базы данных дифрактометра Shimadzu D-6000.

ИК-спектрометрические исследования проводили на спектрометре Nikolet Avatar 330 FT-IR с разрешающей способностью 4, число сканов 64 в режиме диффузного отражения с использованием порошка КВг в качестве эталона. Для регистрации ИК-спектра образца готовили смесь исследуемого образца с бромидом калия, которую помещали в приборную ячейку. Диапазон длин волн использованный для получения ИК-спектра от 4000 см-1 до 500 см-1.

В третьей главе описаны результаты изучения продуктов синтеза ГА, ТКФ, БФК и Mg-БФК. Для получения ГА и ТКФ был использован метод, основанный на осаждении из раствора нитрата кальция и раствора гидрофосфата аммония.

10Ca(N03)2+ 6(NH4)2HP04+ 8NH4OH -> Ca10(P04)6(OH)2 + 20NH4N03 + 6Н20 (1) 3Ca(N03)2 + 2(NH4)2HP04 +2NH4OH ->Ca3(P04)2¿ + 6NH4N03 + 2H20 (2)

В реакционный сосуд, снабженный механической мешалкой, помещали раствор Ca(Ñ03)2. Затем медленно при постоянном перемешивании по каплям добавляли раствор (NH4)2HP04. Полученную суспензию оставляли стариться на воздухе в течение суток. После чего осадок отделяли фильтрованием и сушили с помощью СВЧ-излучения. Последующее прокаливание осадка проводили при температуре 900 °С.

При получении бифазных материалов ГА/р-ТКФ в данной работе использовали метод осаждения. Преимущество данной методики заключается в быстроте получения больших количеств порошков БФК. В качестве исходных реагентов использовали растворы нитрата кальция Ca(N03)2 и гидрофосфата аммония (NH4)2HP04. Взаимодействие между реагентами происходит по следующей схеме реакции:

Ca(N03)2 + (NH4)2HP04 + NH4OH Са,0.х(НРО4)х(РО4)6(ОН)2.х|+ NH4N03 + Н20 (3)

Раствор гидрофосфата аммония (0.5 моль/л), медлено по каплям из бюретки приливали к раствору нитрата кальция (0.5 моль/л) при температуре 40 °С в условиях постоянного перемешивания. рН реакционной смеси поддерживали от 7 до 8.5 добавлением

аммиака. Отношение Са/Р в исходной смеси варьировалось от 1.54 до 1.64. Осадок отфильтровывали на воронке Бюхнера и сушили с использованием СВЧ-излучения. Последующее прокаливание порошка проводили при температуре 900 °С.

На рис. 1 представлены дифрактограммы образца, соответствующего заложенному отношению Са/Р=1.57. При температуре 900 °С фазовый состав образца отвечает составу 62 % ß-ТКФ, 38 % ГА. При увеличении температуры до 1000 °С происходит увеличение содержания ГА до 47 % и уменьшение содержания ß-ТКФ до 53 %. При температуре 1100 °С гидроксиапатит является уже основной фазой (61 %). Свыше 1200 "С наблюдается появление пиков а-ТКФ. На рис.2 представлены зависимости фазового состава от температуры.

4000

и

>-,

А Н О О

к ё S

29,град

Рис.1. Дифрактограммы образца (Са/Р-4.57) при различных температурах отжига.

При анализе ИК-спектров образцов БФК керамики (1000 °С), установлено, что полосы антисимметричных валентных (1095 см"1, 1035 см'1) и симметричных валентных (965 см"1) и деформационных (635, 605, 570 см'1) колебаний Р043" тетраэдра характерны для гидроксиапатита кальция. Присутствие в керамике групп ОН подтверждает наличие в ИК-спектрах чёткой узкой полосы валентных колебаний гидроксильной 1руппы с максимумом в

районе 3570 см"1. Кроме того, зарегистрирована полоса мостиковых связей Р-О-Р 720 см'! и 670 см"1.

80

80.

900 1000 1100 1200 1300 Температура отжига, °С

900

1000 1100 1200 1300 Температура отжига, °С

Рис.2. Зависимость фазового состава от температуры отжига для образцов (Са/Р=1.57) и (Са/Р=1.6).

Таким образом, метод осаждения кальций-дефицитного апатита (КДА) из растворов с варьируемым соотношением компонентов (Са/Р от 1.54 до 1.64) с последующим отжигом продукта синтеза при заданной температуре (от 900 до 1300 °С) обеспечивает возможность получения БФК с соотношением ГА/р-ТКФ в широких пределах от 12:88 до 89:11, а также трехфазных материалов с соотношением ГА/р-ТКФ/а-ТКФ от 55:24:21 до 93:3:7.

Магнийсодержащие фосфаты получали осаждением из растворов нитрата кальция, нитрата магния, фосфата аммония. В качестве щелочного реагента использовали раствор аммиака. pH растворов во всех реакция поддерживали на уровне 8. Магний вводили от 1 до 6 ат. % от отношения Mg/(Ca+Mg). Взаимодействие между реагентами происходило по следующей реакции:

Во всех образцах наблюдается присутствие двух фаз Р-ТКФ и ГА. При замещении 1% ионов кальция на магний наблюдается образование 16 % р-ТКФ, а для 3 % соотношение фаз ГА/р-ТКФ составило 56/44. Введение больше 6 % М§ приводит к образованию практически однофазного р-ТКФ. Результаты РФА представлены в таблице №1. Фазовый состав получаемых порошков практически не изменяется при увеличении температуры до 1100 °С, в отличие от БФК не содержащих ионы М§. Более высокая термическая

Ca(N03)2 + Mg(N03)2 + (NH4)2HP04 + NH4OH — Ca10.x(MgHPO4)x(PO4)6(OH)2.x,t + NH4NO3 + H20

(4)

стабильность 1^-БФК позволяет получать плотно спеченную керамику без изменения фазового состава образцов.

Таблица 1. Фазовый состав полученных ]У^-замещенных БФК.

№ Отношение Фазовый состав при Т=900 °С, масс.% ± 3% Фазовый состав при Т=1100 °С, масс.% ± 3%

ГА р-ТКФ ГА р-ТКФ

1 1 84 16 85 15

2 2 72 28 77 23

3 3 56 44 59 41

4 5 . 22 78 23 77

5 6 13 87 13 87

Вследствие большой разницы между ионными радиусами Са (1.14 А) и М^ (0.86 А) происходит изменение углов отражения 2В и межплоскостного расстояния с1 элементарной ячейки р-ТКФ.

1200

о 1000 >>

5 800 о

к 600 о

6 400

Я

200 0

Рис. 3 Смещение позиции пиков >^-замещенного р-ТКФ. Для определения параметров элементарной ячейки использовали пики (3.0.0), (0.2.10), (2.2.0) для Р-ТКФ и (4.1.0), (2.1.З.), (1.1.2.), (2.1.1.) для ГА. Объем гексагональной ячейки у ГА и ромбоэдрической у Р-ТКФ рассчитывали из соотношений У=2.589а с и У=0.866я2с соответственно. Значения параметров элементарной ячейки уменьшаются с

увеличением содержания На рис.4 представлены графические зависимости изменения параметров я и с элементарной ячейки р-ТКФ в зависимости от содержания ионов

10.45-1— 10.44-| 10.43-

< 10.4210.4110.4010.39-40

Рис.4 Изменение параметров а и с элементарной ячейки р-ТКФ в зависимости от содержания ионов

Присутствие ионов Mg в БФК влияет на изменение параметров элементарной ячейки Р-ТКФ. Наблюдается уменьшение параметров а, с и К вследствие внедрения ионов имеющих меньший радиус чем ионы кальция, в кристаллическую структуру Р-ТКФ. Параметры кристаллической ячейки ГА остаются постоянными. Таким образом, можно предположить, что магний образует твердый раствор замещения в Р-ТКФ и не входит в структуру ГА. Реакцию разложения М§-содержащего кальций-дефицитного ГА можно представить в следующем виде:

Са10.х (М2НР04)х(Р04)6(0Н)2.х - (1-х)Са10(РО4)б(ОН)2 + Зх(СаМё2х/9)3(Р04)г + хН20 (5)

оказывает стабилизирующее действие на структуру Р-ТКФ, улучшая его термическую стабильность по сравнению с чистым Р-ТКФ.

Для исследования спекания керамики были изготовлены керамические балочки различного фазового состава. На рис.5 показаны кривые усадки образцов чистых ГА и ТКФ, а также бифазных фосфатов, полученных разложением кальций-дефицитного ГА. Скорость усадки при изотермической выдержке максимальна при 1000 - 1150 °С. На участке 1150 -1350 'С скорость усадки резко снижается, открытая пористость стремится к нулю. До 1000 'С усадка происходит незначительно. Можно полагать, что в этом интервале спекание происходит по механизму поверхностной диффузии, при котором наблюдаются

1 2 3 4 5 6

Содержание ионов Ме, ат. %

37.38-Ц-

0 1 2 3 4 5 Содержание ионов %

сфероидизация частиц и образование контакта между ними, но не происходит сближение их центров. Далее с повышением температуры начинается ускоренная усадка, что свидетельствует о лимитирующей роли объёмной диффузии в процессах уплотнения. При 1150 °С усадка керамики состава Са/Р=1.64 составляет 16.5 %, а при 1200 "С достигает максимального значения 18 ' %. Из рис.5 видно, что увеличение содержания ТКФ в материале отрицательно влияет на процессы спекания. Открытая пористость керамики с увеличением температуры снижается, и при температурах выше 1200 'С стремится к нулю для всех образцов (Рис.5). Поведение графиков зависимости пористости от температуры для керамики различного состава имеет схожий характер. Это обусловлено близким фазовым составом и дисперсностью исходных частиц.

т,°с т,°с

Рис.5. Зависимость линейной усадки и открытой пористости образцов от состава и температуры обжига.

На рис. 6 показана зависимость прочности при изгибе материалов в зависимости от температуры спекания в интервале 1000 - 1350'С. С повышением температуры от 1000 до 1200°С прочность повышается и достигает максимальных значений (55 - 80 МПа) при 1200°С, а затем снижается. Прочность керамики с отношением Са/Р, близким к 1.5, нарастает медленнее при спекании и достигает лишь 55 МПа при 1200"С. Прочность состава Са/Р=1.64 более высокая и в интервале 1100 - 1200°С возрастает до 70 - 80 МПа. Термообработка при 1250 - 1350 °С приводит к снижению прочности образцов, что связано, по-видимому, с ростом кристаллов. Уменьшение прочности происходит также вследствие образования а-

ТКФ, вызывающего 7 % увеличение объема по сравнению с [3-ТКФ, что может приводить к растрескиванию.

т, "с

Рис.6. Зависимость прочности при изгибе от состава и температуры.

Было произведено сравнительное исследование свойств керамики, получаемой непосредственным смешением ГА с Р-ТКФ, и БФК, получаемой термическим разложением КДА. Смешивание ГА и р-ТКФ, в соотношении 40/60, проводили в планетарной мельнице в среде этилового спирта. Из полученного порошка получали керамические балочки и сравнивали их свойства со свойствами керамики, полученной разложением КДА. Образцы, полученные разложением КДА, лучше спекаются, чем образцы, полученные смешением ГА и ТКФ. Это может быть связано с неоднородностью распределения фаз в объеме второго материала.

Таким образом, плотно спеченную керамику удается получить при температурах выше 1150 °С. Увеличение содержания ТКФ в бифазном материале отрицательно влияет на процессы спекания. Материалы с большим содержанием ТКФ имеют более низкие прочностные характеристики. При температуре обжига 1200 °С, соответствующей достижению максимального уровня свойств, не происходит значительного роста размера зёрен, а дальнейшее повышение температуры спекания приводит к собирательной рекристаллизации и снижению уровня свойств.

Задача изготовления плотно спеченных керамических материалов на основе БФК осложняется различными температурами спекания для ГА и ТКФ. Температура спекания керамики составляет 1150-1250 °С, а изменение фазового состава в сторону увеличения

содержания ГА начинается при значительно более низких температурах, около 1000 °С, что приводит к изменению биологического поведения данного материала. Возможным подходом к решению проблемы получения плотно спеченной керамики на основе БФК с контролируемым составом является использование добавок к исходному порошку БФК, активирующих его спекание при пониженных температурах.

Эксперименты по активированному спеканию проводили на порошке магнийсодержащего БФК (ГА/р-ТКФ 60/40). Удельная поверхность порошка, определенная по методу БЭТ, равна 8,69 м2/г. В качестве спекающей добавки использовали двойной карбонат калия кальция (К2Са(С03)2).

К2Са(С03)2 вводили в порошок БФК в количестве 2, 5 и 8 масс. %. Смешивание проводили в среде ацетона с использованием планетарной мельницы в течение 2 часов. После введение добавки вводили временную связку (2 %-ный раствор ПВБ в спирте в количестве 30 масс. %). Полученный порошок сушили на воздухе в течение суток, затем просеивали через сито и прессовали в стальной прессформе под давлением 150 МПа для получения образцов в виде балочек 4*4*40 мм. Спекание проводили в атмосфере воздуха при температурах 700, 800, 850 и 900 °С. Изотермическая выдержка была 1; 2; 3; и 4 часа. Скорость нагрева составляла 8 °/мин .

На рис.7 показан график зависимости открытой пористости от времени выдержки при спекании. Введение добавки позволило снизить открытую пористость с 47 до ~1 %.

50-

I

£ 408 • S-

2

3

4

Время выдержки, час

Рис.7. Зависимость открытой пористости от времени выдержки при спекании, для образцов БФК (1) и БФК+5 масс.% К2Са(С03)2 (2), спеченных при 900 °С.

На рис.8 представлена зависимость линейной усадки и открытой пористости от температуры спекания образцов, содержащих различное количество спекающей добавки К2Са(С03)2, в зависимости от температуры спекания. Введение двойного карбоната калия-кальция приводит к существенной активации процесса спекания. Порошок БФК без введения добавки практически не спекается в исследованном интервале температур, линейная усадка при температуре 900 °С не превышает 5 %, открытая пористость также, соответственно, практически не уменьшается и при 900 °С имеет значение 50 %. Можно полагать, что в этом интервале температур спекание чистого БФК происходит по механизму поверхностной диффузии, при котором наблюдается сфероидизация частиц и образование контакта между ними, но не происходит сближение их центров. Введение в БФК 2 масс.% К2Са(С03)2 также не позволяет получить плотноспеченную керамику в интервале температур 700-900 °С. Введение 5 и 8 масс.% позволяет получать плотноспеченную керамику на основе БФК, имеющую открытую пористость менее 1 %, уже при 900 °С. Интенсивная усадка свидетельствует о том, что добавка К2Са(С03)г интенсифицирует процесс уплотнения вследствие образования, по-видимому, жидкой фазы. Участие жидкой фазы в процессе спекания косвенно подтверждают результаты исследований микроструктуры методом сканирующей электронной микроскопии.

Температура спекания, °С Температура спекания, "С

Рис. 8. Зависимость линейной усадки и открытой пористости от температуры спекания, для образцов с разным содержанием спекающей добавки К2Са(С03)2.

Прочность при изгибе образца БФК практически не увеличивается с повышением температуры и при 900 °С составляет 11 МПа, в то время как образцы, спеченные с добавкой К2Са(С03)2, имеют прочность 80-85 МПа.

Температура спекания. °С

Рпс.9 Зависимость прочности образцов керамики при изгибе от температуры спекания.

Из порошков бифазных материалов получали гранулы. Для этого порошки композитов смешивали с 10 %-ным раствором желатина. Концентрация суспензии варьировалась от 1,8 до 3,0 мл раствора желатина на 1 г порошка. После этого полученную суспензию вводили в нейтральную среду объемом 500 мл, в качестве которой использовали растительное масло при температуре от 10 до 15 °С, и перемешивали лопастной мешалкой. Скорость перемешивания варьировали в пределах от 700 до 900 об/мин. Перемешивание формирует капли, которые далее превращаются в твердые частицы и осаждаются. После отстаивания, осадок в виде сферических 1ранул отфильтровывали на воронке Бюхнера, отмывали от масла ацетоном, затем сушили на воздухе. После сушки гранулы подвергали термической обработке при температурах от 1000 до 1300 °С.

Термическая обработка приводит к выжиганию биополимера, формированию системы открытых взаимосвязанных пор и к усадке гранул. Пористость получаемых гранул составляла от 45 до 60 об.%. Доминирующая популяция относится к порам размером 0.1-5 мкм, относительное их содержание в общем количестве открытых пор составляет до 70 %.

Получаемые по разработанной технологии гранулы имели практически сферическую форму. Средний размер гранул и параметры распределения размеров в диапазоне от 50 до 2000 мкм зависели от концентрации суспензии, температуры дисперсионной жидкости и скорости вращения лопастей мешалки. Рассевом на наборе сит выделяли фракцию 300-500 мкм, которую использовали в последующих экспериментах.

В четвертой главе приведены результаты изучения растворимости фосфатов кальция в водных средах, а также исследование влияние среды на замедленное разрушение керамики.

Изучение растворимости полученных материалов проводили в 0.1 М растворе №С1, моделирующем внеклеточную жидкость организма, в течение 28 дней при постоянном объеме жидкой фазы (замкнутая система); такую методику обоснованно применяют при исследованиях биоматериалов. Результаты кинетики растворения гранул ГА, Р-ТКФ, а-ТКФ и бифазных ГА/р-ТКФ композиционных гранул представлены на рис.10.

Рис. ТО Изменение концентрации ионов Са2+ в изотоническом растворе при растворении - гранул: 1— а-ТКФ; 2— Р-'ГКФ; 3— 80% Р-ТКФ/20% ГА; 4— 60% Р-ТКФ/40% ГА; " : - '5— 40% р-ТКФ/60% ГА; 6— 20% Р-ТКФ/80% ГА; 7— ГА. Регрессионный анализ кинетических кривых показал, что процесс растворения гранул -многостадийный. На начальной стадии (до 1 суток) зависимости можно аппроксимировать логарифмической или степенной функцией. Во времени процесс растворения замедляется и кинетический закон переходит в экспоненциальный

' <? = с0+с„[1-ехрН>0]; (6)

где со - условная начальная концентрация, ст - концентрация насыщения, Ъ - коэффициент. Экспоненциальная зависимость соответствует кинетике 1-го порядка, когда скорость изменения количества "активных центров растворения" в растворяемом материале

пропорциональна их количеству в данный момент: & , где к не зависит от

времени.

Представляет интерес количественная оценка скорости изменения концентрации кальция в растворе в зависимости от соотношения ГА/р-ТКФ в гранулах. На экспоненциальной стадии скорость изменения концентрации уменьшается во времени:

¿с

— = стЬехр(-Ы)

. (7)

Поэтому в качестве количественной меры может рассматриваться начальная скорость

растворения, « . Согласно данным, приведенным в таблице 2, с1'

возрастает с увеличением содержания р-ТКФ в гранулах. Максимальную растворимость имеют гранулы из а-ТКФ. Принято значения параметров кинетического уравнения растворения нормировать на величену удельной поверхности, что дает возможность сравнивать растворимость разных материалов. Начальная скорость выделения кальция,

, нормированная на изменение удельной поверхности, возрастает с увеличением содержания бета-модификации 'ГКФ в гранулах. Это означает, что скорость растворения зависит не только от удельной поверхности, но и фазового состава. Существенное увеличение удельной поверхности гранул после выдержки в изотоническом растворе (таблица 2) свидетельствует о селективном растворении отдельных структурных элементов. Согласно данным РФА, содержание Р-ТКФ в образцах после испытания уменьшается. Увеличение после испытания удельной поверхности ГА-гранул, не содержащих Р-ТКФ, указывает на частичное растворение ГА.

Таблица 2. Параметры экспоненциальной и линейной стадии растворения, удельная поверхность 5о до и 5к после испытаний гранул на растворимость в зависимости от фазового состава гранул.

Содержание Р-ТКФ, масс. % со, мМ/л ст, мМ/л Ь, сутки"1 стЬ, (мМ/л)/сутки 5<ь м2/г м2/г

0 0.123 0.019 6.28 0.119 0.639 2.248

16 0.184 0.039 5.33 0.208 1.391 2.181

36 0.225 0.030 5.50 0.165 — —

53 0.236 0.043 5.34 0.230 0.402 1.113

77 0.250 0.074 5.30 0.392 0.325 1.367

100 0.28 0.104 4.97 0.517 0.027 0.680

а-ТКФ (100%) 0.407 0.199 4.79 0.953 — 0.898

Для анализа поведения БФК в открытой системе (непрерывная циркуляция жидкости) ставили следующий эксперимент. Навеску гранул БФК помещали в раствор SBF (Simulated body fluid) состава (в мМоль): Na+ 142.0, К+ 5.0, Mg2+ 1.5, Caî+ 2.5, СГ 147.8, НС03" 4.2, НР043" 1.0, S042" 0.5. Соотношение твердая фаза: жидкость составляло 0.5 г:200 мл. Жидкость меняли один раз в сутки в течение двух недель. Исходные образцы и образцы, находившиеся в растворе SBF, исследовали методами РФА и электронной микроскопии. На рис. 11 представлены рентгенограммы образцов керамики до и после нахождения в растворе SBF. Из рис. 11 видно, что после нахождения в растворе количество Р-ТКФ в образце уменьшается, т.к fi-ТКФ более растворим чем ГА. Согласно данным РФА, образование новых кристаллических фаз в процессе растворения не происходит.

29, град.

Рис. 11 Дифрактограммы образцов керамики до и после нахождения в растворе БВР: а) - исходный образец соства 60 % Р-ТКФ, 40 % ГА; б) 5 -дней в БВР; в) 10 - дней в ЯВР; г) 14 - дней в ЗВБ.

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, что ТКФ первоначально подвергается гидролизу с образованием Г'А. ГА, взаимодействуя с водой, конгруэнтно растворяется по реакции:

Са,0(РО4)б(ОН)2 (тв) => 10Са2+ (ж) + 6Р043" (ж) + 201Г (ж) (8)

В растворе ионы Са2+, группы Р043" и ОН' могут взаимодействовать между собой. В нейтральной и кислой средах взаимодействие фосфат-ионов с протонами приводит к образованию НР042"

6Р043" (ж) + Н* (ж) => 6НР042" (ж) (9)

Эти группы могут взаимодействовать с частью ионов кальция, продукт взаимодействия осаждается в форме менее растворимого СаНР04:

6НР042" (ж) + 6Са2+ (ж) => 6СаНР04 (тв) (10)

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

4Са2+ (ж) + 80Н" (ж) => 4Са(0Н)2 (тв) (11)

Продукты реакций осаждаются на поверхности ГА в растворе. Группы НР042" 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. Так, определенное методом рентгеновского энерго-дисперсионного анализа соотношение Са/Р в образце бифазной керамики композиционного состава 60% ТКФ - 40% ГА было 1,58 и 1,49 до и после выдержке в растворе, соответственно.

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.

Для исследования влияния среды на замедленное разрушение и прочность БФК-керамики изготовили керамические образцы в форме баночек. БФК получали мокрым способом из растворов нитрата кальция и гидрофосфата аммония. Для получения балочек использовали порошки с соотношением ГА/р-ТКФ=60/40 и чистый ГА. Для интенсификации процессов спекания использовали спекающую добавку К2Са(С03)2. Спекающую добавку вводили в количестве 5 масс. %. Образцы отжигали при температуре 900 "С. Открытая пористость образцов составила 0,3 %. Исследования проводили на воздухе и в SBF.

На рис.12 показаны графики динамической усталости для БФК-керамики и керамики на основе ГА, образцы которой 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

19

среде, приводящим к субкритическому подрастанию трещины в процессе нагружения до критического ее размера 1с. Этот размер соответствует критерию Гриффитса для перехода трещины к самопроизвольному, неконтролируемому распространению.

1.9

1.8- • - (2) вВР; п=11

■ - (1) воздух;п=16

1.5-

-3

-2

-1

О

-3

-2

О

^е, с"'

с"'

Рис. 12 График динамической усталости для образцов БФК (слева)и ГА-керамики (справа).

Значения коэффициента п (характеризующего чувствительность материала к замедленному разрушению) примерно одинаковы для ГА- и БФК-керамики. Вероятно, это обусловлено тем, что трещина распространяется при разрушении по границам кристаллов, а состав границы формируется при участии спекающей добавки. Следовательно, состав материала границ кристаллов для обеих материалов может быть близок. С другой стороны, полученные значения п близки к таковым для гидроксиапатитовой и фторапатитовой керамики, так что процесс коррозии под напряжением зернограничной фазы близок к таковому для матриксной апатитовой фазы. Влияние среды на замедленное разрушение БФК-керамики несколько более сложное, чем на разрушение ГА-керамики (снижение значения п от 16 до 11 для БФК-керамики и от 12 до 10 для ГА-керамики).

Можно отметить следующие особенное™ влияния состава керамики и среды на механические свойства образцов. Во-первых, средняя прочность ГА-керамики выше прочности керамики из БФК. Физико-химическая среда оказывает существенно большее влияние на среднюю прочность БФК-керамики, по сравнению с ГА-керамикой. 8ВР снижает прочность БФК примерно на 25%, тогда как прочность ГА-материала снижается лишь на 10 %. Это может быть объяснено лучшей растворимостью БФК керамики.

Были проведены биологические испытания образцов БФК-керампки. Адсорбцию протеинов оценивали методом ELISA по результатам измерения оптической плотности. Исследовали адсорбцию фибронектина и морфогенетического протеина ВМР-2, которые играют важнейшую роль в процессе остеогенеза. Были исследованы две группы образцов: с низкой (<1 %) и высокой (=20 %) открытой пористостью. Исследования адсорбции проводились в исследовательском центр Россендорф, Германия. По результатам испытаний ТКФ-керамика обладает в 3-5 раз более высокой способностью к адсорбции протеинов, чем ГА-керамика. Сравнение данных, полученных для образцов пористой и плотной керамик, показало, что открытая пористость 20% увеличивает адсорбцию протеинов в примерно 4 раза.

На модели иммортализованных фибробластов человека (ФЧ) проведены биомедицинские испытания in vitro образцов БФК совместно с ФГУ "Московский научно-исследовательский онкологический институт им П.А. Герцена": изучена цитотоксичность материалов и оценены матриксные качества их поверхностей, т.е. исследованы возможности поддерживать активный рост и пролиферацию клеток при длительном (до 4-х недель) совместном культивировании. Показано, что биокерамика на основе БФК не обладает токсичностью в отношении культуры ФЧ. Популяция ФЧ при длительном культивировании на БФК постоянно нарастала и была сопоставима с контрольными. Все образцы БФК керамики не обладали токсичностью в отношении культуры фибробластов человека и характеризовались выраженными матриксными качествами поверхности: На образцах бифазной керамики ГА-ТКФ 80/20, чистом ß-ТКФ, к окончанию культивирования популяция ФЧ значительно превышала контрольные значения.

Эксперименты in vivo (биосовместимость) выполнены в МЕШОИ им П.А.Герцена. Показано, что при подкожной трансплантации экспериментальным животным (крысы) биокерамические материалы на основе БФК не вызывают реакции воспаления окружающих тканей, т.е. являются биосовместимыми. Шероховатость поверхности этих образцов обеспечивает им выраженные матриксные качества - процесс миграции фибробластов с заселением отдельных гранул и формированием соединительной ткани отмечается уже через 2 недели после операции, пористость - создает условия для эффективной неоваскуляризации.

выводы

Выполнены исследования по технологии и свойствам композиционной бифазной керамики в системе гидроксиапатита—Р-трикальций фосфата и магнийсодержащей бифазной керамики. На основании полученных экспериментальных данных сделаны следующие выводы:

1. Установлено влияние параметров синтеза БФК методом осаждения из водных растворов солей нитрата кальция и гидрофосфата аммония (соотношение исходных компонентов, рН, температура) на химический состав получаемого продукта. Метод осаждения КДА из растворов с варьируемым соотношением компонентов (Са/Р от 1.54 до 1.64) с последующим отжигом продукта синтеза при заданной температуре (от 900 до 1300 °С) обеспечивает возможность получения БФК с соотношением ГА/р-ТКФ в широких пределах от 12:88 до 89:11.

2. Частичное замещение кальция магнием приводит к стабилизации фазового состава БФК в широком интервале температур от 900 до 1200 °С. Магний изоморфно замещает позиции кальция в структуре Р-ТКФ, снижая этим параметры элементарной ячейки а от 10.44 до 10.44 р-ТКФ в связи с различием ионных радиусов магния и кальция. Параметры элементарной ячейки ГА не изменяются, при введении Mg в БФК, что свидетельствует о преимущественном вхождении магния в структуру ТКФ.

3. Исследовано влияние фазового состава на спекание, формирование микроструктуры и прочность композиционной БФК-керамики. Плотно спеченную керамику из БФК получили при температурах свыше 1150 °С. Наилучшими прочностными характеристиками (прочность при изгибе около 80 МПа) обладает керамика с большим содержанием ГА (80%). Снижение прочности при температурах выше 1200 °С обусловлено ростом зерна и превращением р—>а в ТКФ.

4. Установлена высокоэффективная добавка для спекания БФК до плотности, близкой к теоретической. Введение К2Са(СОз)2 в шихту в количестве 5-8 масс.% позволяет получать плотно спеченную керамику при температуре 850-900 °С. Спекание происходит с участием жидкой фазы. Прочность при изгибе БФК-керамики, спеченной с 5-8 масс. % добавки К2Са(С03)2 достигает 85 МПа.

5. Исследованиями кинетики растворения БФК в жидкости, моделирующей жидкости организма, установлено, что кинетика процесса растворения - многостадийна, соответствует кинетике гетерофазного растворения, описывается на большем протяжении

процесса растворения экспоненциальной зависимостью от времени. Выявлена зависимость параметров экспоненциальной функции, характеризующих скорость растворения, от состава БФК-керамики. Установлены особенности эволюции микроструктуры, фазового и химического состава БФК-керамики в процессе растворения.

6. В результате исследования образцов на динамическую усталость установлено что, физико-химическая среда оказывает существенно большее влияние на среднюю прочность БФК-керамики, по сравнению с ГА-керамикой. SBF снижает прочность БФК примерно на 25%, тогда как прочность ГА-материала снижается лишь на 10 %. Это может быть объяснено лучшей растворимостью БФК керамики.

7. На основе выявленных оптимальных фазового состава и технологических параметров изготовлены лабораторные партии порошков, гранул и пористой керамики. Проведённые биологические испытания in vitro, адсорбцию протеинов и на цитотоксичность, а также и in vivo (на мышах и кроликах) продемонстрировали высокую биологическую совместимость и перспективность клинического применения БФК-керамики в имплантологии и реконструктивно-пластической хирургии.

ПУБЛИКАЦИИ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ

1) Баринов С.М., Кубарев О.Л., Фадеева И.В. Биорезорбируемая керамика из гидроксиапатита и ß-трикалыщйфосфата // Новые перспективные материалы и технологии их получения - 2004: Сб. науч. тр. международной конференции. Т.1., Волгоград, гос. техн. ун-т, РПК «Политехник». 2004. С. 33-35.

2) Кубарев О.Л., Комлев B.C., Маитц М., Баринов С.М., Фадеева И.В. //Нанопорошки и нанокристаллические керамические материалы на основе ортофосфатов // Тезисы Io" Всероссийской конференции по наноматериалам «Нано 2004», Москва, 2004.

3) Barinov S., Maitz М., Sergeeva N., Sviridova I., Komlev V., Kubarev O., Kirsanova V., Reshetov I. In vitro and in vivo study of bi-phase calcium phosphate scaffolds of varying НА/TCP ratio // The International Journal of Artificial Organs. 2005. V. 28. № 4. P. 387.

4) Komlev V.S., Kubarev O.L., Fomin A.S., Fadeeva I.V., Barinov S.M. Calcium phosphate powders and granules for medicine. // Proceed, of Int. Conference Deformation and Fracture in Structural Materials. Stará Lesná. 2005. P. 354 - 358.

5) Кубарев О.Л., Баринов C.M., Фадеева И.В., Комлев B.C. Пористые керамические гранулы на основе гидроксиапатита и трикальцийфосфата для клеточных технологий

реконструкции тканевых дефектов в хирургии // Перспективные материалы. 2005. № 2. С.34-42.

6) Кубарев O.JL, Комлев B.C., Баринов С.М., Сергеева Н.С., Свиридова И.К., Кирсанова В.А., Ахмедова С.А., Солнцев К.А. Биокерамические гранулы с контролируемой кинетикой резорбции, предназначенные для терапии костных тканей // ДАН. 2006. Т. 409, № 1.С. 73-76.

7) Кубарев O.JI, Комлев B.C., Баринов С.М., Сергеева Н.С., Свиридова И.К., Кирсанова В .А., Ахмедова С.А. Биокерамические гранулы с контролируемой кинетикой резорбции // Материалы всероссийского совещания «Биокерамика в медицине», Москва, ИПК РАН, 2006, с.138.

8) Кубарев O.JL, Баринов С.М. Синтез магнийсодержащих бифазных фосфатов кальция // Материалы всероссийского совещания «Биокерамика в медицине», Москва, ИПК РАН, 2006, с.138.

9) Баринов С.М., Смирнов В.В., Фадеева И.В., Комлев B.C., Кубарев O.JI. «Материал для замещения дефектов костной ткани» // Патент РФ № 2281121 на изобретение.

10) Баринов С.М., Смирнов В.В., Фадеева И.В., Комлев B.C., Кубарев О.Л. «Материал для замещения дефектов костной ткани» // Патент РФ № 2292865 на изобретение.

11) Баринов С.М., Смирнов В.В., Фадеева И.В., Комлев B.C., Кубарев О.Л. «Материал для замещения дефектов костной ткани» // Патент РФ № 2292866 на изобретение.

12) Баринов С.М., Смирнов В.В., Фадеева И.В., Комлев B.C., Кубарев О.Л. «Материал для замещения дефектов костной ткани» // Патент РФ № 2292867 на изобретение.

13) Баринов С.М., Смирнов В.В., Фадеева И.В., Комлев B.C., Кубарев О.Л. «Материал для замещения дефектов костной ткани» // Патент РФ № 2292868 на изобретение.

14) Комлев B.C., Баринов С.М., Кубарев О.Л. «Способ изготовления пористых керамических гранул фосфатов кальция» // Решение о выдаче патента РФ по заявке № 2005131363/03.

15) Кубарев О.Л., Комлев B.C., Маитц М., Баринов С.М. «Биоактивная композиционная керамика в системе гидроксиапатит-трикальцийфосфат» // ДАН. 2007. Т. 413, № 3. С. 13.

Принято к исполнению 26/02/2007 Исполнено 27/02/2007

Заказ № 142 Тираж: 120 экз.

Типография «11-й ФОРМАТ» ИНН 7726330900 115230, Москва, Варшавское ш., 36 (495) 975-78-56 www.autoreferat.ru

Введение.

1. Обзор литературы.

1.1. Структура и свойства естественной кости.

1.2. Свойства фосфатов кальция.

1.3. Поведение фосфатов кальция в водных средах.

1.4. Описание процессов растворения при исследованиях резорбируемости неорганических биоматериалов.

1.5. Структура ортофосфатов кальция.

1.6. Методы синтеза ортофосфатов кальция.

1.6.1. Синтез гидроксиапатита.

1.6.2. Синтез трикальцийфосфата.

1.6.3. Получение бифазных фосфатов кальция (БФК).

1.7. Биологическое поведение БФК-керамики.

1.8. Особенности спекания фосфатно-кальциевой керамики.

1.8.1. Плотная керамика.

1.8.2. Пористая ГА керамика.

1.8.3. Керамические гранулы.

1.9. Цель работы.

2. Материалы и методы исследования.

2.1. Исходные материалы.

2.2. Технология керамики на основе БФК.

2.3. Методы исследования.

2.3.1. Определение удельной поверхности порошка.

2.3.2. Определение линейной и объемной усадки формовок при обжиге.

2.3.3. Определение кажущейся плотности и открытой пористости керамики.

2.3.4. Определение прочностных характеристик керамики.

2.3.5. Рентгенографические исследования.

2.3.6. Электронная микроскопия.

2.3.7. Инфракрасная спектроскопия образцов.

2.3.8. Ионометрия растворов.

2.3.9. Исследование топографии поверхности образцов методами сканирующей зондовой микроскопии.

2.3.10. Исследование адсорбции протеинов.

3. Синтез бифазных фосфатов кальция и исследование формирования микроструктуры керамики при спекании.

3.1. Синтез фосфатов кальция.

3.1.1. Синтез гидроксиапатита методом осаждения.

3.1.2. Синтез трикальцийфосфата.

3.1.3. Синтез композиционных бифазных материалов ГА/ТКФ.

3.1.4. Синтез магнийсодержащих бифазных фосфатов кальция.

3.2. Формирование микроструктуры при спекании.

3.2.1. Исследование спекания керамики на основе ГА-ТКФ.

3.2.2. Влияние спекающей добавки на спекание

БФК керамики.

3.2.3 Получение гранул.

4. Свойства БФК.

4.1. Исследование растворимости.

4.2. Влияние среды на замедленное разрушение и прочность керамики на основе БФК.

4.3. Адсорбция протеинов.

4.4. Испытания на цитотоксичность.

4.5 In vivo тестирование БФК-керамики.

5. Выводы.

Повреждения и заболевания костных тканей занимают одно из первых мест среди причин смертности, временной нетрудоспособности и развития инвалидности. Для восстановления функции костных тканей и соответствующих органов необходимо использовать имплантанты из различных материалов. В идеальном случае материал должен быть биологически совместимым с тканью, то есть не быть токсичным, не вызывать отрицательных реакций со стороны организма, не отторгаться организмом как инородное тело, и быть биологически активным, то есть вступать в непосредственное взаимодействие с биологической системой организма, приводящему к формированию костной ткани или к образованию соединения с ней [1-4].

Кальций-фосфатные материалы рассматриваются как наиболее перспективные для восстановления и замещения дефектов костных тканей. В частности, гидроксиапатит (ГА, Саю(Р04)б(0Н)2), являющийся основным минеральным компонентом костной ткани, характеризуется остеокондуктивным поведением и наименьшей среди ортофосфатов кальция растворимостью в водных средах [5-7]. Он используется для изютовления керамических имплантантов и нанесения покрытий на детали эндопротезов, устойчивых к резорбции в организме человека. В 1920 году Алби впервые сообщил об успешном испытании кальций-фосфатных материалов для восстановления костных дефектов [8]. Однако только в 70-х годах прошлого века началось систематическое исследование возможности применения синтетических кальций-фосфатных фаз в медицине [9-11]. Большой вклад в науку о фосфатах кальция и технологию материалов на их основе внесли отечественные (В.П. Орловский, В.Я. Шевченко, П.Д. Саркисов, Ю.Д. Третьяков, Е.С. Лукин и др.) и зарубежные ученые (Р. Легерос, У. Бонфилд, Л. Хенг, Г. Дакулси, X. Аоки и др.). Значительный прогресс достигнут в понимании процессов взаимодействия фосфатов кальция с физиологической средой (Н.С. Сергеева, А.И. Воложин, В.К. Леонтьев, К. Рей, П. Дюшейен и др.). В начале 80-х годов синтетические ГА и трикальцийфосфат (ТКФ) стали коммерчески доступными в качестве материалов — заменителей костных тканей в хирургии и стоматологии [12,13].

В настоящее время 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 биологически инертного имплантата с костной тканью, и пористых матриксов для клеточных технологий реконструкции костных тканей [14].

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, которые существенно, в 10100 раз ниже, чем у естественной костной ткани. Поэтому керамические имплантаты используют только для органов, не несущих значительные физиологические нагрузки [15,16].

В последние годы большой интерес вызывает новая концепция реконструкции костных тканей, так называемой "инженерии костных тканей", которая основана на использовании материалов, постепенно резорбируещихся в организме и замещаемых новообразующейся костной тканью [17,18]. Согласно этой концепции, 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. Одно из основных требований к таким материалам -согласуемость кинетики резорбции с кинетикой остеогенеза. Трехкальциевые фосфаты (СазСРО^) сх- и р- модификации имеют существенно более высокую скорость резорбции но сравнению с ГА [5], поэтому варьированием соотношения фаз в бифазных композиционных материалах на основе ГА и ТКФ можно регулировать скорость резорбции. Такие композиции могут быть получены различными способами, в том числе смешением исходных компонентов или высокотемпературным разложением кальцийдефицитного апатита (КДА) [14].

Термин бифазные фосфаты кальция (БФК) впервые был использован Нери [19] для описания биокерамики, которая содержала смесь ГА и р-ТКФ. Первые исследования БФК с различным отношением ГА/[3-ТКФ были проведены Легеросом [20-23]. В этих работах сообщалось, что биологическое поведение такой керамики зависит о г количественного отношения ГА/(3-ТКФ. Более поздние исследования, сфокусированные на БФК, привели к значительному увеличению производства и использования БФК [24-27].

Актуальность работ по керамическим композиционным материалам на основе ГА и ТКФ обусловлена необходимостью создания материалов с регулируемой кинетикой резорбции для принципиально новых медицинских клеточных технологий восстановления поврежденных костных тканей -инженерии костной ткани. Только в Москве в данной области работают 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.

Тем не менее, несмотря на многочисленные исследования, ряд вопросов в проблеме создания и технологии БФК остается открытым, в том числе

1) простой и воспроизводимый синтез БФК с заданным отношением компонентов ГА/[3-ТКФ;

2) оптимизация технологии керамики из БФК учитывая, что поведение при спекании ГА и р-ГКФ существенно различно;

3) управление характеристиками микроструктуры, механическими и химическими свойствами керамики;

4) оптимальное соотношение компонентов для достижения необходимой кинетики резорбции и биологического поведения;

Данная работа направлена на внесение вклада в решение этих задач.

Целью работы является разработка основ технологии БФК-керамики с регулируемым фазовым составом и установление закономерностей формирования её микроструктуры, механических и химических свойств.

Для достижения указанной цели в работе решались следующие основные задачи

1) Разработка метода синтеза бифазных фосфатов кальция с регулируемым соотношением фаз.

2) Изучение влияния технологических параметров на формирование фазового состава и микроструктуры БФК-керамики; разработка метода интенсификации уплотнения при её спекании.

3) Исследование формирования микроструктуры и свойств пористых сферических гранул из БФК.

4) Изучение поведения бифазных материалов в жидкостях, моделирующих жидкости организма: исследование кинетики растворения, изучение изменения микроструктуры и фазового состава БФК-керамики в процессе растворения; исследование влияния фазового состава на замедленное разрушение керамики in vitro.

5) Изготовление лабораторных партий БФК-керамики для проведения сравнительных испытаний in vitro с целью прогнозирования поведения в организме человека и проведение таких испытаний.

Научная новизна полученных результатов заключается в следующем:

1) Установлено влияние условий синтеза бифазных фосфатов кальция методом осаждения из водных растворов солей (соотношение исходных компонентов, рН, температура) на химический и фазовый состав получаемого продукта; выявлено, что в процессе синтеза магний-содержащих бифазных фосфатов кальция магний входит в структуру [3-ТКФ.

2) Установлены особенности формирования микроструктуры при спекания БФК в интервале температур 1000-1350 °С\ Разработан способ активирования спекания БФК при введении спекающей добавки в виде двойной карбонатной соли калия и кальция, формирующей жидкую фазу при спекании, позволяющий снизить температуру спекания БФК на 300 °С с достижением плотности керамики, близкой к теоретической. Выявлено влияние технологической предыстории фазового соства и микроструктуры БФК на ее механические свойства.

3) Исследованиями кинетики растворения БФК в жидкости, моделирующей жидкости организма, установлено, что кинетика процесса растворения - многостадийна, соответствует кинетике гетерофазного растворения, описывается на большем протяжении процесса растворения экспоненциальной зависимостью от времени. Выявлена зависимость параметров экспоненциальной функции, характеризующих скорость растворения, от состава БФК-керамики. Установлены особенности эволюции микроструктуры, фазового и химического состава БФК-керамики в процессе растворения.

4) Сопротивление замедленному разрушению плотно спеченной БФК и ГА-керамики снижается под воздействием физиологической среды (моделирующей внеклеточную жидкость); фазовый состав керамики оказывает незначительное влияние на сопротивление замедленному разрушению. По результатам испытаний in vitro на адсорбцию протеинов (БМИ-2, фибронектин) и адгезивные характеристики фибробластов человека. Выявлена оптимальная композиция БФК.

Практическая ценность работы состоит в следующем: 1) Разработаны условия синтеза БФК, обеспечивающие возможность получать продукт с заданным содержанием компонентов.

2) Разработаны основы технологии БФК керамики, в том числе плотно спеченной, с применением активирующих спекание добавок; изготовлена лабораторная партия керамики, испытания которой в медицинских учреждениях продемонстрировали высокую биологическую совместимость и перспективность применения в клинической практике, в частности для восстановления костных тканей пост-операционных онкологических пациентов.

Положения, выносимые на защиту:

1) Условия синтеза бифазных фосфатов кальция, в том числе магний-содержащих, с заданным фазовым составом.

2) Основы технологии гранул и плотноспеченной БФК.

3) Результаты исследования микроструктуры и фазового состава кинетики растворения БФК порошков, гранул и керамики.

4) Результаты исследований замедленного разрушения БФК-керамики.

Работа выполнена в соответствии с планом НИР Института физико-химических проблем керамических материалов РАН; поддержана проектами программы Президиума РАН П8, грантами РФФИ № 03-03-32230, 06-0332192, 06-03-08028, проектом сотрудничества с Исследовательским центром Россендорф (Германия).

Автор диссертации выражает глубокую благодарность за руководство работой д.т.н., проф., заслуженному деятелю науки РФ Баринову С.М.; сотрудникам лаборатории ККМ Института физико-химических проблем керамических материалов РАН и особенно - к.х.н. Фадеевой И.В., к.т.н. Комлеву B.C. и к.т.н. Смирнову В.В.; за проведение рентгенофазового анализа к.ф-м.н. Шворневу Людмилу Ивановну; за постановку и проведение испытаний in vitro сотрудников МНИОИ им. П.А. Герцена (д.б.н. Сергееву Н.С., к.б.н. Свиридову И.К., к.б.н. Кирсанову В.А.); за общую поддержку -администрацию ИПК РАН.

1. Обзор литературы.

5. Выводы.

Выполнены исследования по технологии и свойствам керамики на основе гидроксиапатита и p-трикальций фосфата и Mai нийсодержащей бифашой керамики. На основании полученных экспериментальных данных сделаны следующие выводы:

1. Установлено влияние параметров синтеза БФК методом осаждения из водных растворов солей нитрата кальция и гидрофосфата аммония (соотношение исходных компонентов, рН, 1емпература) на химический состав получаемого продукта. Метод осаждения КДА из растворов с варьируемым соотношением компонентов (Са/Р от 1.54 до 1.64) с последующим отжигом продукта синтеза при заданной температуре (от 900 до 1300 °С) обеспечивает возможность получения БФК с соотношением ГА/р-ТКФ в широких пределах от 12:88 до 89:11.

2. Исследовано влияние фазового состава на параметры микроструктуры и прочность композиционной ГА-ТКФ керамики. Плотноспеченную керамику из БФК получили при температурах свыше 1150 °С. Наилучшими прочностными характеристиками обладает керамика с большим содержанием ГА.

3. Частичное замещение кальция магнием приводит к образованию БФК с различным отношением ГА/р-ТКФ. Магний изоморфно замещае1 позиции атом кальция. Ионы магния входят в структуру Р-ТКФ, изменяя параметры элементарной ячейки Р-ТКФ в связи с разными ионными радиусами магния и кальция. Параметры элементарной ячейки ГА не изменяються.

4. Установлена высокоэффективная добавка для спекания БФК до плотности, близкой к теоретической. Введение К2Са(С03)2 в шихту в количестве 5-8 масс.% позволяет получать плотно спеченную керамику при температуре 850-900 °С. Интервал интенсивной усадки зависит от количества вводимой добавки. Спекание происходит с участием жидкой фазы.

5. Исследованиями кинетики растворения БФК в жидкости, моделирующей жидкости организма, установлено, что кинетика процесса растворения - многостадийна, соответствуй кинетике гетерофазного растворения, описывается на большем протяжении процесса растворения экспоненциальной зависимостью от времени. Выявлена зависимость параметров экспоненциальной функции, характеризующих скорость растворения, от состава БФК-керамики. Установлены особенности эволюции микроструктуры, фазового и химического состава БФК-керамики в процессе растворения.

6. В результате исследования образцов на динамическую усталость установлено что, физико-химическая среда оказывав существенно большее влияние на среднюю прочность БФК-керамики, по сравнению с ГА-керамикой. SBF снижает прочность БФК примерно на 25%, тогда как прочность ГА-материала снижается лишь на 10 %. Это может быть объяснено лучшей растворимостью БФК керамики.

7. На основе выявленных оптимальных технологических параметров изготовлены лабораторные партии порошков, гранул и пористой керамики. Проведённые биологические испытания адсорбции протеинов, in vitro (МТТ-тест на цитотоксичность) и in vivo (на крысах) продемонстрировали высокую биологическую совместимость и перспективность клиническою применения БФК-керамики в имплантологии и реконструктивно-пластической хирургии.

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. Карлов А.В., Шахов В.Г1. Системы внешней фиксации и регуляторные механизмы оптимальной биомеханики. Томск, 2001., с.480.

4. Hench L.L. Bioceramics: From concept to clinic // J. Amer. Ceram. Soc. 1991. V.74. P.1487-1510.

5. Вересов А.Г., Путляев В.И., Третьяков Ю.Д. Достижения в области кальцийфосфатных биоматериалов // Рос. хим. журн. 2000. Т.44., №6, ч.2. С.32-46.

6. Швед С.И. Кальцийфосфатные материалы в биологических средах. // Успехи соврем, биологии. 1995. Т.115, №1. С.58-73.

7. Орловский В.П., Комлев B.C., Баринов С.М. Гидроксиапатит и керамика на его основе // Неорг. материалы. 2002. Т.38, № 10. С. 973-984.

8. Albee F., Morrison Н. Studies in bone growth // Annal. Of Surg. 1920. V. 71. P. 32-38.

9. Aoki H. Science and medical applications of hydroxyapatite. Tokyo: JAAS. 1991.245c.

10. Jarcho M., Bolen C.H., Thomas M.B., Bobick J., Kay J.F., Doremus R.H. Hydroxyapatite synthesis and characterization in dense polycrystalline form // J. Mater. Sci., 1979. N 11. P. 2027-2035.

11. Hench I., Splinter R., Greenlee 1., Allen W. Bonding mechanisms at the interface of ceramic prosthetic materials // J. Biomed. Eng. 1971. V. 2. P. 117-141.

12. Jarcho M. Calcium Phosphate Ceramics as Hard Tissue Prosthetics // Clin. Orthop., 1981. V. 157. P.259-278.

13. Metsger S.D., Driskell T.D., Paulsrud J.R. Tricalcium phosphate ceramic a resorbable bone implant: review and current status // J. Am. Dent. Assoc., 1982. V.105. P.1035.

14. Баринов C.M., Комлев B.C. Биокерамика иа основе фосфатов кальция. -М.:Наука., 2005.C.205.

15. Suchanek W., Yoshimura М. 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.

16. Баринов C.M., Шевченко В.Я. Прочность технической керамики М.: Наука, 1996.-159 с.

17. Hench L.L., Polak J.M. Third-generation biomedical materials // Science. 2002. Vol. 295. P. 1014-1017.

18. Cancedda R., Dozin В., Giannoni P., Quatro R. Tissue engineering and cell therapy of cartilage and bone // Matrix Biology. 2003. Vol. 22. P. 81-91.

19. Elllinger R.F., Nery E.B., Lynch K.L Histologic assessment of periodontal osseous defects following implantation of hydroxyapatite and biphasic calcium phosphate ceramics: A case report // Int. J. Periodont. Restor. Dent., 1986. V.6. N.3. P.22-33.

20. Legeros R.7., Daculsi G., in "CRC Handbook of Bioactive Ceramics", edited by Yamamuro Т., Hench L., Wilson-Hench J., CRC Press, Boca Raton. 1990. P. 17.

21. Daculsi G., Legeros R.Z., Nery E.B., Lynch K., Kerebel B. Transformation of biphasic calcium phosphate ceramics in vivo: Ultrastructural and physicochemical characterization// Biomed. Mater. Res., 1989. V.23. p. 883-894.

22. LeGeros R.Z. Calcium phosphate materials in restorative dentistry // Adv. Dent. Res., 1988. V.2. p. 164.

23. Nery E.B., Legeros R.Z., Lynch K., Kalbefleis C. Tissue Response to Biphasic Calcium Phosphate Ceramic With Different Ratios of HA/p TCP in Periodontal Osseous Defects // J. Periodontal., 1992. V.63. p. 729-735.

24. Masaki К., Keiichi M., Waite D.H., Hiroshi N., Toru O. In vitro Stability of Biphasic Calcium Phosphate Ceramics. // Biomaterials. 1993. V.14. p.299-304.

25. Trecant M., Delecrin J., Royer J., Goyenvalle E., Daculsi G. Mechanical changes in macro-porous calcium phosphate ceramics after implantation in bone // Clin. Mater., 1994. V.15. N.4. p.233-240.

26. Daculsi G. Biphasic calcium phosphate concept applied to artificial bone, implant coating and injectable bone substitute // Biomaterials. 1998. V.19. N.16. p.1473-1478.

27. Benahmed M., Bouler J. M., Heymann D., Gan O., Daculsi G., Biodegradation of synthetic biphasic calcium phosphate by human monocytes in vitro: a morphological study // Biomaterials. 1996. V. 17. N.22. p.2173-2178.

28. Самусев P.П., Селин Ю.М. Анатомия человека. М.: Медицина, 1990. 479с.

29. Альберте Б., Брей Д., Льюис Дж. и др. Молекулярная биология клетки. М.:Мир., 1994. Т.3.,с.504.

30. Martin R.B. Bone as a ceramic composite material // Mater. Sci. Forum. 1999. V. 7, № l.P. 5-16.

31. Sieradzki K., Green D., Gibson L. Mechanical Properties of Porous and Cellular Materials. // Mat. Res. Soc. Symp. Proc. 1991. V. 207.

32. Landis W.J., Librizzi J.J., Dunn M.G., Silver F.H. A study of the relationship between mineral content and mechanical properties of turkey gastrocnemius tendon //J. Bone Mineral Res., 1995. N10. P.859.

33. Bohner M. Calcium orthophosphates in medicine: from ceramics to calcium phosphate cements // Injury. 2000. V.31, Suppl. 4. S-D37-S-D47.

34. 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.

35. 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. 195200.

36. Вересов А.Г., Путляев В.И., Третьяков Ю.Д. Химия неорганических биоматериалов на основе фосфатов кальция. // Рос. хим. ж. 2004. Т.48. №4. С.52-64.

37. Zhang Q., Chena J., Fenga J., Caoa Y., Denga C., Zhanga X. Dissolution and mineralization behaviors of HA coatings // Biomaterials., 2003. V.26. P.4741-4748.

38. Dorozhkin S.V. Acidic dissolution mechanism of natural fluorapatite. Nanolevel of investigations//J. Cryst. Growth. 1997. Vol. 182. P. 133-140.

39. Kwon S-H., Jun Y-K., Hong S-H., Kim H-E. Syntesis and dissolution of (3-TCP and HA/J3-TCP composite powders // J. Eur. Ceramic Society., 2003. V.23. P. 1039-1045.

40. Legeros R.Z., Lin S., Rohanizaden R., Mijares D., Legeros J.P. Biphasic calcium phosphate bioceramics: preparation, properties and applications // J. Mater. Sci.: Mater. Med., 2003. V.14. P.201-209.

41. Кучковская O.B. Взаимодействие оксидов // Дисс. соиск. уч. ст. к.х.н. М. 2000.

42. Holz М., Fahr A. Compartment modeling // Adv. Drug Delivery Rev. 2001. V.48. P.249 -264.

43. Rimstiat J.D., Barner H.L. The kinetics of silica-water interaction // Geochim. Cosmohim. Acta. 1988. V.44. P. 1679-1699.

44. Cerruti M.G., Greenspanb D., Powersc K. An analytical model for the dissolution of different particle size samples of Bioglass in TRIS-buffered solution // Biomaterials. 2005. V.26. P.4903^911.

45. Ван Везер. Фосфор и его соединения -М. ИЛ, 1962, 333 с.

46. Вендерма М.А., Кнубовец Р.Г. Замещенные галоген иды в структуре гидроксиапатита. // Изв. АН СССР. Неорг. материалы. 1984. Г.20, №6. С. 991.

47. 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.

48. 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.

49. Mathew M., Takagi S. Structures of biological minerals in dental research. // J. Res. Natl. Inst. Stand. Technol. 2001. V.106. P.1035-1044.

50. Termine J.D., Eanes E.D. Comparative chemistry of amorphous and apatitic calcium phosphate preparations // Calcif. Tiss. Res. 1972. V. 10. P. 171-197.

51. Губер Ф., Шмайсер M., Шенк В.Г1 Руководство по неорганическому синтезу. -М.: Мир, 1983. -572 с.

52. Ключников Н.Г. Руководство по неорганическому синтезу -М.: Химия, 1965.375 с.

53. 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.

54. Орловский В.П., Родичева Г.В., Ежова Ж.А., Коваль Е.М., Суханова Г.Е. Изучение условий образования тидроксилапатита в системе СаС12 -(NH4)2HP04 NH4OH - Н20 (25 "С) // Журн. неорг. химии. 1992. Т. 37, № 4. С. 881-883.

55. Padilla S., Roman J., Valet-Regi M. Synthesis of porous hydroxyapatites by combination of gelcasting and foams burn out methods // J.: Mater. Med., 2002. V.13.N.12. P.l 193-1197.

56. Hattori T. Apatitic calcium orthophosphates and related compounds for biomaterials preparation // Ceram. Mater. 1988. V. 3, № 4. P. 426-428.

57. 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.

58. Вересов А. Г. Направленный синтез высокодисперсных материалов на основе гидроксилапатита: Автореф. дис. на соиск. уч. степ. канд. хим. наук. МГУ, Москва, 2003, 22 с.

59. 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.

60. Вересов А.Г., Коленько Ю.В., Синицына O.B., Путляев В.И. Гидролиз СаНР04-2Н20 при гидротермальном и ультразвуковом воздействии // Весгник ВПУ. Сер. Материаловедение. 2002. № 1.11. С. 14-17.

61. Martin R.I., Brown P.W. Aqueous formation of hydroxyapatite // J. Biomed. Mater. Res. 1997. V. 35. P. 299-308.

62. TenHuisen K.S., Brown P.W. Formation of calcium-deficient hydroxyapatite from a-tricalcium phosphate // Biomaterials. 1998. V. 19. P. 2209-2217.

63. 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.

64. Yubao L., Xingdong Z., de Groot K. Hydrolysis and phase transition of alpha-tricalcium phosphate//Biomaterials. 1997. V. 18,№ 10. P. 737-741.

65. Каназава Т. Неорганические фосфатные материалы: Пер. с японского. Киев, Наукова думка, 1998. С. 17-109.

66. Monma H.J. Processing of synthetic hydroxyapatite // J. Ceram. Soc. Jap. 1980. Vol.28, N. 10. P. 97-102.

67. Kim W., Zhang Q., Saito F. Mechanochemical synthesis of hydroxyapatite from Ca(0H)2-P205 and Ca0-Ca(0H)2-P205 mixtures //J. Mater. Sci., 2000. V.35. P.5401 -5405.

68. 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.

69. Hattori T. The characterization of HA precipitation. //J. Amer. Ceram. Soc. 1990. V. 73, №4. P.180-185.

70. 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.ll.N 12. P. 2027.

71. Jinlong N., Zhenxi Z., Dazong J. Investigation of Phase Evolution During the Thermochemical Synthesis of Tricalcium Phosphate // J. Mater. Synthesis and Processing, 2001.Vol. 9. No. 5. P.235-240.

72. Dorozhkin S.V., Epple M. Biological and medical significance of calcium phosphates // Angew. Chem. Int. Ed. 2002. V. 41. P. 3130-3146.

73. Gibson I. R, Rehman I., Best S. M., Bonfield W. Characterization of the transformation from calcium-deficient apatite to P-tricalcium phosphate //J. Mater. Sci. Mater. Med. 2000. V.l 1. N.9. P.533-539.

74. 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.

75. Дубок B.A., Ульянин H.B. Синтез, свойства и применение остеотропных заменителей костной ткани на основе керамического гидроксиалатита // Ортопедия, травматология и протезирование. 1998. №3. С. 26-30.

76. Cuneyt Tas A., Korkusuz F., Timucin M., Akkas N. An investigation of the chemical synthesis and high-temperature sintering behaviour of calcium hydroxyapatite (HA) and tricalcium phosphate (TCP) bioceramics. // J.: Mater. Sci. Med. 1997. V.8. P.91.

77. Kivrak N., Tas A.C. Synthesis of calcium hydroxyapatite-tricalcium phosphate (HA-TCP) composite bioceramic powders and their sintering behavior. //J. Am. Ceram. Soc. 1998. V.8I. N.9. P.2233-2237.

78. Raynaud S., Champion E., Bernache-Assollant D., Thomas P. Calcium phosphate apatites with variable Ca/P atomic rario I. Synthesis, characterization and thermal stability of powders. // Biomaterials. 2002. V.23. P.1065-1072.

79. Yang X., Wang Z. Synthesis of biphasic ceramics of hydroxyapatite and tricalcium phosphate with controlled phase content and porosity. // J. Mater. Chem. 1998. V.8.N.10. P.2233-2237.

80. Ramachandra R.R., Roopa H.N., Kannan T.S. Solid state synthesis and thermal stability of HAP and HAP—0-TCP composite ceramic powders. // J. Mater. Sci. Med. 1997. V.8. P.511-518.

81. 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.

82. Kannan S., Lemos I.A.F., Rocha J.H.G., Ferreira J.M.F. Synthesis and characterization of magnesium substituted biphasic mixture of controlled hydroxyapatite/(3-tricalcium phosphate ratio. // J. Solid State Chem. 2005. V.178. P.3190-3196.

83. Daculsi G., LeGeros R.Z., Mitre D. Crystal dissolution of biological and ceramic apatites. // Calcif. Tissue Int. 1989. V.45. P.95-103.

84. Daculsi G., Dard M. Bone calcium phosphate ceramic interface. // Osteo. Int. 1994. V.2. P. 153-156.

85. Benhamed M., Blottiere M., Praloran V., Daculsi G. Monocyte activity in the presence of calcium phosphate activated by l,25(OH)2 VD3 and interferon-Y. // Biomaterials. 1994. V.15. P.25-30.

86. Гегузин Я.Е. Физика спекания. M.: Наука. 1971. - 360 с.

87. Балкевич В.Л. Техническая керамика -М.: Стройиздаг, 1984. 230 с.

88. Гузман И .Я. Химическая технология керамики. М.: Стройматер., 2003. -493 с.

89. Doremus R.H. Review: Bioceramics // J. Mater. Sci. 1992. V. 27. P. 285-297.

90. Келли А. Высокопрочные материалы. M.: Мир. 1976. 261 с.

91. Ratner B.D. New ideas in biomaterials sciences path to engineering biomaterials Hi. Biomed. Mater. Res. 1993. V. 27. P. 837-850.

92. Patel P.N. J. Indian Chem. Soc., 1984. V.61, N10, P. 906-907.

93. 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.

94. Royer A., Viguie J.C., Heughebaert M. e.a. J. Mater. Sci.: Mater. In Medicin, 1993. N4. P.76-82.

95. 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.

96. Slosarzyk A., Stobierska E., Paszkiewicz Z. Porous hydroxyapatite ceramics // J. Mater. Sci. Lett. 1999. №18. P. 1163.

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

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

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

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

101. Hing K.A., Best S.M., Bonfield W. Characterization of porous hydroxyapatite Hi. Mater. Sci.: Mater. Med., 1999. N3. P. 135-145.

102. Tas A.C., N. Engin Ozgur Manufacture of macroporous calcium hydroxyapatite bioceramics // J. of the European Ceramic Soc., 1999. N13-14. P. 2569.

103. 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 LP. 94-103.

104. Ю4.Классен П.В., Гришаев И.Г. Основы техники гранулирования. М.: Химия. 1982. 278 с.

105. Paul W., Sharma С.P. Development of porous spherical hydroxyapatite granules: application towards protein delivery // J. Mater. Sci. Mater. Med. 1999. V.10, № 7. P. 383-388.

106. Власов A.C., Дрогин B.H., Ефимовская T.B. Лабораторный практикум по микроскопическим и рентгеновским исследованиям керамики. -М.: МХТИ, 1980.-64 с.

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

108. Goldsby R.A., Kindt T.J., Osborne D.A., Kuby J. Enzyme-linked Immunosorbent Assay. In.: Immunology. N.Y.: Freeman. 2003. P.148-150.

109. Anderson J.M., Bonfield T.L., Ziats N.P. // Int. J. Artif. Organs. 1990. V. 13. P. 375-382.

110. Рабинович В.А., Хавин З.Я. Краткий химический справочник. -J1.: Изд-во «Химия». 1978.-392с.

111. Бибиков В.Ю. Формирование микроструктуры и свойств керамики на основе карбонатгидроксиапатита // Дисс. соиск. уч. ст. к.т.н. М. 2006.

112. Cerutti M.G., Greenspan P., Powers К. // Biomaterials. 2005. V.26. P.4903-4911.

113. Tas A. Synthesis of biomimetic Ca-hydroxyapatite powders at 37 °C in synthetic body fluids//Biomaterials. 2000. V.21. P. 1429-1438.

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

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