Закономерности формирования структуры и свойств микродуговых покрытий на основе замещенных гидроксиапатитов на сплавах титана и ниобия Комарова Екатерина Геннадьевна

Содержание к диссертации

Введение

1. Биоматериалы и методы формирования кальцийфосфатных покрытий 14

1.1 Современные биоматериалы для медицины, их классификация и свойства 14

1.2 Биоинертные сплавы на основе титана и ниобия для медицины 26

1.3 Ортофосфаты кальция, структура, свойства и методы получения 31

1.4 Биопокрытия на основе фосфатов кальция и методы их нанесения 42

1.5 Основы формирования кальцийфосфатных покрытий методом микродугового оксидирования 49

1.6 Развитие представлений о влиянии типа подложки, состава электролита и электрофизических параметров МДО на структуру и свойства кальцийфосфатных покрытий 56

1.7 Основные направления создания биоматериалов с антибактериальной активностью 60

1.8 Постановка задачи исследования 64

2. Материалы и методы исследования 67

2.1 Характеристика материалов и объектов исследования 67

2.2 Реализация метода микродугового оксидирования для формирования биопокрытий 71

2.3 Методы экспериментального исследования 74

2.3.1 Растровая электронная микроскопия и энергодисперсионная рентгеновская спектроскопия 74

2.3.2 Просвечивающая электронная микроскопия 75

2.3.3 Инфракрасная спектроскопия 76

2.3.4 Рентгенофазовый анализ 76

2.3.5 Методы определения адгезионной прочности, шероховатости и свободной поверхностной энергии покрытий 78

3. Влияние изоморфных замещений на структуру и свойства гидроксиапатита 84

3.1 Цинк- и медь-замещенный гидроксиапатит 84

3.2 Лантан-кремний-замещенный гидроксиапатит 91

4. Структура и свойства кальцийфосфатных покрытий на основе замещенных гидроксиапатитов 100

4.1 Физико-химические закономерности формирования покрытий методом микродугового оксидирования на титане и сплаве Ti-40Nb 100

4.2 Морфология поверхности кальцийфосфатных покрытий на основе замещенных гидроксиапатитов 105

4.3 Исследование структуры кальцийфосфатных покрытий методом растровой электронной микроскопии 111

4.4 Взаимосвязь физических и адгезионных свойств покрытий 115

4.5 Структурно-фазовый и элементный составы покрытий на основе замещенных гидроксиапатитов 123

4.6 Исследование микроструктуры кальцийфосфатных покрытий методом просвечивающей электронной микроскопии 131

4.7 Смачиваемость и свободная поверхностная энергия покрытий 140

4.8 Оценка эффективных коэффициентов взаимной диффузии кальцийфосфатных покрытий и биологической жидкости 145

Выводы 153

Список литературы 155

Приложение А 179

Приложение Б 180

• Биоинертные сплавы на основе титана и ниобия для медицины
• Основные направления создания биоматериалов с антибактериальной активностью
• Лантан-кремний-замещенный гидроксиапатит
• Структурно-фазовый и элементный составы покрытий на основе замещенных гидроксиапатитов

Введение к работе

Актуальность темы. Разработка новых биокомпозиционных материалов для медицины и исследование их структурных, морфологических и физико-химических свойств является одной из приоритетных задач медицинского материаловедения, включающей основные аспекты физики конденсированного состояния. В настоящее время в качестве материала основы для имплантатов используют металлы и сплавы, не содержащие токсичные легирующие элементы Al и V, с высоким уровнем прочностных и антикоррозионных свойств - титан, титановые сплавы, сталь определенных марок, кобальто-хромовые сплавы и др. Новым направлением в медицинском материаловедении стала разработка биосовместимых низкомодульных Р-сплавов, в частности, системы Ti-Nb. Данные сплавы характеризуются схожим с живой костью гистерезисным деформационным поведением, благодаря чему улучшается их биомеханическая совместимость. Легирование титана ниобием в количестве 40-55 мас.% позволяет уменьшить модуль упругости сплава до 55-60 ГПа, в то время как для титана и титановых сплавов модуль упругости составляет 100-120 ГПа, что значительно выше модуля упругости костной ткани 15-30 ГПа.

Современные тенденции в области нанесения биопокрытий на поверхность металлических имплантатов заключаются в поиске оптимального набора параметров покрытий, обеспечивающего наибольшую механическую и биологическую совместимость с костной тканью. Перспективным и наиболее технологичным является метод микродугового оксидирования (МДО), который позволяет формировать на поверхности вентильных металлов (Ti, Zr, No, Mg и др.) биоактивные кальцийфосфат-ные (КФ) покрытия с широким спектром физико-химических свойств, различной степенью кристалличности, толщины, шероховатости и пористости. Варьируя электрофизические параметры оксидирования, изменяя состав электролита и материал обрабатываемого изделия, можно управлять свойствами, структурой и составом формируемых покрытий.

Лидирующее место среди материалов для получения покрытий на поверхности имплантатов занимают изоморфные разновидности гидроксиапатита (ГА). В настоящем диссертационном исследовании реализован новый подход, заключающийся в синтезе порошков цинк-, медь- и лантан-кремний-замещенного ГА и использовании их в качестве основной компоненты электролита для формирования покрытий с уникальным комплексом физико-химических и биологических свойств. Изучение закономерностей роста покрытий в зависимости от типа ГА, введенного в электролит, и режимов процесса МДО на подложках из чистого титана и низкомодульного сплава Ті-40мас.%№> представляет собой актуальную научно-исследовательскую задачу.

Степень разработанности темы исследования. За последние десятилетия исследования в области нанесения покрытий методом МДО получили широкое распространение. Пионерами данного направления являются научные коллективы из Института неорганической химии СО РАН, г. Новосибирск, Института химии ДВО РАН, г. Владивосток, Московского авиационного института (национального исследовательского университета) и Национального исследовательского технологического университета «МИСиС», Москва, Института физики прочности и материаловедения СО РАН и Национального исследовательского Томского политехнического университета, г. Томск. Исследования по данной тематике активно ведутся коллега-

ми из Украины, Великобритании, США, Китая, Кореи и Израиля. Метод МДО, известный также как плазменно-электролитическое оксидирование, был разработан для нанесения защитных и упрочняющих покрытий на сплавах А1, Ті и др., а в последнее время активно используется для формирования биоактивных КФ покрытий на поверхности имплантатов из биоинертных сплавов Ti, Zr, Nb и Mg. Несмотря на большое количество опубликованных работ, малоизученными остаются вопросы о механизмах формирования биопокрытий в электролитах с добавлением нанодис-персной фазы ГА, а закономерности роста покрытий, модифицированных определенными химическими элементами, в электролитах на основе замещенных ГА являются до сих пор не изученными. Кроме того, отсутствие достаточного количества работ не дает общего представления о закономерностях роста КФ покрытий на поверхности низкомодульных Р-титановых сплавов, в частности, Ті-40мас.%№>.

Таким образом, целью настоящей работы являлось исследование закономерностей формирования структуры, фазового и элементного составов и их взаимосвязи с физико-химическими, адгезионными и биологическими свойствами покрытий на основе замещенных ГА, осажденных методом МДО на поверхности чистого титана и низкомодульного сплава Ті-40мас.%№>.

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

1. Синтезировать механохимическим методом ГА заданных составов: (1) сте-хиометрический, (2) с катионным замещением цинком или медью, (3) с катион-анионным замещением лантаном и силикатной группой и исследовать их структуру.

2. Получить методом МДО покрытия, модифицированные элементами Zn, Си или La и Si, на подложках из титана и сплава Ті-40мас.%№> и исследовать их структуру, фазовый и элементный составы.

3. Установить закономерности формирования структурных, морфологических, физических и адгезионных свойств покрытий в процессе МДО в зависимости от типа подложки, состава замещенного ГА, введенного в электролит, и величины приложенного импульсного напряжения.

4. Исследовать смачиваемость и определить свободную поверхностную энергию покрытий.

5. Выполнить оценку эффективных коэффициентов диффузии модельной биологической жидкости в пористых Zn- и Cu-содержащих КФ покрытиях.

6. Выполнить биологические испытания in vitro на цитотоксичность, биоактивность и антибактериальную активность исследуемых покрытий.

Научная новизна. В работе впервые:

1. Получены КФ покрытия, модифицированные элементами Zn, Си или La и Si,
на подложках из титана и сплава Ti-40Nb с аморфно-кристаллической структурой,
содержащие нанокристаллические фазы -Са₂Р₂0₇, СаНР0₄, Ті0₂ (анатаз) и Nb₂0₅.

2. Установлены физико-химические закономерности формирования методом
МДО покрытий на основе замещенных ГА на поверхности биоинертных титановых
сплавов (Ті и Ti-40Nb). Выявлено, что рост покрытий в электролитах на основе за
мещенных ГА происходит интенсивнее на сплаве Ti-40Nb, чем на Ті, что определя
ется различием электрофизических характеристик подложек и оксидных пленок на
их поверхности, а также участием ионов металлов Zn²⁺, Cu²⁺ или La³⁺ в процессе син
теза покрытий.

3. Исследована степень гидрофильности Zn-, Cu- и La-Si-содержащих покрытий и определена величина свободной поверхностной энергии, равная 73±2 мДж/м² для покрытий на титане и 78±3 мДж/м² для покрытий на сплаве Ti-40Nb. Установлено, что основной вклад в поверхностную энергию вносят полярные химические связи, присутствующие в соединениях с PO₄- и OH-группами.

4. Выполнена оценка эффективных коэффициентов взаимной диффузии пористых Zn- и Cu-содержащих КФ покрытий и модельной биологической среды. Установлено, что различие в диффузионном поведении покрытий на подложках из Ti и сплава Ti-40Nb связано с различием их структурных и морфологических свойств. На основании проведенных оценок возможно моделирование массообменных процессов покрытий в организме человека.

Теоретическая значимость. Результаты, представленные в диссертационной работе, имеют фундаментальный характер и вносят вклад в развитие существующих представлений о закономерностях роста аморфно-кристаллических покрытий при осаждении методом МДО в электролитах на основе замещенных ГА. Совокупность экспериментальных данных позволяет расширить представления:

– о закономерностях формирования структуры, фазового и элементного составов покрытий в процессе МДО в электролитах-суспензиях, содержащих нанодисперс-ную фазу ГА и ионы Zn²⁺, Cu²⁺ или La³⁺ и SiO₄^4-;

– о влиянии величины приложенного напряжения на структурно-морфологические, адгезионные и диффузионные свойства КФ покрытий.

Практическая значимость. Полученные методом механохимического синтеза нанокристаллические однофазные порошки ГА с катионным замещением ионами цинка или меди и с катион-анионным замещением ионами лантана и SiO₄^4--группой могут быть применены в качестве готового продукта для медицинских приложений или в качестве материала для формирования биопокрытий.

Выявленные корреляционные зависимости между импульсным напряжением процесса МДО и структурно-морфологическими, адгезионными, диффузионными свойствами покрытий позволяют формировать КФ покрытия с заданным комплексом свойств на поверхности титана и сплава Ti-40Nb. Выполненная биологическая аттестация позволяет рекомендовать КФ покрытия, модифицированные цинком, медью, лантаном или кремнием, для нанесения на имплантаты из сплавов титана и ниобия для остеосинтеза.

Методология и методы исследования. В диссертационной работе применен комплекс методов исследования: растровая электронная микроскопия, просвечивающая электронная микроскопия, рентгенофазовый анализ, инфракрасная спектроскопия, энергодисперсионная рентгеновская спектроскопия, механические испытания на растяжение, контактная профилометрия, измерение краевых углов смачивания и теоретическая оценка эффективных коэффициентов диффузии.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Линейные закономерности структурных, морфологических, физических и адгезионных свойств КФ покрытий при осаждении методом МДО на поверхность титана и сплава Ti-40Nb определяются величиной приложенного напряжения, электрофизическими характеристиками подложек и составом введенного в электролит ГА с изоморфными замещениями ионами Zn²⁺, Cu²⁺ или La³⁺ и SiO₄^4-.

2. Формирование нанокристаллических фаз -Ca₂P₂O₇, CaHPO₄, TiO₂ (анатаз)_, Nb₂O₅ и увеличение доли кристаллической фазы CaHPO₄ до 57 об.% в аморфно-кристаллических покрытиях при осаждении методом МДО достигается повышением импульсного напряжения процесса и введением в электролит ГА с изоморфными замещениями ионами Zn²⁺, Cu²⁺ и La³⁺.

3. Экспериментальные доказательства высокой гидрофильности микродуговых покрытий за счет: (а) определяющего вклада сильных полярных химических связей, присутствующих в соединениях с PO₄- и OH-группами, в свободную поверхностную энергию; (б) наличия шероховатого рельефа и пористой морфологии поверхности.

4. Экспериментально установленный интервал импульсных напряжений процес
са 200–250 В позволяет формировать пористые аморфно-нанокристаллические Zn-,
Cu- и La-Si-содержащие КФ покрытия на Ti и сплаве Ti-40Nb с комплексом свойств:
соотношением Ca/P_ат = 0,5, толщиной 35–55 мкм, шероховатостью 2–5 мкм, порис
тостью 15–22 % и адгезионной прочностью до 20 ± 4 МПа. Покрытия с указанными
характеристиками, обладающие высокими биоактивными и антибактериальными
свойствами, удовлетворяют медицинским требованиям их эксплуатации в качестве
покрытий на имплантатах для остеосинтеза.

Достоверность полученных в работе результатов исследований и обоснованность выносимых на защиту положений и выводов обеспечиваются использованием современных методов экспериментальных исследований и теоретических представлений физики конденсированного состояния, большим массивом экспериментальных данных и их статистической обработкой, сравнительной оценкой полученных результатов с данными других авторов.

Апробация работы. Основные результаты диссертационной работы докладывались и обсуждались на следующих международных и всероссийских конференциях: XI, XII и XIII Международных конференциях студентов и молодых ученых «Перспективы развития фундаментальных наук» (Россия, г. Томск, 2014, 2015, 2016), III и IV Международной научно-технической конференции молодых ученых, аспирантов и студентов «Высокие технологии в современной науке и технике» (Россия, г. Томск, 2014, 2015), Всероссийской молодежной научной конференции «Новые материалы и технологии: состояние вопроса и перспективы развития» (Россия, г. Саратов, 2014), Международной конференции «Физическая мезомеханика многоуровневых систем-2014. Моделирование, эксперимент, приложения» (Россия, г. Томск, 2014), International Congress on Energy Fluxes and Radiation Effects (EFRE-2014, EFRE-2016) (Russia, Tomsk, 2014, 2016), VIII Московском Международном Конгрессе «Биотехнология: состояние и перспективы развития» (Россия, Москва, 2015), 12-й Международной конференции «Пленки и покрытия-2015» (Россия, Санкт-Петербург, 2015), Международной конференции «Перспективные материалы с иерархической структурой для новых технологий и надежных конструкций» (Россия, г. Томск, 2015, 2016), I и II Конгрессах «Здравоохранение России. Технологии опережающего развития» КОНГРЕСС ЗДРАВ (Россия, г. Томск, 2015, 2016), 12th International Conference “Gas Discharge Plasmas and Their Applications” GDP 2015 (Russia, Tomsk, 2015), 5-th International Scientific Conference “New Operational Technologies” (Russia, Tomsk, 2015), International Seminar on Biomaterials and Regenerative Medicine (Romania, Oradea, 2015), Международная научно-практическая конференция «Новые

технологии создания и применения биокерамики в восстановительной медицине» (Россия, г. Томск, 2016), International Conference “Physics of cancer: interdisciplinary problems and clinical applications” (Russia, Tomsk, 2016), 5^th International Conference on Electrochemical and Plasma Electrolytic Modification of Metal Surfaces PET 2016 (Russia, Kostroma, 2016), 1^st Biennial Conference “Biomaterials for Healthcare” (Italy, Rome, 2016).

Публикации. Основные результаты диссертации опубликованы в 17 работах, из них 1 монография (соавтор двух глав), 6 статей в журналах, входящих в перечень рецензируемых научных журналов и изданий, 10 статей в журналах, индексируемых в базах данных Web of Science и Scopus.

Личный вклад автора состоял в совместном с научным руководителем обсуждении и постановке цели и задач исследований, подготовке образцов и нанесении покрытий методом МДО, проведении экспериментов, обработке полученных результатов и сопоставлении их с литературными данными, формулировании выводов и положений, выносимых на защиту, написании статей по теме диссертации.

Работа выполнена в рамках госбюджетных проектов РАН и СО РАН № 5ФНМ-45 (2012–2014 гг.), № III.23.2.5 (2013–2020); проекта ФЦП, соглашение №8036 (2012–2013 гг.); проектов РФФИ № 12-03-00903-а (2012–2014 гг.), № 15-03-07659-а (2015–2017 гг.), № 16-33-50008 мол_нр.

Структура и объем диссертационной работы. Диссертационная работа состоит из введения, списка сокращений, четырех разделов, выводов, списка литературы из 256 наименований и двух приложений. Всего 190 страниц, в том числе 55 рисунков и 12 таблиц.

Биоинертные сплавы на основе титана и ниобия для медицины

В настоящее время около 70–80% имплантатов производится из металлов и сплавов. В хирургии титан широко используется, начиная с 1951 г., и является основным материалом для производства различных имплантатов благодаря своей биологической совместимости и высокой коррозионной стойкости, связанной с формированием оксидного слоя на поверхности [5, 45]. Для биомедицинских приложений в качестве имплантационных материалов широкое применение получили: чистый титан ВТ1-0 (Grade 2–4, ASTM 1341), сплав ВТ6 Ti6Al4V (ASTM F136) и др.) и сплавы на основе Ti-Nb-Zr (Ti-6Al-7Nb, Ti-13Nb-13Zr, Ti-35Nb, Ti-35Nb-15Zr и др.) (табл. 1.1). Чистый титан имеет четыре класса Grade 1, 2, 3 и 4 в зависимости от количества содержащегося кислорода. Титан Grade 4 содержит наибольшее количество кислорода 0,4 % и имеет самые высокие пределы прочности и текучести [86].

Прочность титановых сплавов очень близка к прочности нержавеющей стали 316L, а их плотность на 55 % меньше, чем у стали, поэтому, если сравнивать по удельной прочности, титановые сплавы превосходят любой другой материал. Известно, что механические, износостойкие и коррозионные свойства титана и его сплавов в значительной степени определяются их микроструктурой. Все титановые сплавы в зависимости от их микроструктуры при комнатной температуре можно классифицировать, как: альфа сплавы (- и -сплавы), альфа и бета сплавы (+-сплавы), метастабильные и стабильные бета сплавы (-сплавы). В связи с этим, легирующие элементы для титана делятся на три категории: (1) -стабилизаторы, такие как Al, O, N, C; (2) -стабилизаторы, такие как V, Nb, Ta, Мo (изоморфный), Fe, W, Cr, Ni, Si, Co, Mn, H (эвтектоидный); (3) нейтральные, такие как Zr и Sr [87]. Титановые сплавы и -типа с гексагональной плотноупакованной (ГПУ) решеткой обладают высокой коррозионной устойчивостью, однако имеют ограниченную прочность при низких температурах. В отличие от них, +-сплавы имеют более высокую прочность благодаря присутствию обеих фаз.

В настоящее время при изготовлении стоматологических имплантатов в основном используется чистый титан с однофазной -микроструктурой, а в ортопедических приложениях наиболее часто используется сплав ВТ6 Ti6Al4V ELI с двухфазной +–микроструктурой. Легирующие элементы Al и V стабилизируют +–микроструктуру и повышают механические свойства, по сравнению с чистым титаном (значения пределов прочности и текучести для сплава ВТ6 в два раза больше, чем для титана) [4-8]. Несмотря на то, что титановые сплавы, в частности сплав ВТ6, имеют высокую коррозионную стойкость и хорошую биосовместимость, длительная работа этих сплавов вызывает определенную проблему, связанную с выходом ионов алюминия и ванадия в организм человека, которые могут вызвать такие заболевания, как болезнь Альцгеймера, нейропатия и остеомаляция [56]. Кроме того, ванадий и его оксиды V2O5, которые присутствуют на поверхности этих сплавов, являются токсичными.

Интенсивное использование чистого титана в качестве материала для имплантатов сдерживается только его относительно невысокими прочностными свойствами, особенно низкой усталостной прочностью [1-4, 45]. Проблема повышения механической прочности титана была успешно решена методами термической или механической обработки, в том числе методами интенсивной пластической деформации [5-7, 11]. Кроме того низкая износостойкость титана, связанная с плохой прочностью на сдвиг ограничивает его использование при изготовлении костных винтов, пластин и в подобных приложениях. Также титан имеет тенденцию подвергаться сильному износу в паре трения титан/титан или с другими металлами [88]. Высокий коэффициент трения титана может привести к образованию частиц износа и как следствие воспалительной реакции, приводящей к расшатыванию имплантатов в процессе остеолиза. Поэтому срок службы имплантатов, изготовленных из титановых сплавов первого поколения, как правило, ограничен 10–15 годами (табл. 1.1).

Материал, применяемый для имплантатов должен обладать не только высоким уровнем прочностных свойств (пределы текучести и прочности, циклическая выносливость, сопротивление усталостному разрушению, износостойкость, циклическая долговечность и др.), но и низким уровнем упругих свойств. Модуль упругости является важной биофункциональной характеристикой имплантируемого материала. Более низкий модуль упругости позволяет осуществлять равномерное распределение деформаций и напряжений в системы «кость–имплантат» при совместной работе. При этом снижается риск разрушения костной ткани в местах жесткого крепления имплантата к кости и резорбции костной ткани в области отсутствия механических нагрузок [1, 2]. Новым направлением в медицинском материаловедении стала разработка низкомодульных бета-титановых сплавов, содержащих такие легирующие элементы, как Nb, Zr, Ta, Mo и др.

Данные сплавы обладают уникальным сочетанием улучшенных механических характеристик, включая низкий модуль упругости, высоким биокоррозионным сопротивлением, отсутствием токсического действия и превосходной биосовместимостью (рис. 1.1) [6-9, 89, 90].

Модуль упругости у титана (Ti Grade 1–4) и титановых сплавов (Ti-6Al-4V, Ti-6Al-7Nb, и Ti-5Al-2.5Fe) находится в пределах 100–120 ГПа, что значительно выше модуля упругости костной ткани, который варьируется в пределах 15–30 ГПа. Однако добавление -стабилизирующих элементов в титановые сплавы такие, как Ti-35Nb-5Ta-Zr и Ti-35Nb-5Ta-7Zr-0.4О, позволило уменьшить их модуль упругости до 55–66 ГПа (рис. 1.1, табл. 1.1). В последнее время интенсивное развитие получили исследования [8-10, 90, 91] структурно-фазовых и механических свойств двухкомпонентных -титановых сплавов, в частности системы Ti-Nb. Ниобий, являющийся -стабилизирующим элементам, оказывает значительное влияние на снижение модуля упругости сплава, что может быть перспективным для биомедицинских приложений. Кроме того, Nb является нетоксичным, „жизненно важным элементом и не вызывает какую-либо реакцию со стороны костной ткани [1, 91].

Диаграмма равновесного состояния сплавов Ti-Nb, по данным работы [92], приведена на рисунке 1.2. В работах [8-10] показано, что количество ниобия в титановом сплаве влияет не только на его механические характеристики, но также на микроструктуру, фазовый состав и коррозионное поведение. Известно, что технически чистый титан имеет гексагональную кристаллическую решетку (-фаза) с морфологией реечного типа. Кристаллическая структура и морфология сплавов Ti-Nb изменяется в зависимости от количества Nb. В работе [10] сообщалось, что у сплавов, содержащих менее 15 мас.% Nb, в основном, преобладает гексагональная -фаза с игольчатой мартенситной структурой. Когда количество Nb составляет 17–25 мас.%, сплав содержит преимущественно орторомбическую -фазу. При содержании Nb 25–30 мас.% начинает формироваться метастабильная -фаза, а также обнаружено небольшое количество гексагональной изотермической -фазы. С увеличением количества Nb более 30 мас.% сплав практически полностью состоит из равноосной -фазы с объемно-центрированной кубической кристаллической решеткой [92].

В работах [6-10] было показано, что модуль Юнга для ряда объемных сплавов Ti–Nb, закаленных до -фазы, имеют два минимума при легировании титана ниобием в количестве 15–25 и 35–40 мас.% Nb (рис. 1.3). Содержание ниобия в сплаве в количестве 40 мас.% позволяет уменьшить модуль Юнга до 55–60 ГПа и стабилизировать -фазу с подавлением конкурирующих фаз и .

Основные направления создания биоматериалов с антибактериальной активностью

Все больший интерес вызывают исследования, направленные на разработку способов придания биоматериалам антибактериальных функций, изучение бактерицидных свойств имплантационных материалов и закономерностей взаимодействия антибактериальных агентов с окружающими тканями организма [183-189]. Такое состояние проблемы обусловлено тем, что большая часть осложнений при эндопротезировании (15–45%) вызвана развитием заболеваний инфекционно-воспалительной этиологии, особенно в период непосредственно после имплантации. Поэтому имплантационные материалы должны быть жизнеспособными при контакте с живой тканью для выполнения своих функций, их химический состав, структура и физико-механические свойства должны быть близки к таковым костной ткани. Кроме того, антисептические или бактерицидные свойства материалов позволят существенно замедлить развитие и размножение вредных микроорганизмов имплантационной зоны в наиболее опасный начальный постоперационный период и сократить до минимума опасность появления воспалительных процессов на более поздних стадиях имплантации. Такие свойства значительно повышают биоактивность имплантатов и создают принципиально новый уровень функционирования.

Бактериальные инфекции, как правило, являются результатом адгезии бактерий к поверхности имплантата и последующего формирования биопленки на месте имплантации [183, 190]. Образование биопленки происходит в несколько этапов: на первом этапе происходит быстрое прикрепление бактерий к поверхности имплантата, затем последующая многослойная пролиферация клеток и, в заключение, межклеточная адгезия в матрицу внеклеточных полисахаридов. Основными возбудителями инфекции могут быть такие патогенные микроорганизмы, как грамположительные S. aureus и S. epidermidis, грамотрицательные E. coli и P. aeruginosa, и патогенны группы Proteus – P. mirabilis и P. vulgaris. Если адгезия бактерий происходит до регенерации тканей, часто защитные силы организма могут препятствовать поверхностной колонизации некоторых видов бактерий, которые способны образовывать защитный слой биопленки. Таким образом, необходима адгезия ингибиторов бактерий для предотвращения бактериальной инфекции, так как биопленки бывают крайне устойчивыми к иммунной системе и антибиотикам. Кроме того, единичные бактерии способны отделяться от биопленки и проникать в окружающие ткани и кровеносную систему [191]. Высокая устойчивость биопленки к антибиотикам обусловлена несколькими факторами: наличием плотной структуры, предполагаемыми сниженными темпами роста и дыхания бактерий, и защитой, обеспечиваемой полимерной матрицей биопленки.

Обозначенная проблема может быть решена путем создания устройств, сочетающих механические функции различных конструкций на основе биосовместимых материалов со свойствами терапевтических транспортных систем, осуществляющих доставку лекарственного вещества в заданную область (имплантаты с фармацевтической композицией). Местная доставка лекарственных веществ в место имплантации является перспективной и эффективной процедурой, направленной на предотвращение бактериальных инфекций за счет снижения концентрации бактерий и/или препятствия прикрепления бактерий к поверхности имплантата [192, 193]. Несмотря на то, что методы системной терапии широко используются при лечении бактериальных инфекций, они не всегда достаточно эффективны из-за возможных нарушений циркуляции крови и необходимости создания высокой концентрации антибиотиков [194]. К тому же нуждаются в проработке вопросы обеспечения механических характеристик имплантатов с учетом сохранности фармацевтической композиции и ее способности выделять лекарственное вещество по заданной кинетике. Кроме того, актуальным являются вопросы технологии нанесения таких композиций на поверхность имплантатов.

Ряд исследователей [186-189] полагает, что бактерицидное и противовоспалительное действия имплантационных материалов может быть связано с наличием в их составе определенных химических элементов, обладающих природными антисептическими свойствами и содержащихся в небольших «следовых» количествах. К числу таких микроэлементов относятся Ag+, Zn2+, Cu2+, La3+, находящиеся в материале в виде свободных ионов или в связанном химическом состоянии. В современной медицине все больший интерес вызывают исследования, связанные с влиянием редкоземельных элементов, таких как лантаноиды и лантан, на здоровье человека [17]. Например, многие средства, модифицированные ионами лантана (La3+), обладают антиоксидантным, противовоспалительным и антикоагуляционным действиями, стимулирующими восстановительные процессы печени, слизистой оболочки желудка, а также способствующими лечению ишемической болезни сердца.

Кроме того, La также обладает фосфат-связывающим действием при лечении гиперфосфатемии, препятствует высвобождению ионов Са2+ из эритроцитов [195], препятствует высвобождению белка, связывающего инсулиноподобный фактор роста, оказывает опосредованное влияние на функцию тромбоцитов, уменьшая липидную текучесть поверхности мембраны [196], а также препятствует диффузии раковых клеток [197].

Для необходимого направленного антисептического воздействия могут применяться медицинские препараты, модифицированные эффективными элементами антисептиками – Ag и Cu. Лекарственные средства, содержащие Ag и Cu, обеспечивают бактерицидное действие на биоструктуры систем организма и являются широко распространенными в онкологии и урологии. Ряд химических форм серебра, таких как металлы, соли и наночастицы, широко исследуется в качестве антибактериальных препаратов, в связи с их широким спектром антибактериальной активности [189, 198, 199]. Однако антибактериальный механизм различных форм серебра вызывает опасения об его потенциальной цитотоксичности. Предполагается, что диффундирующее серебро может проникать в клетки и затем, высвобождая ионы Ag+, повреждать внутриклеточные функции [200]. Использование Cu, также как и Ag, в микроколичествах позволяет в течение продолжительного времени лечения создавать направленное антимикробное действие и минимизировать опасность развития патогенных микроорганизмов [201]. Кроме того, Cu является необходимым кофактором для ферментов, участвующих в синтезе различных составляющих костного матрикса, и играет особенно важную роль в регулировании осаждения и резорбции кости. Однако повышенные концентрации данных элементов способны вызвать негативные канцерогенные явления и появление воспалительных реакций тканей.

Известно, что ионы Zn2+ обладают сильной замедляющей активностью и сильным противомикробным действием на различные виды бактерий (такие как S. aureus, E. coli и др.) [19, 186-188]. Также Zn является важным микроэлементом в различных клеточных процессах: синтез ДНК, активность ферментов, обмен веществ нуклеиновых кислот, биоминерализация, гормональная активность, заживление ран, образование и рост костной ткани.

В современной медицине большое внимание уделяется добавлению антибактериальных микроэлементов в КФ биокерамику [17-20], биостекла системы Сa-Si [200], биопокрытия на металлических имплантатах [186-189, 199]. Исследователи полагают, что введение указанных модифицирующих добавок может способствовать обеспечению сбалансированности биопокрытий и костных структур по концентрации микроэлементов, улучшению условий адаптации имплантатов к средам организма, а также позволит в течение продолжительного времени лечения создавать направленное антимикробное действие и минимизировать опасность развития патогенных микроорганизмов.

Лантан-кремний-замещенный гидроксиапатит

Методом МХС были получены порошки ГА с одновременным замещением и одинаковым количеством заместителей в катионной подрешетке (замещение кальция лантаном) и анионной подрешетке (замещение PO43–-группы SiO44–-группой) следующего состава: (Ca10-xLax(PO4)10-x(SiO4)x(OH)2, где x = 0,0; 0,2; 0,5; 0,8; 1,0; 2,0 моль.

Методика получения порошков La-Si-ГА описана в разделе 2.1.

При одновременном замещении в катионной и анионной подрешетках встраивание катионов La3+ возможно в позиции катионов Ca2+, а встраивание SiO44–-группы происходит в положение фосфатных тетраэдров PO43-, как это изображено на рисунке 3.7. Следует напомнить, что основными структурными элементами ГА являются фосфатные тетраэдры PO43-, формирующие жесткий трехмерный каркас с осевыми каналами вдоль кристаллографического направления (001) (см. раздел 1.3). Катионы Ca2+ занимают в структуре ГА две кристаллографически различные позиции. Тетраэдры PO43- связаны вместе колонками ионов Ca1, которые окружены девятью ионами кислорода, принадлежащими РО43--группам. Осевой канал, содержащий анионные позиции ОН, образуют ионы Ca2, связанные с ионами кислорода от тетраэдров PO43- и с анионом осевого канала. Треугольники из катионов Са2 лежат в зеркальных плоскостях при z = 1/4 и z = 3/4 с винтовыми осями 63 (гексагональная ось с) в их центре [100, 101, 115].

Формирование структуры La-Si-ГА происходит по механизму гетеровалентного замещения с изменением зарядности катиона-заместителя. При замещении двухвалентного катиона Ca2+ трехвалентным La3+ и в положении аниона трехзарядной PO43–-группы четырехзарядной SiO44–-группой, электрическая нейтральность вещества может сохраняться путем компенсирующих анионных замещений или образования вакансий [17, 18, 93, 94]. Следует отметить, что на способность ГА к изоморфным замещениям большое влияние оказывает размерный фактор, который определяется по ионным радиусам соответствующих составляющих единиц (см. табл. 3.1).

На рисунке 3.8 приведены ИК-спектры синтезированных и отожженных порошков ГА стехиометрического состава и с двойным замещением La-Si-ГА при варьировании количества введенных заместителей в интервале 0,2–2,0 моль. На ИК-спектрах всех порошков присутствуют характерные полосы поглощения, соответствующие колебаниям связей Р–О, относящиеся к ГА. Полосы поглощения с волновыми числами 570 и 602 см–1 относятся к деформационным колебаниям связей О–Р–О, а при 962, 1048 и 1088 см–1 – к валентным колебаниям связей Р–О фосфатного иона. Слабое плечо при 630 и 3570 см–1 относится к деформационным и валентным колебаниям ОН-групп, соответственно, которые локализуются в структуре ГА вдоль гексагональной оси 63 [100]. При этом для отожженных порошков ГА указанные полосы поглощения значительно сужаются, что свидетельствует о повышении степени кристалличности вещества (рис. 3.8 б). Кроме того на ИК-спектрах отожженных порошков исчезают размытые полосы поглощения при 1644 и 3410 см–1, соответствующие деформационным колебаниям связей О–Н сорбированной воды.

На ИК-спектрах видно, что с введением заместителей La и Si в структуру ГА и повышением их количества интенсивность полос поглощения при 570, 602, 1048 см–1, принадлежащих фосфатному иону, постепенно уменьшается, а слабые полосы поглощения при 962 и 1088 см–1 практически исчезают. Замещение фосфатных ионов на силикатные ионы приводит к более сильному проявлению полос поглощения, принадлежащих силикатному иону [17, 124, 125, 207]. В связи с этим, можно предположить, что полосы поглощения при 870 и 940 см–1, у которых наблюдается постепенный рост интенсивности, принадлежат силикатному иону (SiO4)4– и относятся к валентным колебаниям связи Si–O. Появление данных полос поглощения и увеличение их интенсивности более отчетливо наблюдается на ИК-спектрах отожженных порошков (рис. 3.8 б).

Как и в случае стехиометрического ГА, Zn- и Cu- замещенных ГА, на ИК-спектрах La-Si-замещенного ГА наблюдаются полосы поглощения при 1415 и 1470 см–1, принадлежащие карбонатному иону, который входит в структуру ГА в положение фосфатных групп, и в этом случае образуется карбонатапатит В-типа [225] (рис. 3.8 а). Однако после отжига порошков La-Si-ГА с количеством заместителей до 1,0 моль карбонатапатит разрушается, о чем свидетельствует исчезновение полос поглощения карбонатного иона на ИК-спектрах (рис. 3.8 б). Чтобы понять, каким образом сохраняется электронейтральность La-Si-ГА при гетеровалентном замещении, в работе были также синтезированы порошки ГА с частичным катионным замещением кальция на ионы лантана (La-ГА) и с анионным замещением фосфата на силикат (Si-ГА) при варьируемом количестве заместителей (0,1-0,8 моль). Для сохранения электронейтральности La-ГА в случае только катионного замещения по механизму Са2+ + ОН– La3+ + О2– компенсация заряда происходит за счет частичного замещения ОН-групп ионами кислорода с образованием La-замещенного оксиапатита La2Са8(Р04)б02, как показано в работе [17]. При замещении фосфата на силикат компенсация заряда происходит за счет образования вакансий в положении ОН-групп по механизму: Р043– + ОН– - Si044– + Пон, где Пон - вакансия в положении ОН-групп, как наблюдалось в работах [124, 125] при синтезе Si-ГА. Эти данные подтверждаются результатами ИКС порошков La-ГА и Si-ГА после отжига, представленными на рисунке 3.9. Следует отметить, что предельной концентрацией кремния в Si-ГА является 1,2 моль, а в случае ее превышения появляется вторая фаза -силикокарнотит СаsCPO CSiO O, и при введении кремния в количестве 2,0 моль указанная фаза является преобладающей [124, 125].

На ИК-спектрах La-ГА с катионным замещением и Si-ГА с анионным замещением при повышении количества введенных заместителей наблюдается уменьшение интенсивности полос поглощения деформационных и валентных колебаний О-Н связей в структуре ГА с волновыми числами 630 и 3570 см–1, соответственно (рис. 3.9). Однако при сравнении ИК-спектров La-ГА (рис. 3.9 а) и Si-ГА (рис. 3.9 б) с ИК-спектрами La-Si-ГА (рис. 3.8 б) можно заметить, что уменьшение содержания гидроксильных групп в структуре ГА с двойным замещением происходит значительно интенсивнее. На ИК-спектрах La-Si-ГА видно, что при одновременном введении двух заместителей в количестве до 0,5 моль, полосы поглощения колебаний О-Н связей в структуре ГА практически исчезают (рис. 3.8 б). В то время как на ИК-спектрах La-ГА и Si-ГА с таким же количеством заместителей, эти полосы достаточно интенсивны (рис. 3.9). Таким образом, эти данные подтверждают предположение, что при гетеровалентном замещении для сохранения электронейтральности La-Si-ГА компенсация заряда происходит за счет вхождения кислорода в положение ОН-групп.

Структурно-фазовый и элементный составы покрытий на основе замещенных гидроксиапатитов

Исследования методом РФА показали, что микродуговые КФ, Zn-КФ, Cu-КФ и La-Si-КФ покрытия на обеих подложках, Ті и Ti-40Nb, находятся в рентгеноаморфном состоянии, о чм свидетельствуют два диффузных гало на малых углах 26» 40 (рис. 4.12). На рентгенограммах КФ, Zn-КФ и Cu-КФ покрытий на Ті и КФ покрытий на сплаве Ті-40№ , нанесенных при импульсных напряжениях 200-250 В, наряду с гало от аморфной фазы присутствуют рефлексы слабой интенсивности кристаллической фазы -пирофосфата кальция -Са2Р207 (рис. 4.12 а). На дифрактограммах La-Si-КФ покрытий на Ті наблюдаются рефлексы слабой интенсивности кристаллической фазы монетита СаНР04. В Zn-КФ и Cu-КФ покрытиях на Ti-40Nb присутствуют рефлексы слабой интенсивности двух кристаллических фаз: -Са2Р207 и монетита СаНР04 (рис. 4.12 б). Кальцийфосфатные соединения покрытия, находящиеся в рентгеноаморфном состоянии, могут иметь высокую скорость растворения подобно АКФ [93, 94].

Повышение приложенного электрического напряжения в интервале 300-350 В приводит к формированию аморфно-кристаллической структуры во всех типах покрытий. На дифрактограммах покрытий, нанесенных при напряжении 300 В, наблюдается значительное увеличение интенсивности рефлексов кристаллической фазы СаНР04 (рис. 4.12 в, г). Следует отметить, что наиболее интенсивные рефлексы фазы СаНР04 характерны для Zn-КФ, Cu-КФ и La-Si-КФ покрытий на основе замещенных ГА, по сравнению с КФ покрытиями на основе стехиометрического ГА. Это указывает на то, что повышение импульсного напряжения и встраивание в состав покрытий элементов Zn, Си или La увеличивает долю кристаллической фазы СаНР04 в покрытиях. Данные РФА согласуется с результатами РЭМ (см. рис. 4.3 и 4.4), указывающими на наличие в данных покрытиях кристаллов пластинчатой формы, типичной для монетита СаНР04.

Для количественного определения доли кристаллической фазы в аморфно-кристаллическом покрытии по данным рентгеноструктурного анализа за основу брался метод, предложенный С. Хуангом [237, 238] и использующий сравнение интегральных интенсивностей пиков от аморфной и кристаллической фаз. В этом случае объемная доля кристаллической фазы Vcr определяется из соотношения: Vcr = Icr/(Icr + aIa), (4.1) где Iсг и Iа - интегральные интенсивности отражений от кристаллической и аморфной фаз (в исследуемом интервале углов 20), соответственно, а - некая константа (параметр Хуанга), которая может быть разной в различных системах.

В работе за интегральные интенсивности Iсг и Iа были приняты площади всех рефлексов, соответствующих кристаллической и аморфной фазам во всем диапазоне 20, константа принята а = 1. Результаты расчетов показали, что в КФ покрытиях, нанесенных при напряжении 200 В на Ті и сплав Ті-40Nb, доля кристаллической фазы -Са2Р2Оу очень мала и не превышает З об.%. В то время как в покрытиях на основе замещенных ГА на обеих подложках объемная доля кристаллических фаз СаНР04 и -Са2Р207 составляет 8 %. Повышение напряжения до 300 В приводит к значительному увеличению доли кристаллической фазы CaHPO4 до 42 об.% в КФ покрытиях на основе стехиометрического ГА и до 57 об.% в покрытиях на основе замещенных ГА.

Большое содержание (42-57 об.%) кристаллической фазы СаНР04 в аморфно-кристаллических покрытиях, нанесенных при напряжениях 300-350 В, позволило рассчитать параметры элементарной ячейки и размеры кристаллитов. Уточнение по Ритвельду и расчет ОКР показали, что в исследуемых покрытиях кристаллическая фаза СаНР04 имеет триклинную кристаллическую решетку с параметрами элементарной ячейки: a = 0,689-0,690 нм, b = 0,663-0,664 нм, с = 0,699-0,700 нм, V = 0,309-0,310 нм3, и размерами кристаллитов 100-140 нм. Согласно литературным данным, монетит кристаллизуется в триклинной сингонии с группой симметрии P\ или P\ [239], и в соответствии со стандартами базы данных JCPDS имеет параметры элементарной ячейки: a = 0,690 нм, b = 0,857 нм, с = 0,663 нм (стандарт № 09-0080) или a = 0,690 нм, b = 0,665 нм, с = 0,700 нм (стандарт № 89-5969).

Кристаллический монетит в покрытиях обладает преимущественной ориентировкой в плоскости (112) относительно поверхности покрытия, что определяется максимальной интенсивностью пика данной плоскости на дифрактограммах покрытий (рис. 4.12 в, г). Определенное ориентирование кристаллов имеет значение, поскольку различные виды кристаллографических плоскостей имеют разные заряды, благодаря этому может быть обеспечена избирательная адсорбция различных ионов и органических соединений [240]. Плоскости (112) и (220) являются отрицательно заряженными за счет ионов ОН–, что, согласно исследованию [76], может способствовать зародышеобразованию ГА.

Формирование в покрытиях кристаллических фаз СаНР04 и -Са2Р207 в процессе МДО, возможно, происходит по следующему механизму. Дикальцийфосфат дигидрат, содержащийся в электролитах-суспензиях (см. рис. 2.2), является термически неустойчивым ортофосфатом и при температуре 200С переходит в безводную форму монетит, а при температурах выше 400С переходит в пирофосфат по следующей схеме [241]: СаНРО4 2Н20 200РС СаНРО4 400РС Са2Р207 (4.2)

Содержание в покрытии монетита СаНР04 представляет особый интерес благодаря его химическому сходству с костным матриксом и большой удельной площади поверхности [96-98]. Кроме того покрытия, содержащие в своем составе монетит, обладают большей растворимостью, чем ГА при рН 7 (см. рис. 1.5) и способны к беорезорбции в сравнении с материалами, содержащих ГА [242]. Как и другие кислые фосфаты, монетит проявляет высокие остеоиндуктивные свойства, т.е. активизирует процесс костеобразования. Это происходит за счет того, что кислотные значения рН, создаваемые такими фосфатами на границе раздела с костной тканью, «подтравливают» костный апатит и вызывают десорбцию с него специфических остеоиндуктивных белков типа BMP [82]. Благодаря этому монетит легко растворяется в жидкостях организма, а также способствует зародышеобразованию и росту костного апатита при последующей минерализации.

На рисунке 4.13 приведены типичные ИК-спектры покрытий на Ті и сплаве Ti-40Nb, нанесенных в электролитах на основе замещенных ГА при различных величинах импульсного напряжения. ИК-спектры всех типов покрытий характеризуются наличием интенсивных полос поглощения, принадлежащих ассимметричным и симметричным колебаниям связи P–O фосфатов с максимальным поглощением в области 1130–930 см–1. В области 1650–1620 см–1 присутствует размытая неявно выраженная полоса поглощения OH-групп сорбированной из воздуха воды. Плечо в области 800– 730 см–1 указывает на наличие колебаний мостиковых связей – Р–О–Р пирофосфата, а достаточно интенсивные полосы при 600–520 см–1 соответствуют трехкратно вырожденным деформационным колебаниям связей О–Р–О в фосфатной группе. Полосы поглощения при 660–630 см–1 принадлежат связям О–Н кислых фосфатов НРО4-групп (СаНРО4) [100].