Керамика

4.2 керамика

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

s = s₀ + bd^-1/2, (58)

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

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

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

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

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

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

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

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

σ = λ (Еγ/l_c)^1/2, (59)

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

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

P = 1 – exp [-(V/V₀)(σ/σ₀)^m] (60)

и эстиматор вида Pi = i/(N + 1), (61)

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

= 2P/dh (62)

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

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

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

N = 11,6(1 – Р) (63)

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

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

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

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

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

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

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

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

Установлено, что степень иммобилизации антибиотиков возрастает с повышением пористости образцов. Максимально достигнутая степень пропитки составила 465 % по массе. Степень пропитки показана на диаграмме рис. 54. Экспериментами in vitro доказана пролонгированность до 40 суток фармокинетики выделения лекарственных препаратов из матриксов, что может быть использовано в терапии остеомиелитов. Исследованиями in vivo продемонстрирована превосходная биоактивность матриксов при имплантировании в берцовую кость кроликов (рис. 55).

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

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

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

6СаНРО₄ + 3Са₄(РО₄)₂О = 2Са₉НРО₄(РО₄)₅ОН + Н₂О (66)

(5/8)NaHCO₃ + 2CaHPO₄ + 2Ca₄(PO₄)₂O

= 1,067Ca_9,375Na_0,586(PO₄)_5,375(CO₃)_0,586(OH)_1,961 +5/16(H₂O) (67)

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

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

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

Зависимость трещиностойкости ГА керамики от размера зерна немонотонная, имеется максимум, соответствующий размеру зерна керамики около 0,4 мкм [248]. Максимальное значение прочности и трещиностойкости керамики, спеченной с введением Na₃PO₄, составляют, соответственно, 135 МПа и 1,25 МПа×м^1/2. Добавка фосфата натрия приводит к росту зерна и снижению трещиностойкости до 0,95 МПа×м^1/2.

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

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

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

- динамическое уплотнение ОКФ и β-кальций метафосфатных волокон.

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