Compusi Anorganici Biocompatibili

Bibliografie

BARKER, R., [NUME_REDACTAT] of [NUME_REDACTAT], Prentice-Hall, Inc., [NUME_REDACTAT], N.J., 1971.

BLACK, J., [NUME_REDACTAT] of Materials, [NUME_REDACTAT], [NUME_REDACTAT], 1981.

COWIN, S.C. (ed.), [NUME_REDACTAT] of Bone, [NUME_REDACTAT] of [NUME_REDACTAT], [NUME_REDACTAT], 1981.

CURRY, J.D., [NUME_REDACTAT] of Bone, [NUME_REDACTAT] Press, Princeton, N.J., 1984.

LAKES, R.S., „Properties of Bone ond Teeth", in Encyclopedia of [NUME_REDACTAT] and Instrumentation, i.G.Webster (ed.), J. Wiley and Sons, [NUME_REDACTAT], 501 -512,1988.

URIST, M.R. (ed.), Fundamental and [NUME_REDACTAT] Physiology, J.B.[NUME_REDACTAT]., Philadelphia, 1980.

WAINWRIGHT, A., W.D. BIGGS, J.D. CURREY, J.M. GOLINE, [NUME_REDACTAT] in Organisms, [NUME_REDACTAT], London, 1976.

HENCH, L.L., RJ.M. SPLINTER, W.CALLEN, T.K. GREENLEE, J. Biomed. Moter. Res. Biomed. Mater. Symp. (2), 117-141,1971.

HENCH, L.L., J. WILSON, Science (226), 630-636,1984.

HENCH, L.L., E.C. ETHRIDGE, Biomateriols: [NUME_REDACTAT] Approach, [NUME_REDACTAT], [NUME_REDACTAT], 1982.

HENCH, L.L., A.E. CLARK, in Biocompatibility of [NUME_REDACTAT], D.F. Williams (ed.), vol.2, cap. 6, CRC Press, [NUME_REDACTAT], Fi., 1982.

HENCH, L.L., H.C. PASCHAU, J. Biomed. Mater. Res. Biomed. Mater. Symp. (4), 25-42,1973.

WILSON, J., G.H. PIGOFT, F.J. SCHOtN, L.L. HENCH, i. [NUME_REDACTAT]. Res. (15), 80S-811,1981.

PIOTROWSKI, G., LI. HENCH, W.C. ALLEN, GJ. MILLER, J. Biomed. Maler. Res. 9 (6), 47-61, 1975.

STANLEY, H.R., L.L. HENCH, R. GOING, C. BENNETT, SJ. CHELLEMI, C. KING, N. 1NGERSOLL, E. ETHRiDGF K. KREUTZIGER, [NUME_REDACTAT]. [NUME_REDACTAT]. [NUME_REDACTAT]., (42], 339-356,1976.

MERWIN, G.E., J.S. ATKINS, J. WILSON, L.L. HENCH, Otolaryngology ([NUME_REDACTAT] Surg.) (90), 461 -469, 1982.

STANLEY, H.R., M.B. HALL, F. COLAIZZI, A.E. CLARK, J. Prog. Dent. (58), 607-613, 1987.

MERWIN, G.E., L. ROGERS, J. WILSON, R. MARTIN, Arch. Otolaryngol. (112), 280-284,1986.

BROMER, H., E. PFEIL, H.H. KAS, [NUME_REDACTAT] 2:326 100, 1973.

BLENKE, BA, H. BROMER, K.K DEUTSCHER, J. Biomed. Mater. Res. (12), 307-316, 1978.

GROSS, U.M.,V.STTRUNZ, J. [NUME_REDACTAT]. Res. (14), 607-618, 1980.

GROSS, U., V. STRUNZ, in [NUME_REDACTAT] of Biomaterials, AJ.C. Lee, T. Albrektsson, P.I. Branemarlt (eds.), [NUME_REDACTAT] and Sons, NewYork, 237-244,1980.

KOKUBO, T., M. SHIGEMATSU, Y. NAGASHIMA, M. TASHIRO, T. NAKAMURA, T. YAMAMURO, S. HIGASHI, Bull. Inst. Chem. Res. [NUME_REDACTAT]. (60), 260-288,1982.

HOHLAND, W., J. NAUMANN, W. VOGEL, J. GUMMEL, Z. W1SS, [NUME_REDACTAT] Univ. [NUME_REDACTAT]. Naturoiss. Reihe {32}, 1983.

BOYNE, P J., B.A. SHAPTON, in Transactions of the [NUME_REDACTAT] Meeting of the Society of Biomaterials, Society of Biomaterials, Birmingham, AL, 1978.

KENT, J.R JAMES, I. FINGER, M. JARCHO, J. TAGGART, S. COOK, Paper presented at the [NUME_REDACTAT] [NUME_REDACTAT], Vienna, 1980.

DENISSEN, H.W., K. OEGROOT, P. KAKKES, A. YEN 0ER HOOFF, PJ. KLOPPER, Paper presented at the [NUME_REDACTAT] [NUME_REDACTAT], Vienna, 1980.

OGISO, M., H. KANEDA, J. ARASAKI, K. ISHIDA, M. SHIOTA, T. MITSUWA, T. TABATA, Y. YAMAZAKI. T. HIDAKA, Trans. Soc. Biomater. (4), 1981.

BARTH, E., Biomaterials(7), 273-276, 1986.

CONTOLI, S., A. KRAJEWSKI, A. RAVAGLIOLI, in Ceramics in Surgery, P. Vincenzini (ed.), Elsevier/ Norlh-Hoiland, Amsterdam, 187-197,1983.

HENNIG, W., BA BLENCKE, H. BROMER, K.K. DEUTSCHER, A. GROSS, W. EGE, J. Biomed. Mater. Res. (13), 89-99,1983.

RAVEH,J., H. STICH, P. SCHAWALDER, C. RUCHTI, H. COTTIER, [NUME_REDACTAT]. (94), 371-384,1982.

RECK, R., Clin. Otolaryngol. (6), 63-65,1981.

GROSS,U., J. BRANDES, V. STRUNZ, 1.8AB, J. SELA, J. Biomed. Mater. Res. (15), 291-305,1981.

PONTANO, C. G., D.E. CLARK, L.L. HENCH, Corrosion of Glass. [NUME_REDACTAT] Industry., [NUME_REDACTAT], NY, 1979.

HENCH, LL, D.t. CLARK, J. Non-Crysl. Solids 28 (1), 83-105,19/8

HFNCH, IL., J Phyv (Paris) Colloq. 13 (Suppl. 12), 625-636,1982.

OGINO, M, F. OHIJCHI, L.L. HENCH, J. Biomed. Maler. Res. (14), 55 64,! 980.

GREENSPAN, D. C, 11 HENCH, J. Biomed. Maler. Res. (10), 161,1976.

HENCH, LL., M. WALKER, U.S. Palenl 4 171 544.

SEITZ, T.L., K.D. NOONAN, LL. HENCH, N.E. NOONAN, J. Biomed. Mater. Res. 16(3), 195-207, 1982.

4fl. CARLISLE, E., in Biochemistry of Silicon, [NUME_REDACTAT] Symposium (121), [NUME_REDACTAT] and Sons, [NUME_REDACTAT], NY, 1986.

WILLIAMS, R. S.P., in Biochemistry of Silicon, [NUME_REDACTAT] Symposium (121), [NUME_REDACTAT] and Sons, HewYork, NY, 1986.

DE GROOT, K, in Biocompalibility of Clinica! [NUME_REDACTAT], D.F. Williams (ed.), vol.1, CRC Press, [NUME_REDACTAT], FL, 1981.

JARCHO,M., Clin. Orthop. Relat. Res. (157), 259-277, 1981.

DUCHEYNE, P., S. BROWN, N. BLUMENTHAL, L. HENCH, A. KRAJEWSKI, G. PAIAVIT, A. RAVAGUOll, S. STEINEMAN, S. WINDELER, in Annals of the [NUME_REDACTAT] Academy of Sciences, vol. 523, [NUME_REDACTAT] and Jcck E. Lemons (eds.), [NUME_REDACTAT] [NUME_REDACTAT] of Sciences, [NUME_REDACTAT], NY, 257-261,1988.

B0YAN, B., E. SCHEPERS, T. YAMAMURO, J. WILSON, U. GROSS, R. RECK, P.VAST, D. STEELIK, J.R. TSAI, A. YAIAAGAMI, T. KITSUGI, in Annals of the [NUME_REDACTAT] Academy of Sciences, vol. 523, [NUME_REDACTAT] and Jack E. Lemons (eds.), [NUME_REDACTAT] [NUME_REDACTAT] of Sciences, [NUME_REDACTAT], NY, 262-267,1988.

LEGEROS, R.Z., J.R. PARSONS, S.T. LIU, S. METSGER, D. PETERSON, M. WALKER, in Annals of the [NUME_REDACTAT] Academy of Sciences, vol. 523, [NUME_REDACTAT] and Jack E. Lemons (eds ), [NUME_REDACTAT] [NUME_REDACTAT] of Sciences, [NUME_REDACTAT], NY, 268-271,1988.

BECHTOL, CO., A.B. FERGUSON, P.G LAING, Metals and Engineering in Bone and [NUME_REDACTAT], Balliere, [NUME_REDACTAT], London, 1959.

DUMBLEION, J.H., J. BLACK, [NUME_REDACTAT] to [NUME_REDACTAT], cap.9, Charles C. Thomas, Springfield, IL, 1975.

WILLIAMS, D. E., R. ROAF, Implants in Surgery, cap. 6 și 8, W.B. [NUME_REDACTAT]., Philadelphia, 1973.

GREENER, E.H.,J.K.HARCOURT, E.P.LAUTENSCHUGER, [NUME_REDACTAT] in Dentistry, Williams andWilkins, Baltimore, 1972.

HARRIS, B., A.R. BUNSELL, Structure and Properties of [NUME_REDACTAT], cap. 7-9, Longmans, London, 1977.

LEVINE, S.N. (ed.), Materials in [NUME_REDACTAT], Annals of the [NUME_REDACTAT] Academy of Sciences, vol 146,1968.

VAN VLACK, L.H., [NUME_REDACTAT] for Engineers, cap. 6 si 22, [NUME_REDACTAT]. Co., Reading, Mass., 1970.

PUCKERING, F.B.(ed-), [NUME_REDACTAT] Evolution of [NUME_REDACTAT], cop. 1, [NUME_REDACTAT] for Metals and the [NUME_REDACTAT], [NUME_REDACTAT], Ohio, 19/9.

DUER1NG, T.W., K.N. MELTON, [). STOCKEL, C M. WAYMAN (eds.), [NUME_REDACTAT] of [NUME_REDACTAT] Alloys, Butterworths-Heinemann, London, 1990.

PERKINS, J.(ed.), [NUME_REDACTAT] Effects in Alloys, [NUME_REDACTAT], [NUME_REDACTAT], 1975.

SHREIE, R.R. (ed.), Corrosion, Butterworths, London, 1976.

WEINSTEIN, A., E. HOROWITZ, A.W. RUFF (eds.), Retrieval and Analysis of [NUME_REDACTAT], NBS, III. Department of Commerce, 1977.

DE GROOT (ed.), Bioceramics of [NUME_REDACTAT], CRC Press, [NUME_REDACTAT], Florida, ] 983.

GILMAN,J J., [NUME_REDACTAT] of Ceramics, in Materials (D. Flanagen et al., eds.), W.H. Freeman and Co., [NUME_REDACTAT], 1967.

HASTINGS, W. G., D.F. WILLIAMS (eds.), [NUME_REDACTAT] of Biomateriols, ported 3, J. Wiley oral Sons, [NUME_REDACTAT], 207-274.

HULBERT, S.F., FA YOUNG (eds.), Use of Ceramics in [NUME_REDACTAT], Gordon and Breach, [NUME_REDACTAT], 1978.

HULBERT, S.F., F.A. YOUNG, D.D. MOLEY (eds.), J. Biomed. Mater. Res. Symp., 2,1972.

KAWAHARA, H., M. HIRABAYASHI, T. SHIKITA, J. Biomed. Mater. Res., (14), 597-606, 1980.

KINGERY, W.D., H.K. BOWEN, D.R. UHLAMANN, Introduction to Ceramics, J.Wiley and Sons, [NUME_REDACTAT], 1976.

McCONELL, 0., Apatite: [NUME_REDACTAT] Chemistry, Mineralogy, Utilization, and [NUME_REDACTAT], Springer-Verlag, Berlin, 1973.

McMILLAN, P.W, Glass-Ceramics, [NUME_REDACTAT], [NUME_REDACTAT], 1979.

NORTON, F., Elements of Ceramics, [NUME_REDACTAT]. Co, Reading, Mass., 1974.

NIELSEN, ARNE E, Kinetics of Precipitation, [NUME_REDACTAT], Oxford, 1964.

V/ALTON, ALAN G., [NUME_REDACTAT] and Properties of Precipitates, [NUME_REDACTAT], [NUME_REDACTAT], 1967.

DOREMUS, R.H., J. Phys. Chemistry, 74(7), 1405-1408,1970.

GILMER, G.H., P. BENNEMA, J. Crysl. Growth, 13/14,148 153,1972.

MARKOV, I., D. KASHCHIEV, J. Crysl. Growth, 13/14,131-134,1972.

TOSCHEV, S., A. MILCHEV, S. STOYANOV, J. Cryst. Growth, 13/14, 123-127,1972.

MELIKHOV, I.V., L.B. BERLINER, J. Cryst. Growth, 46,79-84,1979.

VAN LEEUWEN, C., J. Cryst. Growth, 46,96-104,1979.

BENNEMA, P., J.P. VAN DER EERDEN, J. Crysl. Growth, 42,201 -213, 1977.

B0SKEY, A.L., A.S. POSNER, 1. Phys. Chemistry, 80(1), 40-45,1976.

MORENO, E.C., K. VARUGHESE, J. Cryst. Growth, 53, 20-30,1981.

FEENSTRA, I P, P L DE BRUYN, J. Phys. Chemistry, 83(4), 475-479,1979.

EANES, E.O., I.H. GILLESSEN, A.S POSNER, Nature, 5008,365-367,1965.

CHUGMAI, A, R. MARSHALL, G.H. HANCOLLAS, J. Phys. Chemistry, 72(1), 208-211, 1968.

DRIESSENS, F.C.M., R.M.H. VERBEECK, J. Cryst. Growth, 53,55-62, 1981.

BOSKEY, ADELE LUDIN, AARON S. POSNER, J. Phys. Chemistry, 77(19), 2313-2317,1973.

BERRY, E.E., J. Inorg. Nud. Chemistry, 29,317-327, 1967.

BROWM, W.E., LC. CHOW, J. Cryst. Growth, 53, 31 -41, 1981.

KOUTSOtlKOS, P.G., G.H. NANCOLLAS, J. Cryst. Growth, 53,10-19, 1981.

MARSHALL, ROBERIW., GEORGE H. NANCOLLAS, J. Phys. Chemistry, 73(11), 3838-3844,1969.

NANCOLLAS, G.H., B. TOMAZIC, J. Phys. Chemistry, 78(22), 2218-2225, 1974.

DE WITH, G., H.J.A. VAN DIJK, N. HATTU, K. PRIJS, J. Moter. Science, 16, 1592-1598,1981.

JARCHO, M., C.H. BOLEN, M.B.TH0MAS, J. BOBICK, J.F. KAY, J. Moter. Science, 11, 2027-2035,1976.

ARENDS, J., J. SCHUTHOF, W.H. VAN DER LINDEN, P. BENNEMA, J. Cryst. Growth, 46,213-220,1979.

KIRN, JAMES F., HENRY LEIDHEI5ER Jr., J. Cryst. Growth, 2,111-112,1968.

MENGEOT, M., ML. HARVILL, O.R. GILLIAM, J. Cryst. Growth, 19, 199-203,1973.

EYSEL,W., DELLAM. ROY, J. [NUME_REDACTAT], 20,245-250,1973.

JARCHO, M., Ger. Offen. 2 534 504 (Cl. C04B, A61K), 1976.

LERCH, P., A. DEALY, C. FRIEDLI, Collog. Int. C.N.R.S., 230,85-92,1975.

SANTANATOGLIA, O.J., Com. Hac. Energ. At. (Inf.), 426,1976.

BARONE, J.P., G.H. NANCOLLAS, J.[NUME_REDACTAT] Sci., 62(3), 421-431,1977.

SANTANATOGLIA, O J., avail. INIS. From INIS Atomindex, 10(2), 1979.

JARCHO, M., R.L.SALSBURY,M.B.THOMAS, R.H.DQREMUS, J. Mater. Sci., 14(1), 142-150,1979.

JARCHO, M., R. SALSBURY, Ger. Offen. 2 855 368 (CI. C04B 35/00) 1979.

KOMAROV, V.F., V. XIBALCIC, Vestn. Mosk. Univ., Ser. 2: khim., 21(4), 401,1980.

KIBALCIC, V., V.F. KOMAROV, Zh. Neorg. Khim., 25(2) 565-567, 1980.

MISRA DWARIKA, J. Res. Natl. Bur. Stand. (US), 84(5), 395-406,1979.

MITSUBISHI MINING and CEMENT Co., Ltd., Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 80 130 854 (Cl. C04B 35/00), 1980.

BROWN, J.L, Soil. Sci. Soc. Am. J., 45(3), 475-477, 1981.

BROWN, J.L, J. Environ. Qual., 9(4), 641-644,1980.

KOMAROV, V.F., V. KIBALCIC, Deposited doc., VINITI 2680,1980.

MELIKNOV, J.V., V.F. KOMAROV, V. KIBALCIC, Dokl. Akad. Nauk., SSSR, 256(6), 1406-1408,1981.

YOUNG, R.A., D.W. HOLCOMB, Calcif. [NUME_REDACTAT]., 34 (Suppt. 2), 17-32, 1982.

SHIMABAYASHI SABURO, AOYAMA TOSHITAKA, NAKAGAKI MASAYUKI, Chem, Pharm. Bull., 30(11), 1982.

HA JO WOONG, JUNG HYUNG JIN, [NUME_REDACTAT] Chi., 20(1), 55-62,1983.

DE ROOIJ, J.F., J.C. HEUGHEBAERT, G.H. MANCOLLAS, J. [NUME_REDACTAT] Sri., 100(2), 350-358, 1984.

NAKAMURA AKIHIKO, MARUYAMA KENSAKU, NAKAMURA KONJI, Ger. Offen. 3 339 232 (DE) (0. C01B 25/32), 1984.

KIBALCIQV, J.V. MELIKNOV, V.F. KOMAROV, Szk. Fiz. Zastosow. Monokryszt. [NUME_REDACTAT]., [NUME_REDACTAT]. Nauk., 5th (Pub. 1982), 2,155-160,1981.

MITSUBISHI MINING and CEMENT Co., Ltd., Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 80130 854 (Cl. C04B 35/00), 1980.

KOKUBO TADASHI, ITO SETSURO, TASHIRO MEGUMI, [NUME_REDACTAT]-[NUME_REDACTAT] [NUME_REDACTAT] Shorlikai, 37,313-326,1980.

BAUMER, A., R. ARGIOLAS, [NUME_REDACTAT]. Mineral., Monatsh (8), 344-348,1981.

DENISSEN, H.W., K. DE GROOT, P. KLOPPER, A.P. GEHRING, Adv. Biomaler., 2,489-505, 1980.

SHIMABAYASHI SABURO, AOYAMA TOSHITAKA, NAKAGAKI MASAYUKI, Chem. Pharm. Bull., 30(11), 3872-3881,1982.

HA IO WOONG, JUNG HYUNG JIN, [NUME_REDACTAT] Chi, 20(1), 55-62,1983.

DE ROOIJ, J.F., J.C. NEUGHEBAERT, G.N. NANCOLLAS, J. [NUME_REDACTAT] Sci., 100(2), 350-358,1984.

MARRANA, M., J.C. NEUGHEBAERT, G. BONEL, Adv. Biomaler, 5 (Biomater. Biomach. 1983), 445-450, 1984.

KIHARA SEIJI, WATANABE AKIRA, ABE YOSHIHIRO, J. Am. Ceram. Soc, 67(6), Cl 00-C101, 1984.

CHENG PEITAK, Calcif. [NUME_REDACTAT]., 37(1), 91-94,1985.

AOBA TAKAAKI, YOSHIOKA CHIHIRO, YAGITOSHIO, J. [NUME_REDACTAT]. Dent. Sur, 25,35-47, 1985.

HIDEKIINNAMIYOSHIYUKI, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 61 213056(0. A61L 27/00), 1986.

MONMA HIDEKI, [NUME_REDACTAT], 95(8), 1987.

AOKI HIDEKI, AKAO MASARU, TOHO MASAAKI, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 62132 713 (Cl. C01B 25/32), 1987.

ASADA MASAYUKI, OUKAMIKATSUTOSHI, [NUME_REDACTAT], 95(8), 781-784,1987.

TARADA SUSMU, HISADA KAZUO, KAMIYA TAKASHI, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 63 159 207 (Cl. C01B 25/32), 1988.

WHITW, EUGENE W, [NUME_REDACTAT]. Appl EP 278 583 (Cl. A61L 27/00), 1988.

UMEGAKI TAKAO, SHIBA SHIGENOBU, Mem. Fac. Technol. [NUME_REDACTAT]. Univ., 37,3853-3859,1987.

TOGAI HIDEO, LOBAYASHI MASAHIRO, ONO MIKIYA, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP62 69 823 (Cl. D01F 9/08), 1987.

KADOMA HIDEKI TAKASHI, Jpn. [NUME_REDACTAT] KohoJP 62 46 908 (Cl. C01B 25/32), 1987.

SIMONS, B., C. KASPERK, R. EWERS, [NUME_REDACTAT]. OE 3 709 897 (Cl C01B 25/32), 1988.

146.110 YUKARI, TORIYAMA M0T0HIR0, [NUME_REDACTAT] [NUME_REDACTAT] Hokoku, 3795), 128-131,1988.

YAMA5AKI,N., T. KAI, M. NISHIOKA, K. YANAGISAWA, K. I0KU, J. Moler.Sci. Leit., 9(10), 1150-1151, 1990.

KAWAITAKAO, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 02 149 408 (Cl. C01B 25/32), 1990.

WIKROTA LEONARDO LANNA, Braz. Pedido PI BR 89 03 641 (Cl. A61L 27/00), 1990.

SHAREEF, M., P.F.MESSER, R.VAN NO ORT, Br. Ceram. Proc.,45 (Fnbr.Technol.), 59-70,1989.

HATTORITAKEO, IWADATE YASUHIKO, J. Am. Ceram.Soc., 73(6), 1803-1805,1990.

KAZOVA, RA., Zh. BAKBAEVA, M.N. KAZOV, Izv. Akod. Mauk. SSSR, Neorg. Mater., 26(2), 442-444, 1990.

MATSUNO, T., M. KOISHI, [NUME_REDACTAT], 231 -237,1991.

BOSKEY, A.L., M. MA REȘCA, B.O. WIKSTROM, A. HJERPE, Calcif. [NUME_REDACTAT]., 49(6), 389-393, 1991.

THOMAS, SA, Bull. Chem. Soc. Ethiop., 5(1), 11 -20,1991.

FANG Yl, D.K. AGRAWAL, D.M. ROY, R.ROY, J. Mater. Res., 7(2), 490-494,1992.

TANAHASKI, M., K. KAMIYA, T. SUZUKI, H. NASU, J. Mater. Sci. Mater. Med., 3(1), 48-53,1992.

SAIDA KENJI, FUJIWARA SHINJI, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 03 261 612 (Cl. C01B 25/32), 1991.

DA LAS, E., N. KLOURAS, C MANIATIS, Langmuir, 8(3), 1003-1006,1992.

BROWN PAUL WENCIL, J. Am. Ceram. Soc., 75(1), 17-22,1992.

TAKANO, N., K. INA, T. YCSHIMURA, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 05 208 044 (Cl. A61L 27/00), 1993.

KAWAI TAKAO, Jpn. [NUME_REDACTAT] KohoJP 05 176 948 (CI.A61L 2/06), 1993.

TAKAHASHI, Y., T. MATSUKI, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 05 78 109 (Cl. C01B 25/32), 1993.

AGRAWAL, D.K., Y. FANG, D.M. ROY, R. ROY, Mater. Res. Soc. Symp. Proc., 269,231 -236,1992.

FUJISHIRO, Y., H. YABUKI, K. KAWAMURA, T. SATO, J. Chem. Technol. Biotechnol., 57(4), 349-353, 1993.

SUWA, Y., H. BANN0, M. MIZUNO, H. SAITO, J. [NUME_REDACTAT]. Jpn., 101 (June), 659-664, 1993.

TAKAHASHI YUKI0, MATSUKI TAKET0, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 05 78 109 (Cl. C01B 25/32), 1993.

ARSENTLEV, P.A., A.A. EVDOKIMOV, S.A. SMIRNOV, M.R. FILIMONOVA, V.M. TSEKHANIVICH, M. Y. SHENIN, Zh. Neorg. Khim, 37(12), 2649-2652,1992.

SUZUKI, O, M. SAKURAI, M. NAKAMURA, M. KAGAYAMA, K. SUMYA, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 05 70 113(Cl.C01825/32), 1993.

FULMER,M.T., R.I. MARTIN, P.W. BROWN, J. Meter. Sci. Mater. Med., 3(4), 1992.

YAMAMOTO, T., H. MIZUNO, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 04 285 053, (Cl. C04B 35/00), 1992.

ITOH, H., Y. WAKISAKA, Y. OHNUMA, Dent. Mater. J., 13(1), 25-35, 1994.

GILL, R.M., [NUME_REDACTAT] in [NUME_REDACTAT], Butterworths, London, 1972.

BOKROS, J.C., RJ. ARKINS, H.S. SHIM, A.D. HAUBOLD, N.K. AGARWAL, Carbon in [NUME_REDACTAT], in [NUME_REDACTAT] Carbons (M.L Deviney and T.M. Or iGrady, eds.), [NUME_REDACTAT] Society, Washington, D.C., 1976.

ASHBY,M.F.,Metall. Trans., 14A, 1755-1768,1983.

CHRISTENSEN, M., Mechanics of [NUME_REDACTAT], J.Wiley and Sons, [NUME_REDACTAT], 1979.

CRAIG, R., Chemistry, Composition and Properties of [NUME_REDACTAT], in H. Horn (ed.), [NUME_REDACTAT] of [NUME_REDACTAT], W.B. Saunders, Co., Philadelphia, 1981.

GIBSON, U., M.F. ASHBY, [NUME_REDACTAT] of [NUME_REDACTAT] [NUME_REDACTAT], Proc. R. Soc. [NUME_REDACTAT]. A, 382,43-59,1982.

PAPADOGIANIS, Y., D. BOYER, R.S. LAKES, J. Biomed. Mater. Res., 19,85-95, 1985.

SPECTOR, M., M. MILLER, N. BEALS, [NUME_REDACTAT], in Encyclopedia of [NUME_REDACTAT] and Instrumentation, J.G. Webster (ed.), J. Wiley and Sons, [NUME_REDACTAT], 1988

Cuprins

1 Biomateriale și biocompatibilitate

1.1 Considerații istorice privind biomaterialele

1.2 Biocompatibilitatea

1.2.1 Factori de material

1.2.2 Ingineria și design-ul implantului

1.2.3 Manevrarea și condiționarea implantului

1.2.4 Criterii de clasificare a implanturilor și a materialelor utilizate pentru confecționarea acestora

1.2.5 Relațiile dintre structura și proprietățile materialelor biologice

2 Compoziția și structura țesuturilor mineralizate

2.1 Compoziția țesuturilor mineralizate

2.1.1 Partea organica a țesuturilor minerauzate

2.1.2 Partea anorganică a țesuturilor minerauzate

2.1.3 Mecanismul mineralizării

2.1.4 Primele teorii privind mineralizarea țesuturilor osoase

Depunerea țesutului

2.1.5 Teoria mecanismului local

2.1.6 Teoria epitaxialâ

2.2 Proprietățile țesuturilor mineralizate

2.2.1 Efectul umidității

2.2.2 Efectul anizotropiei

2.2.3 Efectul vitezei de încărcare cu sarcini mecanice

2.2.4 Efectul conținutului mineral al țesuturilor

2.2.5 Efectul viscoelasticității

2.2.6 Efectul densității și a vitezei de tensionare

2.2.7 Remodelarea osoasă

3 Mecanismele comportamentale in-vivo ale biomaterialelor

3.1 Bioactivitatea materialelor de implant

3.2 Bioactivitatea compozițiilor sticloase

3.3 Rolul biologic al oxidului de siliciu (SiO2) în bioactivitate

3.4 Fenomene de transport care se produc la suprafața implanturilor și caracterizarea acestei suprafețe

3.4.1 Sticlele bioactive

3.4.2 Titanul și alumina

3.4.3 Relația dintre sticlele bioactive și ceramicile din fosfat de calciu

3.5 Biochimia interfeței țesut osos – implant

3.5.1 Formarea interfeței inițiale

3.5.2 Migrarea, creșterea și diferențierea celulelor la interfață

3.6 Fosfații de calciu utilizați ca biomateriale

3.6.1 Profilul biologic al ceramicilor din fosfat de calciu

3.6.2 Fosfați de calciu bioresorbabili

3.6.3 Materiale de implant pe bază de fosfat de calciu dense și poroase

4 Materiale pentru realizarea implanturilor metalice

4.1 Oțelurile inoxidabile

4.1.1 Compoziția oțelurilor inoxidabile utilizate ca materiale de implant

4.1.2 Proprietățile mecanice ale oțelurilor inoxidabile

4.1.3 Rezistența la coroziune a oțelurilor inoxidabile

4.2 Aliaje pe bază de cobalt

4.2.1 Compoziții ale aliajelor pe bază de cobalt

4.2.2 Proprietățile aliajelor pe baza de cobalt

4.3 Titan și aliaje pe bază de titan

4.3.1 Compoziția titanului și a aliajelor pe bază de titan

4.3.2 Structura și proprietățile titanului și ale aliajelor pe bază de titan

4.4 Materiale metalice dentare

4.4.1 Amalgamul dentar

4.4.2 Aurul

4.4.3 Aliajele de tip Ni-Ti

4.5 Alte metale utilizate ca biomateriale

4.6 Coroziunea implanturilor metalice

4.6.1 Aspecte electrochimice generale

4.6.2 [NUME_REDACTAT] in coroziune

4.6.3 Vitezele de coroziune și curbele de polarizare

4.6.4 Minimizarea coroziunii

5 Materiale ceramice pemtru confecționarea implanturilor

5.1 Relația structură – proprietăți în materialele ceramice

5.1.1 Legăturile și aranjamentele atomice în materialele ceramice

5.1.2 Proprietăple fizice ale materialelor ceramice

5.2 Oxizii de aluminiu

5.3 Ceramicile sticloase

5.3.1 Formarea ceramicilor sticloase

5.3.2 Proprietățile ceramicilor sticloase

5.4 Fosfații de calciu

5.4.1 Structura fosfaților de calciu

5.4.2 Proprietățile hidroxilapatitei

5.4.3 Obținerea și prelucrarea hidroxilapatitei

5.5 Alte biomateriale ceramice

5.6 Carbonul

5.6.1 Structura carbonului

5.6.2 Proprietățile carbonului

5.7 Deteriorarea ceramicilor

6 Compozite utilizate ca biomateriale

6.1 Structura materialelor compozite

6.2 Proprietățile mecanice ale compozitelor

6.3 Aplicații ale materialelor compozite în implantologie

6.3.1 Compozite pentru umpluturi dentare

6.3.2 Implanturile poroase

6.3.3 Compozite fibroase și particulate utilizate în implanturile ortopedice

7 [NUME_REDACTAT] anorganici biocompatibili

Cuprins

1 Biomateriale și biocompatibilitate

1.1 Considerații istorice privind biomaterialele

1.2 Biocompatibilitatea

1.2.1 Factori de material

1.2.2 Ingineria și design-ul implantului

1.2.3 Manevrarea și condiționarea implantului

1.2.4 Criterii de clasificare a implanturilor și a materialelor utilizate pentru confecționarea acestora

1.2.5 Relațiile dintre structura și proprietățile materialelor biologice

2 Compoziția și structura țesuturilor mineralizate

2.1 Compoziția țesuturilor mineralizate

2.1.1 Partea organica a țesuturilor minerauzate

2.1.2 Partea anorganică a țesuturilor minerauzate

2.1.3 Mecanismul mineralizării

2.1.4 Primele teorii privind mineralizarea țesuturilor osoase

Depunerea țesutului

2.1.5 Teoria mecanismului local

2.1.6 Teoria epitaxialâ

2.2 Proprietățile țesuturilor mineralizate

2.2.1 Efectul umidității

2.2.2 Efectul anizotropiei

2.2.3 Efectul vitezei de încărcare cu sarcini mecanice

2.2.4 Efectul conținutului mineral al țesuturilor

2.2.5 Efectul viscoelasticității

2.2.6 Efectul densității și a vitezei de tensionare

2.2.7 Remodelarea osoasă

3 Mecanismele comportamentale in-vivo ale biomaterialelor

3.1 Bioactivitatea materialelor de implant

3.2 Bioactivitatea compozițiilor sticloase

3.3 Rolul biologic al oxidului de siliciu (SiO2) în bioactivitate

3.4 Fenomene de transport care se produc la suprafața implanturilor și caracterizarea acestei suprafețe

3.4.1 Sticlele bioactive

3.4.2 Titanul și alumina

3.4.3 Relația dintre sticlele bioactive și ceramicile din fosfat de calciu

3.5 Biochimia interfeței țesut osos – implant

3.5.1 Formarea interfeței inițiale

3.5.2 Migrarea, creșterea și diferențierea celulelor la interfață

3.6 Fosfații de calciu utilizați ca biomateriale

3.6.1 Profilul biologic al ceramicilor din fosfat de calciu

3.6.2 Fosfați de calciu bioresorbabili

3.6.3 Materiale de implant pe bază de fosfat de calciu dense și poroase

4 Materiale pentru realizarea implanturilor metalice

4.1 Oțelurile inoxidabile

4.1.1 Compoziția oțelurilor inoxidabile utilizate ca materiale de implant

4.1.2 Proprietățile mecanice ale oțelurilor inoxidabile

4.1.3 Rezistența la coroziune a oțelurilor inoxidabile

4.2 Aliaje pe bază de cobalt

4.2.1 Compoziții ale aliajelor pe bază de cobalt

4.2.2 Proprietățile aliajelor pe baza de cobalt

4.3 Titan și aliaje pe bază de titan

4.3.1 Compoziția titanului și a aliajelor pe bază de titan

4.3.2 Structura și proprietățile titanului și ale aliajelor pe bază de titan

4.4 Materiale metalice dentare

4.4.1 Amalgamul dentar

4.4.2 Aurul

4.4.3 Aliajele de tip Ni-Ti

4.5 Alte metale utilizate ca biomateriale

4.6 Coroziunea implanturilor metalice

4.6.1 Aspecte electrochimice generale

4.6.2 [NUME_REDACTAT] in coroziune

4.6.3 Vitezele de coroziune și curbele de polarizare

4.6.4 Minimizarea coroziunii

5 Materiale ceramice pemtru confecționarea implanturilor

5.1 Relația structură – proprietăți în materialele ceramice

5.1.1 Legăturile și aranjamentele atomice în materialele ceramice

5.1.2 Proprietăple fizice ale materialelor ceramice

5.2 Oxizii de aluminiu

5.3 Ceramicile sticloase

5.3.1 Formarea ceramicilor sticloase

5.3.2 Proprietățile ceramicilor sticloase

5.4 Fosfații de calciu

5.4.1 Structura fosfaților de calciu

5.4.2 Proprietățile hidroxilapatitei

5.4.3 Obținerea și prelucrarea hidroxilapatitei

5.5 Alte biomateriale ceramice

5.6 Carbonul

5.6.1 Structura carbonului

5.6.2 Proprietățile carbonului

5.7 Deteriorarea ceramicilor

6 Compozite utilizate ca biomateriale

6.1 Structura materialelor compozite

6.2 Proprietățile mecanice ale compozitelor

6.3 Aplicații ale materialelor compozite în implantologie

6.3.1 Compozite pentru umpluturi dentare

6.3.2 Implanturile poroase

6.3.3 Compozite fibroase și particulate utilizate în implanturile ortopedice

7 [NUME_REDACTAT] și biocompatibilitate

Considerații istorice privind biomaterialele

De-a lungul timpului, oamenii au încercat să înlocuiască țesuturile care lipseau sau erau nesănătoase în organismele vii cu materiale naturale sau sintetice. Există dovezi elocvente privind utilizarea, din cele mai vechi timpuri, a dinților extrași, a produselor lemnoase, a rocilor minerale, a fildeșului, oaselor uscate, aurului, aliajelor de argint și a altor materiale, pentru diverse aplicații stomatologice și medicale. Materialele sintetice utilizate pentru înlocuirea unei părți a unui sistem viu sau pentru a funcționa în contact intim cu țesuturile vii sunt cunoscute sub denumirea de biomateriale.

Prin definiție un biomaterial este o substanță inertă din punct de vedere sistemic sau farmacologic, desemnată a fi implantată sau încorporată în interiorul unor sisteme vii.

Spre deosebire de acestea, materialele biologice sunt materiale produse de sistemele biologice vii. Dintre acestea fac parte matricea osoasă sau emailul dentar.

Materialele artificiale care se află doar într-un simplu contact cu suprafața exterioară a organismelor vii, cum ar fi aparatele auditive sau protezele artificiale de membre (mâini, picioare), nu sunt biomateriale, suprafața exterioară a organismelor vii jucând rolul unei bariere cu lumea exterioară a organismelor vii.

Așa cum se poate observa din tabelul 1, utilizările biomaterialelor includ:

înlocuirea unei părți a organismului, care și-a pierdut funcționalitatea datorită unei boli sau ca urmare a unei traume;

susținerea însănătoșirii unei părți traumatizate sau bolnave dintr-un organism viu;

îmbunătățirea îndeplinirii funcției unui sistem viu;

corectarea anormalităților unor părți ale organismelor vii.

Tabelul 1. Utilizările biomaterialelor

Se impune mențiunea că aplicațiile curente ale biomaterialelor implică îndeplinirea de către acestea a unor funcții structurale, chiar și în unele organe și sisteme care nu sunt în mod primordial structurale, prin natura lor. De asemenea, aceste materiale pot îndeplini funcții chimice și/sau funcții electrice foarte simple. Biomaterialele nu pot îndeplini funcții chimice complexe, de tipul celei îndeplinite de ficat, și nici funcții electrice sau electrochimice deosebit de importante, cum ar fi cele ale creierului sau ale organelor de simț.

Utilizarea pe scară largă a biomaterialelor nu a devenit practică până la impunerea de către Lister, în jurul anilor 1860-1870, a tehnicii chirurgicale aseptice. Procedurile chirurgicale anterioare, fie că acestea implicau sau nu utilizarea biomaterialelor, erau lipsite de succes datorită infectării. În plus, problemele legate de infectare tind să fie exacerbate în prezența biomaterialelor, implantul putând genera și/sau reprezenta o regiune inaccesibilă celulelor competente din punct de vedere imunologic, existente în organismele vii, Ludwigson a delimitat utilizarea diferitelor materiale în aplicațiile implantologice medicale și stomatologice în trei ere cronologice:

prima eră se întinde până în jurul anilor 1860-1870, respectiv până la aplicarea tehnicilor chirurgicale aseptice;

a doua eră este cuprinsă între anii 1870-1925 și corespunde perioadei marilor realizări și descoperiri din domeniul științei și tehnologiei;

a treia eră, cea mai modernă, se întinde din 1925 până în prezent și coincide cu noua etapă de dezvoltare a tehnologiei materialelor utilizate ca biomateriale.

În tabelul 2 este prezentată sumar o listă a materialelor utilizate de-a lungul timpului în implantologie, fiind menționat și momentul aproximativ al introducerii lor în circuitul biomaterialelor.

Primele implantări realizate cu succes au fost cele din domeniul componentelor scheletului. Încă din jurul anului 1900, pentru a ajuta fixarea fracturilor, au fost introduse în organism plăcuțe osoase. Multe dintre aceste prime aplicații au eșuat însă datorită caracteristicilor mecanice necorespunzătoare pe care aceste plăcuțe le prezentau. Acestea erau prea subțiri și aveau unghiuri în care tensiunile erau foarte concentrate. De asemenea, s-a descoperit faptul că materiale cum ar fi oțelul conținând vanadiu, alese pentru bunele lor proprietăți mecanice, se corodau foarte rapid în organismele în care erau implantate. După introducerea în circuitul biomaterialelor a oțelului inoxidabil și a aliajelor Co-Cr, în jurul anului 1930, s-au obținut rezultate mult mai bune în fixarea fracturilor și s-au realizat primele operații de înlocuire a articulațiilor.

Referitor la materialele polimerice, s-a observat faptul că piloții avioanelor utilizate în timpul celui de-al doilea război mondial, care au fost răniți cu bucăți din polimetilmetacrilat provenite din carliga avioanelor bombardate, nu au suferit reacții adverse la prezența acestor fragmente în organism, pe durate foarte lungi de timp. Ca urmare, polimetilmetacrilatul a devenit larg utilizat pentru înlocuirea corneei și a secțiunilor traumatizate din oasele craniului.

Odată cu dezvoltarea tehnologiilor în domeniul sintezei diferitelor materiale și perfecționarea tehnicilor chirurgicale, în jurul anului 1950 s-a încercat înlocuirea vaselor sangvine iar în jurul anului 1960, înlocuirea valvelor cardiace și a articulațiilor cementate (rigide).

De-a lungul anilor s-au experimentat numeroase materiale – piatra, fildes, aurul, oteluri, titaniu, tantal, materiale ceramice;

Tabelul 2. Istoria materialelor utilizate pentru reconstrucția țesuturilor

Exista numeroase clasificari ale bio-materialelor. Una dintre acestea este urmatoarea:

biotolerate – otelul inoxidabil, separare prin țesut 22322v2117w conjunctiv avascular;

bioinerte – titanul, separare prin tesut 22322v2117w conjunctiv vascularizat;

bioactive – hidroxiapatita, legatură chimică și biologică cu osul datorită prezenței radicalilor liberi de calciu și fosfat din suprafață.

Figura 1. Aplicații ale biomaterialelor în medicină.

[NUME_REDACTAT] este o cerință de bază impusă materialului pentru acceptarea de către țesuturile înconjurătoare și de către întregul organism, luat în ansamblu, a unui implant artificial. Se impune mențiunea că această noțiune face referire atât la materialul din care este confecționat implantul cât și la implant în sine. Aceasta este o condiție pe care trebuie să le îndeplinească un implant pe lângă cerințele asociate direct funcției pe care acesta trebuie să o îndeplinească în organismul viu în care acesta urmează să fie implantat,.

Eficiența utilizării diferitelor biomateriale în implantologie este guvernată în mod decisiv de interacțiunile dintre material și organismul viu, în special de efectele mediului din organism asupra materialelor și reacțiile organismului la aceste efecte. Biocompatibilitatea este un termen foarte larg și complex, care include aspecte privind proprietățile biomaterialului din care se confecționează implantul și caracteristici ale implantului în sine.

Pentru a fi considerat biocompatibil, un biomaterial trebuie să îndeplinească următoarele condiții:

să nu irite structurile din jurul său;

să nu provoace reacții inflamatorii;

să nu incite producerea unor reacții adverse;

să nu provoace cancer.

Compatibilitatea și succesul unui implant în organismele vii depinde de o serie de factori care pot fi clasificați astfel:

factori legați de biocompatibilitatea materialului și dependența acesteia de proprietățile chimice, fizice, mecanice, optice și electrice ale materialului în sine;

factori legați de ingineria și design-ul implantului în sine;

factori legați de manipularea și condiționarea implantului în etapa pre-operatorie;

factori legați de tehnica chirurgicală aplicată la implantare;

factori legați de organismul viu în care se face implantarea: starea de sănătate, vârsta, sexul, nutriția și condițiile de mediu în care acesta există; trebuie menționată aici importanța stării zonei de implantare, atât într-un context sănătos, neinfectat, cât și într-unul morfologic din punctul de vedere al calității țesutului în care se face implantarea; rezistența pe termen lung a unui implant este puternic afectată de faza de însănătoșire a organismului viu după realizarea intervenției chirurgicale.

Factori de material

Proprietățile biomaterialului sunt determinante în asigurarea biocompațibilității unui implant. Din punct de vedere chimic, compozițional, un biomaterial nu trebuie să conțină elemente care să genereze la implantare reacții adverse și/sau inflamatorii. Un aspect important este legat și de eventuala formare pe suprafața implantului, în condiții in-vivo, a unor structuri și compoziții noi, dependente de interacțiunile care se manifestă între biomaterial și condițiile de mediu specifice zonei de implantare. Natura și caracteristicile fizico- chimice ale acestora pot afecta fiabilitatea pe termen lung a implantului.

Din punct de vedere structural, un biomaterial trebuie să aibă o densitate și o porozitate corespunzătoare funcției structurale pe care implantul urmează să o îndeplinească în organismul în care se face implantarea. O importanță deosebită o are natura microscopică și macroscopică a suprafeței implantului.

Strâns legate de compoziția și structura materialului sunt proprietățile sale mecanice. Astfel, dependent de funcția pe care implantul trebuie să o îndeplinească în organismul viu, un biomaterial trebuie să aibă, corespunzător, rezistență mecanică, duritate și fiabilitate. Astfel, de exemplu, materialele carbonice sunt foarte fragile, nu sunt ductile și nu prezintă deformabilitate mecanică, deteriorându-se foarte rapid. De asemenea, materialele ceramice sunt foarte fragile, prin design trebuind asigurată rezistența mecanică a implantului.

În cazul aplicațiilor optice, dermatologice sau stomatologice, materialul trebuie să aibă și proprietăți optice corespunzătoare.

Un aspect deosebit de important este legat și de prelucrabilitatea biomaterialului, aceasta influențând ingineria implantului în sine. Fabricarea efectivă a unui imptant este dependentă de prelucrabilitatea materialului din care este confecționat acesta. Din acest punct de vedere, de exemplu, aliajele de Co sunt cel mai puțin maleabile deci cel mai greu prelucrabile. Materialele ceramice au, de asemenea, o prelucrabilitate dificilă.

Ingineria și design-ul implantului

Prin proiectarea și fabricarea efectivă a unui implant trebuie asigurat controlul transferului de forțe-mecanice care se manifestă pe acesta, pe toată durata cât implantul trebuie să-și îndeplinească funcția structurală în organismul viu în care a fost implantat.

Condițiile optime de transfer a forțelor mecanice sunt dependente de o seria de factori, cum ar fi:

design-ul implantului;

raportul dintre tensiunea (sarcina) mecanică aplicată și efort;

efortul la interfața implant-țesut viu adiacent și design-ul interfeței,

La proiectarea și fabricarea implanturilor trebuind să se țină seama de aceștia, pentru a asigura succesul pe termen lung al implantului.

Prin proiectare se poate asigura și rezistența mecanică a implantului, mai ales când materialul din care acesta este confecționat este fragil (materialele ceramice). În procesul de fabricație a implanturilor trebuie acordată o atenție deosebită fazelor tehnologice de finisare, evitând prin acestea cât mai mult posibilitatea de contaminare a implantului.

Manevrarea și condiționarea implantului

Pentru a controla și optimiza interacțiunile care apar în zonele de implantare, un implant trebuie să fie curat din punct de vedere chimic și mecanic. Pe tot parcursul manevrării implantului, în perioada pre-operatorie, trebuie evitată impurificarea și contaminarea sa cu impurități chimice sau mecanice. Dintre potențialele surse de contaminare, amintim doar tăvile pe care sunt dezambalate și transportate implanturile sau pachetele de mănuși chirurgicale.

Metodele de condiționare diferă de la un tip de material la altul. Astfel, materialele metalice se pasivează pentru reducerea biodegradării și se sterilizează prin metode uzuale de autoclavizare.

Un aspect important privind utilizarea materialelor metalice este legat de evitarea interconectării diferitelor metale în punți metalice sau cupluri electrice care intensifică procesul de electrocoroziune al acestora.

Sterilizarea unor materiale ceramice, cum ar fi alumina, se face prin metode termice uscate iar sterilizarea materialelor polimerice se realizează prin iradiere cu radiații .

Dacă atribuim o valoare numerică (f) probabilității de insucces a unui implant, fiabilitatea (r) a acestuia poate fi exprimată ca fiind:

r = 1 – f (1)

În mod obișnuit, există multiple cauze care determină insuccesul unei implantări, fiabilitatea totală a implantului (rt) fiind dată de produsul fiabilităților individuale:

rt = r1 · r2 · ….. · rn (2)

Deci, chiar dacă din punctul de vedere al biocompatibilității și rezistenței mecanice implantul este corespunzător, există alte cauze care pot limita sever utilitatea acestuia, prin fiabilitatea totală a implantului.

Una dintre cauzele insuccesului, care se manifestă în cazul biomaterialelor, este atacul sistemului imunitar al organismului asupra implantului. Acest aspect nu apare în cazul utilizării în alte aplicații, în afara organismelor vii, a acelorași materiale, fiind specific acestui domeniu de aplicabilitate.

O altă cauză este reprezentată de efectele nedorite pe care implantul le poate avea asupra organismului, cum ar fi: toxicitatea, inducerea unor inflamații sau a unor reacții adverse care să genereze producerea cancerului.

Cauzele insuccesului unui implant pot avea o importanță variabilă în timp, după realizarea intervenției chirurgicale de implantare. De exemplu, în cazul unui implant total de articulație, imediat după operație, infecția este cauza cea mai probabilă de insucces. Odată cu trecerea timpului, reducerea rezistenței mecanice și ruperea implantului devin cauze din ce mai importante, așa cum se poate observa în figura 2.

Timp post- implantare, exprimat în ani

Figura 2. Diagrama schematica a variației rolului diferitelor cauze ale insuccesului, în funcție de timp, pentru o proteza totala de articulație.

Stabilirea profilelor de biocompatibilitate ale diferitelor implanturi este deci extrem de dificilă din cauza complexității factorilor care influențează această condiție.

Criterii de clasificare a implanturilor și a materialelor utilizate pentru confecționarea acestora

Performanțele biomaterialelor și implanturilor în organismele vii pot fi percepute și evidențiate din diferite perspective conceptuale. Astfel, implanturile pot fi clasificate din punctul de vedere al problematicii pe care acestea le soluționează în organismele vii în care sunt implantate, așa cum s-a evidențiat în tabelul 1, subliniind diferitele funcții pe care acestea le pot îndeplini.

Un alt criteriu de clasificare a implanturilor este din punctul de vedere al modului de considerare al organismului viu în care se face implantarea. Astfel, în tabelele 3 și 4, organismul viu este considerat la nivelul țesuturilor și organelor, respectiv la nivelul sistemelor și aparatelor.

Tabelul 3. Implanturi la nivelul organelor și țesuturilor

Tabelul 4. Implanturi la nivelul aparatelor și sistemelor

Implanturile pot fi clasificate și din punctul de vedere al materialelor din care sunt confecționate. În tabelul 5 este prezentată o asemenea clasificare, evidențiindu-se avantajele și dezavantajele pe care diferitele biomateriale le prezintă în aplicațiile prezentate ca exemple.

Tabelul 5. Biomaterialele utilizate pentru confecționarea implanturilor

Din punctul de vedere al comportării biomaterialelor în condițiile specifice de implantare în organismele vii, acestea se pot clasifica în materiale bioinerte și materiale bioactive.

BIOACTIVITATEA este caracteristica unui biomateriai utilizat pentru confecționarea unui implant de a forma o legătura cu țesuturile adiacente vii.

Aceasta este considerată a fi optimă dacă materialul promotează pe suprafața sa formarea unui țesut normal, propriu organismului, și în plus, acesta participă la formarea unei interfețe continue, capabile să suporte sarcinile care apar, în mod normal, pe poziția de implantare.

Nivelul bioactivității unui material, respectiv INDEXUL SĂU DE BIOACTIVITATE, poate fi definit ca fiind timpul necesar pentru ca mai mult de 50% din interfața sa să fie legată de țesutul viu adiacent, propriu organismului în care s-a făcut implantarea.

Este necesară impunerea criteriului existenței unei legături pe o suprafață mai mare de 50% din suprafața sa totală deoarece interfața dintre implant și țesutul adiacent este neregulată.

Materialele bioinerte se caracterizează prin inerție chimică și duritate mare. Acestea formează la suprafața implantului un strat neaderent de țesut fibros.

[NUME_REDACTAT] 1-6 sunt prezentate principalele aplicații ale unor materiale bioinerte.

Din categoria materialelor anorganice biocompatibile, o clasă aparte o constituie materialele cu suprafețe reactive din punct de vedere biologic. Acestea pot fi clasificate, la rândul lor, în două categorii distincte:

compoziții care nu realizează legături cu țesuturile adiacente (bioinerte);

Din această clasă de substanțe fac parte materialele sticloase conținând CaF2, B2O3, Al2O3, Ta2O5, MgF2, TiO2, ZrO2, Sb2O3;

sticle și ceramici sticloase care realizează legături cu țesuturile adiacente (bioactive);

Din această categorie de substanțe fac parte următoarele:

compoziții sticloase de tipul:

SiO2-P2O5-CaO-Na2O;

SiO2-Ca(PO3)2-CaO-Na2O-K2O-MgO;

SiO2-P2O5-CaO-MgO-CaF2;

compozite având matricea constituită din sticlă bioactivă, ranforsată cu fibre de sticlă bioactivă;

compozite având matricea constituită din polimetilmetacrilat, umplută cu ceramici vitroase sau sticle bioactive, utilizate mai ales ca cimenturi osoase;

compozite având matricea constituită din sticle bioactive, ranforsată cu fibre din oțel sau titan, utilizate mai ales pentru implanturile dentare.

TABUUL 1-6 — Utilizarea unor materiale bioinerte în implantologie

O clasă aparte de materiale anorganice biocompatibile este aceea a materialelor bioactive, cu VOLUM REACTIV din punct de vedere biologic. Dintre acestea, ortofosfații de calciu reprezintă categoria cea mai utilizată, aceștia având un potențial biochimic deosebit de activ. Din această clasă de compuși, cei mai utilizați sunt hidroxilapatita și fosfatul tricalcic.

[NUME_REDACTAT] 1-7 sunt prezentate cele mai importante utilizări ale hidroxilapatitei, în funcție de caracteristicile sale fizico-structurale.

TABELUL 1-7 — Utilizări implantologice ale hidroxilapatitei

Fosfatul tricalcic este un alt ortofosfat de calciu utilizat ca material de volum în confecționarea implanturilor sau ca material de acoperire a elementelor din titan utilizate în protetica dentară.

Relațiile dintre structura și proprietățile materialelor biologice

Diferența majoră dintre materialele biologice și biomateriale, respectiv implanturi, este VIABILITATEA lor. Mai există însă și alte diferențe la fel de importante care deosebesc materialele produse de sistemele vir de implanturile artificiale, și anume:

majoritatea materialelor biologice sunt umectate de fluidele din organism, excepție făcând straturile superficiale specializate ale pielii, părut, unghiile și emailul dentar;

majoritatea materialelor biologice pot fi considerate a fi materiale COMPOZITE.

Din punct de vedere structural, țesuturile biologice constau dintr-o vastă rețea de fibre, cu substanțe de bază de natură polizaharidă, imersate într-un mediu constituit din fluide neionice. Atașate de fibre, se găsesc celulele, care constituie partea vie a țesuturilor. Substanțele de bază au o organizare structurală bine definită și nu sunt complet analoge sistemelor de tip solut suspendat într-o soluție.

Din punct de vedere fizic, substanțele de bază funcționează în diferite țesuturi ca agenți de lipire, de ungere sau ca absorbanți de șoc.

Structura și proprietățile unui material biologic sunt dependente de o serie de factori, cum ar fi:

natura fizică și chimică a componenților acestuia;

cantitățile relative a!e acestor componenți sau ponderea acestora în materialul dat.

De exemplu, țesuturile neurale sunt constituite aproape integral din celule, în timp ce țesuturile osoase sunt compuse din material organic și fosfați de calciu minerali, cu mici cantități de celule și substanțe de bază cu rol de lipire.

Principalul obiectiv al studiului relației dintre proprietățile și structura țesuturilor este acela de a realiza implanturi cât mai performante.

Pentru o utilizare inteligentă a biomaterialelor, este necesară înțelegerea exactă a rolului jucat de un țesut și a interdependenței acestuia cu funcția întregului organism viu.

De aceea, la realizarea unui implant trebuie avute mereu în vedere următoarele două aspecte:

funcțiile fiziologice pe care le îndeplinesc in-vivo țesuturile sau organele studiate;

cum pot fi cât mai bine asumate funcțiile pe care acestea le-au pierdut prin îmbolnăvire sau în urma unei traume

Compoziția și structura țesuturilor mineralizate

Compoziția țesuturilor mineralizate

Osul și dinții sunt țesuturi mineralizate a căror funcție primară este aceea de purtători de sarcină mecanică. Dinții se află în circumstanțe fiziologice mai extraordinare, având în vedere că funcția lor este realizată în contact direct cu substanțele ex-vivo, în timp ce funcțiile osului sunt îndeplinite în interiorul organismului, în conjuncție cu mușchii și tendoanele.

In tabelul 2-1 sunt prezentați principalii constituenți ai țesuturilor osoase și dentare [7].

Cele patru tipuri de țesuturi mineralizate din organismele mamiferelor sunt: osul, cementul, dentina și emailul, ultimele trei reprezentând țesuturile dentare dure.

Fiecare dintre aceste țesuturi este alcătuit dintr-o fracțiune organică și alta anorganică, care sunt intim amestecate, putând fi observate numai cu microscopul electronic.

[NUME_REDACTAT] 2-1 se observă că, privind de la os spre email, compozițiile țesuturilor devin din ce în ce mai inerte, îndepărtându-se din ce în ce mai mult de fiziologia internă a organismului. In același sens se modifică și fracțiunea organică, de la colagen la cheratină, iar celulele și vasele sangvine sunt treptat eliminate.

Compoziția unui os cortical umed are următoarea configurație: 22% (procente de greutate) matrice organică, constituită în proporție de 90-96% din colagen; 69% componentă minerală și 9% apă. Principala subfază a componentei minerale este constituită din cristalele submicronice ale unei apatite de calciu și fosfor, având o structură cristalină asemănătoare hidroxilapatitei.

În componeta minerală se găsesc și alți ioni minerali, cum ar fi: ionul citrat (C6H5O74–); carbonat (CO32–) și fluorură (F–), a căror prezență poate produce o serie de diferențe subtile în caracteristicile microstructurale ale osului.

Figura 2-1 pune în evidență organizarea tipică a unui os și caracteristicile sale structurale.

Figura 2-2 reprezintă secțiunea sagitală care evidențiază caracteristicile structurale ale unui molar.

Așa cum se poate observa în Figura 2-1, cristalele apatitice, care se formează în matricea fibroasă de colagen, au o formă aciculară, cu lungimi cuprinse în domeniul 20-40 nm și grosimi de 1,5-3 nm. Aceste fibrile cu conținut mineral sunt aranjate în plăcuțe iamefare, de 3-7 jim, care se desfășoară elicoidal, în raport cu axa lungă a osieonilor cilindrici, denumiți uneori și sisteme Haversiene. Osteonul este constituit din 4-20 lamele, aranjate ca inele concentrice în jurul canalului Haversian.

În general, osteonii au un diametru cuprins între 150 și 250 jim. Între acești osteoni, sistemele interstițiale sunt delimitate clar de linia de cementare.

Substanțele metabolice pot fi transportate prin sistemele de pori intercomunicatîvi, cunoscute sub denumirile de lacune (goluri), canaliculi și canalele lui volksmann, care sunt conectate cu cavitatea medulară. Aceste sisteme variate de intercomunicare sunt umplute cu fluidele organismului, volumul total al acestora putând ajunge până la 19% din volumui total al osului. Suprafața externă a osului este cunoscută sub denumirea de periost, acesta având importante proprietăți osteogenice.

Este interesant de notat faptul că faza minerală nu este o agregare discretă, în totalitatea sa, a fosfatului de calciu mineral. Aceasta este mai degrabă constituită dintr-o fază alipită într-o oarecare măsură, fapt dovedit și de faptul că îndepărtarea completă a fazei organice din os duce la obținerea unui material cu o foarte bună rezistență mecanică.

Tabelul 2-1 – Principalii constituenți ai țesuturilor mineralizate osoase și dentare.

Oasele lungi, de tipul femurului, conțin atât os spongios cît și os compact osul spongios constă din ramificații tridimensionale sau trabecule osoase, interspațiate de măduva osoasă. Osul spongios se află într-o proporție mai mare în epifîzele oaselor lungi, în timp ce osul compact reprezintă importanta formă prezentă în diafiză.

[NUME_REDACTAT] 2-2 este prezentată structura unui molar matur. Din punctul de vedere al biomaterialelor, structura dinților maturi, permanenți, este mult mai importantă decât cea a dinților primari, căzători.

Figura 2-1 – Organizarea tipici a unui os, ou caracteristicile sale structurale.

Figura 2-2 – Secțiunea sagitală oare pune în evidența oaraoteristioile structurale ale unui molar.

Toți dinții sunt constituiți din două părți distincte: coroana și rădăcina, demarcate de gingie. Rădăcina este plasată într-o orbită denumită alveolă, dispusă în maxilar (sus) sau în mandibulă (jos).

Emailul este cea mai dură substanță din organism și este constituit, aproape în întregime, din săruri de fosfat de calciu (97%), organizate sub forma unor cristale apatitice mari.

Dentina este un alt țesut mineralizat în care distribuția matricii organice și a mineralului este similară celei caracteristice osului compact. în consecință, proprietățile lor fizice sunt similare. Matricea de colagen a dentinei s-ar părea că are totuși o structură moleculară diferită de cea a osului normal, fiind interconectată într-o măsură mai mare decât în alte țesuturi. Tuburile dentinale, având grosimi de 3-5 nm, radiază din cavitatea pulpară spre periferie și penetrează fiecare porțiune a dentinei. Aceste tuburi conțin fibrile de colagen, având grosimea de 2-4 jum, în direcție longitudinală. Interfața este cementată printr-o substanță complexă, protein-polizaharidă, și de procesele odontoblastelor, care sunt celulele vii ale cavității pulpare.

Cementul acoperă cea mai mare parte a rădăcinii dintelui cu o substanță fibroasă de tip osos, lipsită de canaliculi, sisteme Haversiene și vase sangvine.

Pulpa ocupă cavitatea pulpară și conține fibre subțiri de colagen, orientate în toate direcțiile, neagregate în mănunchi. Pulpa mai conține substanța de bază, celulele nervoase și vasele sangvine.

Membrana periodontal ancorează ferm rădăcina în osul alveolar și este alcătuită în cea mai mare parte din fibre de colagen și glicoproteine (complecși de tip proteine-polizaharide).

Caracteristicile compoziționale ale oaselor și dinților influențează în ce mai mare măsură proprietățile fizico- chimice aie acestora, înțelegerea relației compoziție- structură-proprietăți fiind de importanță majoră în modelarea materialelor biocompatibile utilizate implantologia osoasă și dentară.

Partea organica a țesuturilor minerauzate

Așa cum s-a putut observa în Tabelul 2-1, partea organică a osului are două fracțiuni majore: colagenul și substanța de bază. Colagenul este o proteină caracterizată, din punct de vedere fizic, prin natura sa fibroasă, iar din punct de vedere chimic, prin conținutul său ridicat în amino-acizi de tip pirolidină și prin conținutul său scăzut în amino-acizi aromatici. Fibrele individuale, cu diametre cuprinse între 300-500 A, conțin substructuri de benzi, din 640 în 640Å, perpendiculare pe direcția fibrelor.

În evoluția procesului de dezvoltare a osului, apariția colagenului este anterioară apariției componentei minerale. Fibreie de colagen acționează ca o matrice care este umplută cu mineralul osos, substanța de bază și reticulinul. în plus, există fluidul interstițial care constituie puntea de legătură dintre partea solidă a osului și sistemul sangvin.

Substanța de bază este un solid amorf care conține, în cea mai mare parte, mucopolizaharide. Principala mucopolizaharidă este sulfatul de condroitin, acesta fiind și motivul pentru care a fost identificat sulful în substanța de bază.

Mica porțiune de solid osos asociată cu substanța de bază se numește reticulin. Acesta este un material fibros, un hibrid, combinând o polizaharidă cu o proteină.

Din punctul de vedere al fracțiunii organice, toate celelalte țesuturi mineralizate, cu excepția emailului, sunt asemănătoare. în email, cheratina substituie colagenul, la fel ca și în alte organe externe, cum ar fi pielea sau unghiile. Cheratina este tot o scleroproteină cu bază sulfuroasă. Emailul se echilibrează cu saliva, mai degrabă decât cu fluidele din interiorul organismului, care sunt în echilibru cu celelalte țesuturi calcifiate.

Partea anorganică a țesuturilor minerauzate

Partea anorganică a țesuturilor mineralizate este constituită în cea mai mare parte dintr-o apatită carbonată. în literatura de specialitate s-au publicat diverse compoziții medii ale mineralului osos, neexistând o concordanță deplină între acestea.

Compoziția medie a mineralului osos depinde de o serie de factori, cei mai importanți dintre aceștia fiind:

tipul osului, respectiv zona de unde s-a prelevat proba de os analizată;

specia, vârsta și sexul organismului animal din care s-a prelevat proba; M. tipul de alimentație al organismului respectiv.

[NUME_REDACTAT] 2-2 este prezentată o compoziție medie a fazei minerale, exprimată în procente de greutate, publicată de Triffitt și colaboratorii săi, în 1968.

Tabelul 2-2 – Compoziția medie a fazei minerale din țesutul osos.

Cristalele apatitice ale osului au o creștere medie pe direcția axei c variind dimensional între 155 și 600Å. Mărimea cristalelor osoase variază de la aproximativ 25 la 1500Å. Cristalele sunt de forma unor hexagoane tubulare, subțiri, cu axa lungă paralelă cu axa c a apatitei. Grosimea cristalelor este, de cele mai multe ori, sub 75Å. în email, cristalele apatitice sunt mai mari decât cele din os, cement sau dentină, fiind de aproximativ 600Å.

Măsurătorile de arie superficială, realizate prin adsorbția azotului la temperaturi joase, au demonstrat că un gram de os, din care s-a îndepărtat faza organică, are o arie superficială de ordinul sutelor de metrii pătrați. Aceasta demonstrează importanța pe care o are suprafața în chimia țesuturilor mineralizate.

Mecanismul mineralizării

Țesutul osos, format prin infuzia unei matrici organice, constituită în principal din fibre de colagen, cu fosfat de calciu, are în organism două funcții majore. Combinația dintre partea organică și cea anorganică a țesutului mineralizat fi furnizează acestuia proprietățile biomecanice necesare pentru susținerea organismului și pentru deplasare. în plus, mineralul osos se află într-o relație metabolică cu fluidele din organism, servind ca principal rezervor pentru mineralele organismului, înmagazinându-le și punându-le în libertate, pe măsură ce nevoile cresc.

Componentul mineral al țesutului osos matur, care este analog compusului cunoscut sub denumirea de hidroxilapatită (HA), Ca10(PO4)6(OH)2, se caracterizează printr-o suprafață specifică mare, prezența substituțiilor cu ioni carbonat, CO32–, nonstoechiometrie și dezordine cristalină internă.

Înțelegerea formării și maturării mineralului osos nu a reieșit numai din studiile efectuate asupra țesutului propriu-zis ci și din examinarea apatitelor bine cristalizate și a precipitatelor de HA fin divizate, sintetizate dintr-o mare varietate de soluții apoase. Domeniul tehnologiei țesutului osos datorează mult celor care și-au desfășurat activitatea în diversele domenii în care a fost studiată natura și structura apatitelor. Acest interes crescând pentru apatite rezultă din faptul că aceste forme minerale reprezintă cea mai mare parte a fosfatului de calciu existent în biosfera terestră.

Studiul componentei minerale a țesutului calcifiat a ridicat o serie de probleme: acest material este foarte complex, datorită numărului mare de componenți atomici; este slab cristalizat, eterogen și are caracteristici care variază cu diferiți factori (specia de animal, tipul de os, vârsta animalului, zona de prelevare a mostrei analizate); este puternic legat de componenta organică (colagen), iar azi nu există nici o tehnică care să permită completa separare a acestor două componente, fără alterarea uneia sau alteia.

Cercetările făcute pe materiale sintetice permit elaborarea unor modele care să dea seama, cel puțin parțial, de natura și proprietățile componentei minerale a țesutului calcifiat. Astfel, fixarea glicerinei de către constituenții apatitei reprezintă primul model al legăturii colagen-apatită.

Introducerea ionilor carbonat în rețeaua apatitică poate avea loc în două tipuri de poziții și în diferite forme. A fost observată, de asemenea, înlocuirea ionilor PO43– cu ionii HPO42– Proprietățile fbsfaților depind de prezența acestor substituenți variați și, de aceea, asemenea substituții pot juca un rol important în comportamentul fosfaților în medii biologice.

Studiul hidrolizei și cristalizării fosfaților amorfi în apatite, conduce la elaborarea unor noi concepte referitoare la posibila existență a unei faze amorfe în țesuturile calcifiate. Conversia fosfaților de calciu amorfi în apatite cristaline depinde de prezența a numeroși ioni (Mg2+, P2O74–, CO32–).

Studiile efectuate pe materialele sintetice pot fi privite ca bază pentru viitoarele studii ale țesuturilor calcifiate, în particular, privind compoziția acestora și proprietățile lor. De altfel, asemenea studii permit sinteza unor materiale, similare țesuturilor calcifiate, utilizate pentru confecționarea implanturilor osoase și dentare.

Primele teorii privind mineralizarea țesuturilor osoase

Depunerea țesutului calcifiat are loc în interiorul matricii organice.

Pentru ca mineralizarea să aibă loc, materialele necesare trebuie transportate la locul caicifierii iar condițiile locaie trebuie să fie acelea care să favorizeze precipitarea fazei anorganice.

Prima condiție, aceea de transport, depinde de ingestia compușilor cu fosfor care pot fi convertiți în fosfați în tractul digestiv și care pot. fi apoi absorbiți de organism și transportați prin intermediul diferitelor fluide ale organismului. A doua condiție, aceea de asigurare a factorilor locali favorabili precipitării, este aceea care face ca procesul de calcifiere să se producă numai în anumite regiuni ale organismului.

Primele studii de solubilitate au arătat faptul că serul sangvin normal este suprasaturat din punctul de vedere al HA. în aceste condiții, ar trebui să se realizeze o cristalizare spontană a acesteia, ceea ce nu se întâmplă în realitate. Neuman explică acest fenomen presupunând faptul că solidul care precipită în primă etapă nu este HA ci fosfatul dicalcic, CaHPO4, considerat a fi precursorul apatitei în țesutul calcifiat. Fosfatul dicalcic, instabil în condițiile de pH ale serului sangvin, hidrolizează imediat, formând apatita specifică țesutului mineralizat. Hidroliza CaHPO, la HA, în condiții in-vivo, este o reacție unanim acceptată de cercetătorii care au studiat procesul mineralizării.

Este posibil ca HA să fie menținută într-o soluție suprasaturată, în condițiile în care calciul și/sau fosforul formează în aceasta diferite legături chimice de natură biologică. Precipitarea acesteia se realizează printr-un mecanism local specific. Unii cercetători susțin faptul că apatita precipită direct din ser iar alții că aceasta se formează după precipitarea inițială a fosfatului dicalcic, ultima teorie fiind însă susținută de o serie de date experimentale.

Mecanismul formării CaHPO4 în ser a fost îndelung studiat, elaborându-se două teorii distincte referitoare la acesta :

teoria mecanismului local, care susține că formarea CaHP04 se datorează depășirii produsului de solubilitate al acestuia, în poziții localizate microscopic cu mare certitudine;

teoria epitaxială, conform căreia cristalizarea s-ar realiza prin însămânțare, fără creșterea concentrației calciului și fosforului în ser.

Teoria mecanismului local

Schema clasică, elaborată de Robinson, pentru precipitarea cristalelor osoase printr-o acțiune locală care mărește concentrația sării, este încă foarte actuală în domeniul cercetării osului. Aceasta suține că:

La locul unde se produce catcifierea, în organism există un substrat de ester fosfat care este hidrolizat de fosfatază pentru a produce creșterea locală a concentrației fosforului, având ca rezultat precipitarea sării.

S-a stabilit faptul că această enzimă, fosfataza, este întotdeauna prezentă în zonele în care se produce calcifierea. Nu a putut însă nimeni explica de ce nu se produce calcifierea și în alte zone dintr-un organism sănătos, în care se găsește fosfataza. Punctul slab al acestei scheme îl reprezintă lipsa informațiilor referitoare la solubilitatea HA în ser.

în lumina noii teorii, care susține precipitarea inițială a fosfatului dicalcic în procesul de calcifiere, teoria mecanismului local poate fi amendată în sensul incorporării acesteia. Astfel, puternica creștere locală a concentrației ionilor fosfat, prin acțiunea fosfatazei pe un substrat, poate avea ca rezultat depunerea inițială a CaHP04și hidroliza ulterioară a acestuia la apatită.

S-au realizat multe experimente in-vitro privind calcifierea, ale căror rezultate susțin teoria acțiunii locale a fosfatazei. Nu există nici o îndoială privind existența unei corelații între prezența fosfatazei și procesul de mineralizare.

Noncalcifierea în prezența enzimei poate fi explicată prin faptul că din zonele în care nu se produce mineralizarea lipsește substratul, respectiv esterul fosfatic, neputându-se astfel realiza condițiile locale de concentrație necesare inițierii proceselor de precipitare și hidroliză.

Mineralizarea țesuturilor cartilaginoase a fost legată de prezența în pozițiile respective a glicolazei. Aceasta este rezultatul descompunerii carbohidratului din organism la acid lactic. S-a demonstrat că glicogenul, care se găsește în cantități mari în celulele cartilaginoase, dispare pe măsură ce cartilagiul se mineralizează. în plus, adăugarea unui inhibitor al acțiunii glicolazei previne calcifierea.

Aceste constatări, au sugerat reexaminarea rolului fosfatazei în procesul de mineralizare. Astfel, s-a postulat faptul că fosfataza poate servi ca intermediar în eliberarea enzimatică a grupărilor fosfat dintr-un substrat ester, într-un ciclu glicolitic.

Prezența substratului de ester fosfatat este dea determinantă, reprezentând cheia depunerii mineralului în zonele de calcifiere.

Teoria epitaxială

Epitaxia este fenomenul de supracreștere a cristalului unei faze „parazite" pe un material „gazdă". Pentru ca o substanță cristalină să crească pe suprafața unui alt material cristalin, trebuie îndeplinite anumite condiții.

în general, trebuie să existe o relație simplă între distanțele interatomice de pe fețele care vin în contact ale celor două substanțe. în plus, dacă structurile sunt de natură ionică, cristalul „parazit" trebuie să desfășoare modelul de încărcare al ionilor de pe cristalul „gazdă" . în cazul în care se știe că se produce epitaxia, cristalul „gazdă" poate fi utilizat pentru însămânțarea creșterii celeilalte faze din soluție.

Se pune întrebarea de ce țesuturile mineralizate, apatitice, nu se însămânțează pe ele însele pentru precipitarea mai multor cristale, atâta timp cât serul este saturat din punctul de vedere al HA.

Există rezultate experimentale evidente privind nucleația cristalelor de HA dintr-o soluție metastabilă, prin intermediul fibrelor de colagen. S-au făcut experimente cu diverse tipuri de colagen și s-a ajuns la concluzia că:

Numai fibrele native tip, cu repetiție la 640 A pe direcție axială, sunt capabile să inducă formarea HA, atunci când sunt introduse în soluții stabile, conținând ioni de calciu și ioni fosfat.

Colagenul osos nu are abilitatea de a iniția mineralizarea în condiții in-vitro. Există însă alte specii de colagen, din varietatea 640 A, care sunt capabile să inițieze precipitarea in-vitro a apatitei.

Un aspect interesant al experimentelor de însămânțare cu colagen este formarea ca precursor a unui fosfat acid, în unele studii privind calcifierea. Acest fosfat acid, denumit fosfat octocalcic, Ca4H(P04)3 x 3H20, se leagă de precipitarea CaHP04 ca precursor al apatitei în țesutul calcifiat, deoarece fosfatul octocalcic seamănă, într-o oarecare măsură, cu acesta. La fel ca și fosfatul dicalcic (FDC), fosfatul octocalcic (FOC) poate fi hidrolizat până la HA. De asemenea, acesta poate fi transformat în HA și prin aplicarea unui tratament termic blând.

Unii cercetători sunt de părere că nu numai colagenul este cheia însămânțării cristaline în țesutul mineralizat ci și o mucopoiizaharidă esențială, care este asociată structural cu colagenul. Mucopolizaharida specifică, considerată cel mai frecvent a avea acest rol, este condroitin sulfatul, care apare ori de câte ori se realizează o calcifiere in-vivo. S-a postulat faptul că:

Intre condroitin sulfat și colagen se formează un complex chimic care este „gazda" responsabilă de inițierea calcifierii în cartilajul preosos.

Dacă fibrele organice, fie cele de colagen, fie cele ale unui complex colagen- mucopolizaharidă, induc formarea cristalelor fazei anorganice, există posibilitatea unei_ orientări preferențiale a cristalului în țesutul mineralizat pe direcția fibrelor. !n studiile efectuate asupra osului și emailului, s-a pus în evidență faptul că cristalele sunt orientate pe o direcție bine-definită, dependentă de matricea organică.

S-a arătat, prin efectuarea diverselor măsurători, că axa c a cristalelor de HA este paralelă cu direcția fibrelor de colagen. Axa c a cristalelor apatitice din email se află la un unghi de 5° față de axa lungă a fibrelor organice. în email însă, matricea proteică este cea corespunzătoare cheratinei și nu colagenului.

Proprietățile țesuturilor mineralizate

[NUME_REDACTAT] 2-3 și 2-4 sunt prezentate câteva proprietăți fizico-mecanice ale oaselor și dinților. Datele prezentate în aceste tabele urmăresc evidențierea diversității mari a valorilor parametrilor fizici urmăriți, dependentă de sursa de prelevare a probelor de țesut mineralizat [8,9].

Tabelul 2-3 – Proprietățile fizico-mecanice ale dinților.

Proprietățile mecanice ale țesuturilor mineralizate depind în mare măsură de o serie de factori, printre care amintim:

umiditatea țesutului;

sensul de aplicare a tensiunii mecanice, compresive sau de întindere;

viteza de tensionare, respectiv de încărcare cu sarcini mecanice;

direcția tensiunii aplicate, în raport cu orientarea microstructurii țesutului mineralizat.

De aceea, se studiază efectul acestor factori asupra comportării țesuturilor mineralizate, corelându-se rezultatele cu caracteristicile structurale ale acestora [10].

Tabelul 2-4 – Proprieflțile fizico-mecanice ale oaselor.

Efectul umidității

Prin uscare, crește modulul de elasticitate dar scade rezistența la rupere și valoarea corespunzătoare sarcinii de rupere prin elongație. Osul umed, care se comportă similar celui aflat în condiții in-vivo, poate absorbi mai multă energie și se alungește mai mult, înainte de a se rupe.

Efectul anizotropiei

Era de așteptat apariția și manifestarea unui asemenea efect, având în vedere faptul că osteonii sunt așezați longitudinal, de-a lungul axei lungi a osului, și că, de cele mai multe ori, tensionarea mecanică se naște pe această direcție.

Valorile pe direcție longitudinală ale modulului lui Young și ale rezistențelor la compresiune și întindere sunt de 1,5-2 ori mai mari decât valorile corespunzătoare acestora pe direcții tangențiale și, respectiv, radiale. Direcțiile tangețiale și radiale diferă foarte puțin din punctul de vedere al proprietăților mecanice.

Efectul vitezei de încărcare cu sarcini mecanice

Odată cu creșterea vitezei de încărcare cu sarcini mecanice, crește modulul lui Young și rezistența la compresiune. Faptul că valorile sarcinii de rupere și valorile rezistenței la rupere a osului cresc până la un anumit maxim și scad apoi, duce la concluzia că există o viteză critică de încărcare cu sarcini mecanice.

Efectul conținutului mineral al țesuturilor

Un os mai puternic mineralizat are un modul de elasticitate și o rezistență la încovoiere mai mare dar, o duritate mai mică. Acest lucru ilustrează importanța fazei organice în furnizarea tăriei și a capacității de absorbție a energiei în os.

Efectul viscoelasticității

După cum este cunoscut, materialele viscoelastice sunt acele materiale pentru care relația dintre tensiune și efort este dependentă de timp. Pentru aceste materiale, rigiditatea depinde de viteza de aplicare a sarcinii mecanice. La deformarea materialelor viscoelastice, energia mecanică este disipată prin transformarea ei în căldură.

Astfel, efectul viscoelasticității include efectul vitezei de încărcare prezentat mai sus. în materialele viscoelastice, rigiditatea depinde de o serie de factori, cum ar fi:

timpul de aplicare a unei sarcini mecanice constante;

viteza de încărcare cu sarcini mecanice;

frecvența încărcării sinusoidale.

Rigiditatea crește cu frecvența încărcării mecanice și cu viteza de încărcare cu sarcini mecanice.

Efectul densității și a vitezei de tensionare

Efectul densității, P, exprimată în g/cm3, și al vitezei de tensionare, (d/dt), exprimată în sec–1, asupra rezistenței ia compresiune a osului, comp, exprimată în MPa, poate reprezentat sumar ca fiind:

Se poate observa faptul că rezistența osului este mai puternic dependentă de densitate decât de viteza de tensionare.

Referitor la proprietățile electrice ale osului, în jurul anului 1950 s-a pus în evidență faptul că osul uscat este piezoelectric, în sensul clasic al termenului adică, aplicarea unei sarcini mecanice are ca efect direct o polarizare electrică iar aplicarea unui câmp electric determină, ca efect invers, apariția unei tensionări mecanice.

Originea piezoelectricității constă în asimetria grupărilor cu sarcini electrice din material care determină o modificare a momentelor de dipol.

Proprietățile piezoelectrice ale osului prezintă un mare interes pentru cercetători datorită rolului lor ipotetic în remodelarea osoasă. Colagenul umed nu are proprietăți piezoelectrice. Atât proprietățile dielectrice cât și cele piezo- electrice ale osului depind de frecvența încărcării cu sarcini mecanice [11].

Mărimea coeficienților de sensibilitate piezoelectrică a osului depinde de:

frecvența încărcării cu sarcini mecanice;

direcția sarcinii;

umiditatea relativă a țesutului pe care se aplică sarcina.

Mai există încă anumite incertitudini referitoare la proprietățile piezoelectrice ale osului, în sensul clasic al conceptului, în condițiile unor frecvențe relativ joase, care sunt preponderente în cazurile încărcării normale a osului.

Se consideră că există două mecanisme diferite care ar putea fi răspunzătoare de aceste efecte:

piezoelectricitatea clasică, provenită din asimetria moleculară a colagenului în osul uscat;

efectele curgerii fluidelor, care poate genera potențiale de curgere, în osul umed.

Aceste potențiale de curgere sunt semnale electrice care rezultă din curgerea electroliților ionici prin canalele din os (canalicule, canale Haversiene).

Osul pune în evidență și importante proprietăți dielectrice. Comportamentul dielectric controlează relația dintre câmpul electric aplicat, polarizarea electrică rezultată și curent.

S-a stabilit că permitivitatea electrică a osului crește puternic odată cu creșterea umidității și scăderea frecvențelor de aplicare a sarcinilor mecanice. Permitivitatea electrică este cu atât mai mare cu cât câmpul electric este aliniat mai paralel cu axa osului.

De asemenea, osul compact manifestă o permitivitate electrică permanetă, precum și o piezoelectricitate, respectiv o modificare a polarizării cu temperatura. Aceste fenomene sunt atribuite structurii polare a moleculei de colagen, care are o anumită orientare în os.

Proprietățile electrice ale osului sunt importante atât în procesul de remodelare osoasă cât și în stimularea electrică externă a însănătoșirii și reparării țesutului osos.

Remodelarea osoasă

Relația dintre masa și forma osului, pe de-o parte, și forțele aplicate asupra sa, pe de altă parte, a fost sesizată încă de [NUME_REDACTAT]. Apoi, în 1892, Wolff a observat că osul este refonnat ca răspuns la forțele care acționează asupra sa [12,13],

S-a observat faptul că aplicarea unei sarcini dinamice repetate atrage după sine remodelarea, în timp ce aplicarea unei sarcini mecanice statice nu are acest efect. Tensionările ciclice mari determină o mai mare remodelare a osului decât tensionările statice mari. Imobilizarea îndelungată determină slăbirea osului și punerea în libertate a calciului și fosforului. Lungile zboruri cosmice, în condiții de imponderabilitate, determină, de aseemnea, slăbirea osului. în schimb, în condiții de hipergravitate indusă prin centriugare, rezistența osului crește considerabil.

Este de reținut faptul că răspunsul diferitelor tipuri de oase ale aceluiași schelet la încărcările mecanice aplicare diferă foarte mult. Astfel, oasele care nu sunt supuse decât într-o mică măsură unor încărcări mecanice, cum ar fi oasele craniene sau osiculele urechii, s-ar resorbi complet după perioade de timp suficient de lungi.

Remodelarea pare a fi guvernată de un SISTEM DE FEEDBACK (reacție inversă), în care celulele osoase simt starea de tensionare apărută în matricea osoasă aflată în imediata apropiere și, pentru a menține tensiunea în limite normale, fie mai adaugă, fie mai îndepărtează o parte din os.

Procesele prin care celulele sunt capabile să simtă tensiune aplicată sunt încă necunoscute. Se presupune totuși că osul este piezoelectric, adică generează câmpuri electrice, ca răspuns la aplicarea unor tensiuni mecanice, și că acest efect piezoelectric reprezintă o componentă importantă a buclei de reacție inversă (feedback) prin care celulele simt câmpul de tensiuni mecanice. Această ipoteză a fost susținută de observarea osteogenezei manifestată ca răspuns la aplicarea unor câmpuri electrice exterioare, având același ordin de mărime cu cele generate în mod normal de tensionarea mecanică, via efectului piezoelectric.

Studiul bioelectricității osului a devenit deosebit de important, pe măsură ce s-a observat faptul că câmpurile electrice sau electromagnetice aplicate din exterior stimulează creșterea osului.

Alți cercetători au avansat alte ipoteze referitoare la mecanismele prin care celulele sunt informate de starea tensională din jurul lor. Acestea cuprind următoarele tipuri de procese:

alunecări între lamele, care pot influența procesele osteocitelor;

alunecări ușoare la limita de cementare dintre osteoni, care îi aliniază la direcția de aplicare a tensiunii mecanice;

curgere a fluidului, indusă de tensiunea mecanică, prin canale de tipul canaliculelor, pentru a stimula sau a hrăni osteocitele;

un efect direct de presare hidrostatică asupra osteocitelor;

un efect de tensionare, cu acțiune directă asupra cineticii de cristalizare a fazei mineralizate.

Diferitele teorii lansate cu privire la aceste probleme, aduc o serie de argumente pro și contra acestor tipuri de procese, problema rămânând deschisă unor studii mai aprofundate.

Mecanismele comportamentale in-vivo ale biomaterialelor

Bioactivitatea materialelor de implant

După cum s-a arătat anterior, bioactivitatea este caracteristica unui material de implant care îi permite acestuia să formeze o legătură puternică cu țesuturile vii. Materialele care nu sunt bioactive formează la interfața implantului un strat de țesut fibros, neaderent. Formarea unei legături cu țesutul osos a fost demonstrată pentru prima oară în cazul unor sticle cu compoziții bine definite [14-40]. Aceste sticle, denumite ulterior sticle bioactive, conțin SiO2, Na2O, CaO și P2O5, în proporții specifice. Aceste materiale au trei caracteristici compoziționale cheie, care le deosebesc de sticlele tradiționale:

un conținut mai mic de 60% (procente molare) de SiO2;

un conținut mare de Na2O și CaO;

un raport CaO/P2O5 mare.

De-a lungul timpului, numeroși cercetători au încercat să pună în evidență mecanismul prin care se realizează legătura dintre implant și țesuturile proprii organismelor vii în care se face implantarea.

Studii aprofundate au fost realizate pentru implanturile osoase și dentare. Astfel, în cazul structurilor sticloase bioactive, s-a pus în evidență semnificația biologică a reacțiilor de hidroliză și condensare a SiO2, implicate în formarea stratului superficial bogat în SiO2 (80%). Datorită pH-ului alcalin de la interfața sticlă-soluție (fluidul din organism), grupările CaO și P2O5 cristalizează într-o fază apatitică mixtă, hidroxilcarbonată, pe stratul bogat în SiO2 format la suprafața sticlei. Cristalele de hidroxilapatită carbonată nuclează și se leagă de metaboliții de la interfață; mecanismul încorporării constitutenților biologici organici se desfășură foarte rapid și până la joncțiunea straturilor superficiale, în creștere, de SiO2 și apatită hidroxilcarbonatată. Acesta reprezintă pasul inițial în stabilirea bioactivității și în legarea țesuturilor la interfața implantului. Deci:

Hidroliza și policondensarea SiO2 se realizează pe suprafața ceramicilor și sticlelor bioactive, concurent cu precipitarea unei faze apatitice hidroxilcarbonate.

Implanturile care manifestă o capacitate suficient de mare de repolimerizare a SiO2 se leagă de țesutul osos chiar și în absența CaO și P2O5 din compoziția biomaterialului. Combinația dintre existența unui pH interfacial alcalin și  SiO2 repolimerizat in-vivo este suficientă pentru acumularea CaO ș P2O5 din fluidele din organism în zona de implantare și pentru nucleerea și creșterea unui strat de apatită hidroxilcarbonatată.

Concurența hidrolizei și condensării SiO2 cu mineralizarea apatitei hidroxilcarbonatate pe suprafața sticlelor și ceramicilor sticloase bioactive imită de fapt repararea și creșterea naturală a țesuturilor osoase.

Implanturile confecționate din ceramici pe bază de ortofosfați de calciu s-au dovedit a fi puternic bioactive, deși nu conțin în structura lor SiO2. Se consideră că în perioada de incubație a implanturilor confecționate din aceste materiale (care este de ordinul săptămânilor), SiO2 biologic se poate concentra la interfața acestora, unde pH-ul este alcalin; se realizează astfel o suprafață similară celei specifice sticlelor bioactive, înainte de conversia in-vivo a fosfaților de calciu amorfi în apatită cristalizată.

Se poate concluziona faptul că bioactivitatea unui biomaterial este dependentă de caracteristicile compoziționale și fizico-structurale ale acestuia, precum și de caracteristicile specifice ale mediului în care acesta este implantat.

Bioactivitatea compozițiilor sticloase

Încă de la descoperirea sticlelor, cu câteva mii de ani în urmă, în compoziția acestora se introducea un procent de 65% sau mai mult (procente molare) SiO2; rezistența acestor materiale la umiditate este direct proporțională cu procentul de componenți care formează rețeaua acestora, respectiv cu procentul de SiO2 [41-43]. Rezistența la umiditate este asociată cu durabilitatea sticlelor silicatice. Stabilizarea suprafețelor sticloase se poate însă realiza și prin încorporarea în structura acestora a unor ioni metalici multivalenți care formează pe suprafața sticlei filme protectoare, atunci când aceasta se află în contact cu apa sau cu fluidele din organismele vii (fluide ionice). În figura 3-1 sunt prezentate cinci tipuri primare de reacții de suprafață ale sticlelor, făcându-se o distincție între monostratul protector multivalent (tipul IIIA) și straturile protectoare multiple (tipul IIIB), tipul (III) de sticle fiind acela stabilizat cu ioni metalici multivalenți.

Biomaterialele sticloase bioactive formează suprafețe de tip IIIa.

Compozițiile sticloase care formează suprafețe de tip I sau II determină formarea capsulelor fibroase neaderente la suprafața implanturilor.

În consecință, aceste sticle sunt biologic inactive, având un comportament similar cu implanturile confecționate din oțel inoxidabil sau din polimetil metacrilat Compozițiile sticloase care formează suprafețe de tip IV și V sunt resorbabile, dizolvându-se după 1-3 săptămâni de la implantare.

În figura 3-2 este prezentat profilul compozițional caracteristic pentru suprafața unei sticle bioactive de tip IIIA, după numai o oră de la implantarea într-un organism viu.

Structura tradițională a sticlelor de tip Na2O-CaO-SiO2 conține numai 10-15% Na2O și 15-20% CaO, restul fiind SiO2. Acest domeniu compozițional se află în apropierea eutecticului ternar situat la 1115°C în diagrama echilibrului de fază al acestui sistem ternar. În consecință, asemenea sticle sunt ușor de topit, de omogenizat și de prelucrat în diverse forme.

Oxidul de sodiu, Na2O, servește ca flux de înaltă eficiență, creînd doi moli de legături fără punți de oxigen pentru fiecare procent molar de Na2O adăugat.

FIGURA 3-1 – Cinci tipuri de reacții de suprafață ale sticlelor.

FIGURA 3-2 – Compoziția chimică a unei interfețe biosticlă-țesut osos formate in-vivo, la o oră după implantare.

În general, sticlele binare de tip Na2O-SiO2 au o durabilitate scăzută și formează suprafețe de tip iv și v, datorită următoarei reacții:

Viteza reacției de schimb cationic și formarea silanolului (SiOH) este controlată difuzional, așa cum se poate observa din ecuația:

Adăugarea CaO în compoziția sticlei intensifică acțiunea de fluxare, datorită eutecticului ternar, dar are ca rezultat formarea a numai un mol de legături fără punți de oxigen pentru fiecare mol de CaO adăugat. În consecință, ionii de calciu se vor schimba mult mai lent decât ionii de sodiu cu ionii H+ sau H3O+, atunci când sticla este expusă apei.

Constanta vitezei de schimb cationic (kt), respectiv de hidroliză a SiO2, este redusă în mod considerabil pe măsură ce crește conținutul de CaO în compoziția sticlei.

Schimbul cationic mărește concentrația ionilor hidroxil din soluție, conform reacției (3-1) și un pH interfacial alcalin inițiază un atac al rețelei sticloase cu formare de noi cantități de silanol, conform reacției:

Si-O-Si + H+OH- Si-OH + HO-Si (3-3)

Ecuația de viteză pentru această reacție, controlată interfacial, este:

(3-4)

Dependența liniară de timp a vitezei exprimate în ecuația (3-4) face ca această reacție să se desfășoare mai rapid decât reacția anterioară, a cărei viteză este dependentă de t0.5. În consecință, dizolvarea rețelei are loc la un pH mai mare de 9,5, formându-se suprafețe sticloase de tip IV și V. La o valoare alcalină intermediară a pH-ului, viteza de repolimerizare a legăturilor Si-O-Si din grupările Si-OH de la suprafață, conform ecuației:

Si-OH + HO-[NUME_REDACTAT]-O-Si + H2O (3-5)

depășește vitezele exprimate în ecuațiile (3-2) și (3-4), formându-se un strat superficial bogat în SiO2. Sticlele de tip II formează de asemenea straturi superficiale.

Suprafața conținând SiO2 repolimerizat constituie o barieră efectivă pentru realizarea în continuare a schimbului cationic, deoarece aceasta are un conținut mult mai mare de SiO2 decât masa sticloasă (lucru care poate fi observat în figura 3-1). Stabilitatea sticlelor silicatice tradiționale se datorează prezenței stratului superficil protector de tip II, care are, în general, o grosime de numai 0,1-2 µm.

Compoziția primelor sticle bioactive constă din 20-25% (procente de greutate) Na2O, 20-25% (p.g.) CaO și numai 45-55% (p.g.) SiO2.

În consecință, aceste sticle puneau în evidență realizarea foarte rapidă a unui schimb cationic și a unei repolimerizări superficiale a SiO2, atunci când erau expuse în apă sau în fluidele din organismele vii. Așa cum se poate observa din figura 3-2, la numai o oră de la implantare,atacul alcalin se extinde la o adâncime mai mare de 1 µm. Concentrația la suprafață a SiO2 a crescut de la 45% la aproape 80%. În timp, grosimea acestui strat bogat în SiO2 crește până la 200 µm.

Reacțiile de hidroliză și condensare a SiO2 (implicate în formarea stratului îmbogățit în SiO2), au o mare semnificație biologică, care va fi pusă în evidență în următoarele paragrafe ale acestui capitol.

Adăugarea P2O5 în compoziția unei structuri sticloase de forma Na2O-CaO-SiO2, convertește sticla la un material cu comportament superficial de tip IIIA, mult mai bioactiv.

În timpul dizolvării rețelei, CaO și P2O5 sunt puși în libertate în soluție. Datorită pH-ului alcalin de la interfața sticlă-soluție, grupările CaO și P2O5 cristalizează într-o fază apatitică hidroxilcarbonatată mixtă (AHC) pe stratul bogat în SiO2 format pe suprafața sticlei. Această reacție de precipitare-cristalizare a AHC se produce foarte rapid.

În figura 3-2 se poate observa că pe parcursul primei ore de la implantare, implantul confecționat dintr-o biosticlă de acest tip a format pe suprafața sa un strat de AHC de aproape 500 µm.

Reacțiile de repolimerizare ale SiO2 și de precipitare ale AHC generează un aport de material la suprafață, desfășurându-se, din acest punct de vedere, în direcție opusă reacțiilor de dizolvare a rețelei și de schimb cationic. Astfel, expresia vitezei reacției globale pentru procesele care au loc la suprafața unei biosticle este:

(3-6)

Datorită incertitudinii dependenței de timp a reacției de condensare a SiO2 (k3) și a reacției de precipitare a AHC (k4), acestea au fost reprezentate ca dependențe de tip tx.

Ecuația (3-6) descrie cinetica reacțiilor de suprafață pentru sticlele de tip IIIA și IIIB. Atunci când se formează straturi multiple (în cazul sticlelor de tip IIIB), în ecuația cinetică pot fi implicate și alte constante de viteză (k5, k6,…, kn).

Cristalitele de AHC nucleeză și se leagă de metaboliți interfaciali, cum ar fi: mucopolizaharide, glicoproteine și colagen. În figura 3-2 este pus în evidență faptul că acest mecanism de încorporare a constituenților biologici organici se desfășoară foarte rapid, în interiorul joncțiunii straturilor în creștere de AHC și îmbogățit în SiO2. Acesta pare a fi pasul inițial în stabilirea bioactivității și a realizării legăturii țesuturilor vii cu interfața implantului. Creșterea conținutului de SiO2 la procente mai mari de 60%în compoziția biosticlei, reduce considerabil vitezele reacțiilor de dizolvare a rețelei, de repolimerizare a SiO2 și de cristalizare a AHC. Proporțional, se reduce și bioactivitatea acestor compoziții. În cazul sticlelor cu un conținut de SiO2 de 60% sau mai mare, stratul de AHC nu se formează într-un interval de timp de 2-4 săptămâni de la implantarea în organismele vii, acest tip de sticle nefiind bioactive.

Procesul de nucleație și creștere a cristalelor în interiorul sticlei, denumit ceramizare, convertește sticla într-o ceramică sticloasă.

Studiile comparative efectuate asupra biosticlelor normale și ceramizate au pus în evidență formarea cu aproximativ aceeași viteză a legăturilor cu țesuturile osoase vii, ceea ce dovedește faptul că ambele structuri au aceeași bioactivitate.

Bioactivitatea este în cea mai mare măsură o funcție de compoziție și nu de structură.

Astfel, ceramizarea are un efect nesemnificativ asupra bioactivității. Cu toate acestea, nu este încă pe deplin elucidată problema efectelor pe care diferitele proporții de fază cristalină aflate în matricea sticlei afectează bioactivitatea acesteia Se presupune că bioactivitatea ceramicilor sticloase este determinată de un proces de schimb ionic la care participă o fază sticloasă intergranulară.

Adăugarea elementelor multivalente, cum ar fi: Al3+, Zr4+ și Ta5+, atât în compozițiile sticlelor cât și în cele ale ceramicilor sticloase bioactive, va elimina bioactivitatea acestora. În parte, aceasta se datorează formării pe suprafața implantului a straturilor multiple de reacție. Asemenea straturi, care sunt de fapt echivalente cu suprafețele de tip IIIB, se formează atunci când se depășește limita de solubilitate a oxizilor, hidroxizilor și carbonaților speciilor multivalente, la valori ale pH-ului mai mici decât cele necesare pentru precipitarea fazei de apatită hidroxil-carbonatată bioactivă. De asemenea, în compoziția ceramicilor sticloase acești cationi multivalenți afectează mecanismele de mineralizare intercelulară.

Efectele compoziționale care controlează bioactivitatea sticlelor și a ceramicilor sticloase apar ca fiind rezultantele unor interdependențe complexe între factorii fizico-chimici și biologici, interdependențe care depind de concentrațiile cationice și anionice interfaciale, de cinetică și de limitele de solubilitate.

Prin modificarea cineticilor de reacție controlate compozițional, vitezele de formare a țesuturilor osoase dure la interfața implanturilor pot fi afectate negativ. După cum am mai arătat, nivelul bioactivității unui material, respectiv indicele său de bioactivitate, poate fi definit ca fiind timpul necesar pentru ca mai mult de 50% din interfața sa să fie legată de țesutul osos:

Concentrația inițială a osteoblastelor, condroblastelor și fibroblastelor variază ca o funcție de calitatea implantului (din punct de vedere structural, compozițional și constructiv) și de starea defectului osos pe care acesta trebuie să-l compenseze. În consecință:

Toate implanturile bioactive necesită o anumită perioadă de incubație înainte ca țesutul osos să prolifereze și să se formeze legătura dintre implant și țesutul osos viu, propriu organismului în care s-a făcut implantarea.

Viteza cu care se desfășoară acest proces variază într-un domeniu foarte larg de valori, depinzând în cea mai mare măsură de compoziție, așa cum se poate observa din tabelul 3-1.

Tabelul 3-1- Valorile indexului de bioactivitate (IB) pentru diferite bioceramici.

În mod corespunzător, indicele de bioactivitate (IB) pentru diferite structuri sticloase variază în limite foarte largi, diferind cu un ordin de mărime între structurile cele mai bioactive și compozițiile limită la care bioactivitatea dispare. Adăugarea unor procente mici de ioni multivalenți în compoziția unei sticle sau a unei ceramici sticloase bioactive, va reduce sau chiar va elimina complet bioactivitatea materialului respectiv. De exemplu, adăugarea a numai 3% Al2O3 în compoziția unei biosticle de tip 45S5, distruge capacitatea acesteia de a se lega de țesutul osos. Aceste aspecte, puse în evidență prin cercetările desfășurate de-a lungul anilor, au complicat mult problematica dezvoltării unor compoziții sticloase bioactive.

Structura de rețea deschisă a unei sticle bioactive, care permite desfășurarea rapidă a schimbului protoni-alcalii, favorizează difuzia rapidă a elementelor metalice tranziționale în interiorul sticlei. Asemenea elemente sunt necesare pentru a realiza o legătură chimică durabilă între metal și sticlă, în cazurile în care aceasta este depusă pe un substrat metalic. Adăugarea acestor elemente în compoziția sticloasă, într-o concentrație suficientă pentru realizarea legăturii sticlă-metal, poate însă micșora sau chiar elimina complet bioactivitatea acesteia. Soluțiile alese pentru soluționarea acestei probleme au inclus utilizarea unor tehnici de dublă acoperire, metode de imersie rapidă și pulverizarea în plasmă sau în flacără. Toate aceste metode permit obținerea unor acoperiri care formează legături cu țesuturile osoase vii. Cu toate acestea, nici una dintre aceste metode nu a asigurat o rezistență corespunzătoare la oboseală mecanică pe termen lung a interfeței sticlă-metal [44,45].

Rolul biologic al oxidului de siliciu (SiO2) în bioactivitate

Se știe că hidroliza și policondensarea SiO2 se produce pe suprafața sticlelor și ceramicilor sticloase; concurent cu precipitarea unei faze apatitice mixte, hidroxilcarbonatate (AHC). Implanturile care permit o repolimerizare suficientă a SiO2 se leagă de țesutul osos chiar și fără existența CaO și P2O5 în compoziția materialelor din care sunt confecționate acestea [46]. Combinația dintre un pH interfacial alcalin și repolimerizarea in-vivo a SiO2 este suficientă pentru acumularea CaO și P2O5 din fluidele din organism, precum și pentru nucleerea și creșterea stratului de AHC.

Combinația dintre speciile biologic active de SiO2 și apatită este responsabilă de inhibarea proliferării fibroblastelor la interfața unui implant bioactiv.

Atunci când sunt expuse prezenței unor sticle bioactive, fibroblastele sunt trecute într-o stare de repaus non-mitotic [47]. Durata și ponderea acestui așa-zis „arest mitotic" este o funcție dependentă de concentrația celulelor, procesul devenind reversibil o dată cu îndepărtarea celulelor de pe substratul bioactiv.

Arestul mitotic este precedat de o substanțială prelungire a duratei de atașare și împrăștiere (întindere) a fibroblastelor. Acest efect este inițiat imediat după venirea în contact cu suprafața bioactivă, când schimbul de alcalii și reacțiile de hidroliză și condensare a SiO2 sunt dominante și preced precipitarea excesivă a AHC. În consecință, formarea structurilor bogate în SiO2, biologic active, poate fi considerată a fi sursa chimică a efectului de saturație celulară observat pe substraturile bioactive.

Încă din primele studii, s-a pus în evidență faptul că mineralizarea țesutului osos implică o creștere a concentrației oxidului de siliciu la nivelul frontului de mineralizare. Mai sunt încă o serie de probleme neelucidate privind funcția exactă a oxidului de siliciu în procesul de mineralizare, natura legării sale biologice și mecanismele reacțiilor metabolice ale siliconului. Există totuși un acord unanim privind faptul că oxidul de siliciu trebuie să fie prezent în concentrații critice pentru a se forma țesutul osos.

Astfel, este evident faptul că pe sticlele și ceramicile sticloase concurența dintre hidroliza și condensarea SiO2, pe de-o parte și mineralizarea AHC, pe de altă parte, copiază de fapt repararea și creșterea naturală a țesutului osos [48,49].

FIGURA 3-3 – Dependența de timp a legării de țesutul osos, caracteristică diferitelor biomateriale.

Totuși, există o anumită incertitudine în ceea ce privește concluzia de mai sus, deoarece s-a stabilit faptul că și implanturile confecționate din hidroxilapatită pură (HA) sunt bioactive [50,51]. Acestea se leagă de țesutul osos cu un IB având o valoare de aproximativ 3. În implanturile din HA nu există oxid de siliciu. Cu toate acestea, există o perioadă de incubație de câteva săptămâni, înainte ca implanturile confecționate din HA să se lege de țesuturile proprii organismelor vii. În figura 3-3 este prezentată dependența de timp a legării de țesutul osos, caracteristică diferitelor biomateriale. Pe parcursul acestei perioade, oxidul de siliciu biologic ar putea fi concentrat la interfața cu pH alcalin a implantului confecționat din HA, producând o suprafață similară cu cea a sticlelor bioactive, înainte de conversia in-vivo a fosfaților de calciu amorfi în apatită cristalină. Această concluzie a fost confirmată de studiile efectuate prin microscopie electronică de transmisie, care a demonstrat prezența pe implanturile din HA a unui strat amorf acelular, înainte de mineralizare. Acest mecanism nu explică însă nucleația aparentă in-vivo a cristalitelor de HA direct din cristale, pusă în evidență de studiile efectuate pe implanturile confecționate din HA.

Fenomene de transport care se produc la suprafața implanturilor și caracterizarea acestei suprafețe

O serie de dezbateri științifice legate de utilizarea diverselor biomateriale în implantologie sunt focalizate asupra interacțiunilor dintre materiale și țesuturile adiacente acestora, proprii organismelor vii [52].

Sticlele bioactive, oxidul de aluminiu și titanul sunt materiale care nu produc țesuturi calcifiate în mediile de implantare în care nu se află celule osoase.

Atunci când sunt implantate în poziții cu țesut cartilaginos, moale, aceste materiale nu stimulează de la sine formarea unui țesut calcifiat. Această considerație permite diferențierea mecanismelor operante în pozițiile cu țesut cartilaginos de cele operante în pozițiile cu țesut calcifiat.

În timpul inserției materialului pe poziția de implantare, nu este exclus ca între fluidele țesutului și implant să se producă interacțiuni care să influențeze reacțiile interfaciale ulterioare. Materialul este plasat în țesutul care este deteriorat și care poate manifesta reacții de răspuns inflamatorii. Pe parcursul perioadei inițiale de implantare pe poziție, se produce adsorbția moleculelor și celulelor pe suprafața implantului. Aceasta are ca efect formarea stratului dublu dintre biomaterial și noul său mediu înconjurător. Nu există încă suficiente informații privind caracteristicile acestui strat dublu inițial (strat interfacial) pentru sticlele bioactive, oxidul de aluminiu și titan. Asemenea rezultate s-ar putea obține prin efectuarea unor măsurători de potențial zeta, care nu au fost încă efectuate.

După contactul inițial, se pot produce la interfață reacții de desorbție, adeziune și adsorbție, interacțiuni între constituenții fluidelor țesuturilor și suprafața implantului. Caracteristicile suprafeței nu sunt determinate numai de speciile adsorbite. Un rol important în acest sens îl joacă compoziția chimică și structura suprafeței. Comportarea diferită la rupere a interfețelor țesut-implant sugerează faptul că există diferite mecanisme de interacțiune și că se formează diferite tipuri de țesuturi în jurul suprafețelor biomaterialelor. Interacțiunile dintre materialele de implant și organismul gazdă constau dintr- o serie de procese mecanice, chimice și fizice. Exemple de asemenea procese sunt următoarele:

deformarea moleculelor organice în momentul impactului cu suprafața implantului, aceste molecule aflându-se în fluidele ce curg de-a lungul interfeței;

punerea în libertate a elementelor compoziționale ale implantului și reacțiile lor ulterioare, în țesuturile înconjurătoare sau în cele aflate la distanță;

fagocitoza particulelor implantului.

Diferitele procese nu sunt, în mod necesar, constante în timp; ele pot varia pe măsură ce se produc modificări în țesuturi, la interfață și la suprafața materialului.

Indiferent de procesul care are loc, acesta este determinat de patru factori:

poziția de implantare;

traumatismul suferit de țesuturi;

proprietățile materialului, în volum și la suprafață;

deteriorarea fizică a interfeței prin mișcare.

Sticlele bioactive

Adeziunea țesutului osos la sticlele și ceramicile bioactive este asociată cu fenomene selective de punere în libertate și de difuzie care se produc la suprafețele lor. Pe sticlele și ceramicile sticloase bioactive se formează un strat îmbogățit în SiO2 și un strat îmbogățit în fosfat de calciu. Una dintre cele mai simple compoziții de sticlă bioactivă conține SiO2, CaO, Na2O și P2O5, cantitatea de SiO2 nefiind mai mare de 57% (procente de greutate).

Atunci când sticlele bioactive sunt puse în contact cu fluidele din organism, alcaliile participă la un schimb rapid cu protonii. Rezultatul acestui proces de schimb ionic este formarea legăturilor de silanol (Si-OH), care participă apoi la reacția de condensare prezentată mai jos, formând un gel de siliciu repolimenzat pe suprafața sticlei.

– [Si – OH] + [HO – Si] → -[Si – O – Si] – + H2O

Această reacție este puternic exotermă. Simultan, din structura sticlei sunt puși în libertate ionii de calciu și ionii fosfat care se combină pentru a forma un strat de fosfat de calciu amorf pe suprafața stratului de siliciu îmbogățit. Structura moleculară, stoechiometrică, organizarea și chiar compoziția specifică a acestui strat amorf nu sunt complet cunoscute, fiind necesară determinarea tuturor acestor caracteristici.

În timp, stratul de fosfat de calciu cristalizează, in-vivo sau in-vitro, formând o apatită hidroxilcarbonatată. Procesul de cristalizare încorporează în interiorul frontului de mineralizare colagen și alți componenți extracelulari. În cazul sticlelor bioactive, rugozitatea suprafeței afectează în mică măsură acest proces, care este însă puternic dependent de pH (pentru a se desfășura complet, este necesară asigurarea unui pH alcalin).

În cazul experimentelor efectuate in-vitro, schimbul de alcalii produce un pH interfacial alcalin, ca și cum fluidul interfacial ar fi static sau s-ar deplasa cu o viteză foarte mică. Este necesară realizarea unor măsurători de pH in-vivo, acestea trebuind să fie asociate cu experimentele privind absorbția specifică a metaboliților extracelulari Alterarea suprafeței prin diferite proceduri de sterilizare are un efect redus asupra mecanismului de legare, efect care dispare pe parcursul unei săptămâni de la implantare.

Atunci când este prezentă o fază cristalină (ca în cazul ceramicilor sticloase bioactive), se presupune că reacțiile fizico-chimice se desfășoară conform acelorași mecanisme, dar acest lucru nu a fost încă pe deplin confirmat. Cu toate acestea, vitezele reacțiilor sunt diferite și acestea depind atât de compoziție cât și de volumul relativ al fracțiunilor de fază sticloasă și de fază cristalină.

Prin variația compoziției sticlelor și a ceramicilor sticloase prin adăugarea unor componenți, cum ar fi oxidul de bor sau oxidul de potasiu, se pot modifica solubilitățile acestora. Oxidul de aluminiu și oxidul de lantan reduc difuzivitatea sodiului prin rețeaua moleculară a sticlei.

Alte substanțe, în special oxizi, pot fi adăugate în efortul de a mări rezistența acestor materiale sau pentru a adapta mai bine proprietățile unui substrat realizat dintr-un material diferit de materialul de bază la cerințele impuse de utilizările implantologice. Unii oxizi sunt adăugați pentru a îmbunătăți umectabilitatea și pentru a obține un coeficient de dilatare termică corespunzător pentru substrat. Astfel, pentru un substrat din oțel AlSl 316L se adaugă NiO, Fe2O3, Cr2O3 și Ta2O5.

Alți ioni sunt adăugați pentru a realiza punți de oxigen între constituenții sticlei și suprafața substratului; din această clasă fac parte CoO, CuO și As2O3 Este evident faptul că fiecare ion are un anumit efect asupra proceselor de schimb de la suprafața sticlei, respectiv asupra proceselor de legare de țesuturile osoase. Încă nu s-a determinat cu exactitate, pentru fiecare dopant, cantitatea maximă care poate elimina complet tendința de legare de țesutul osos propriu organismului viu.

Grosimea stratului interfacial pe sticla bioactivă depinde de timp, poziție și compoziție. Grosimea zonei de legătură afectează rezistența interfacială. S-a dovedit faptul că o zonă mai subțire este mai rezistentă. Până în prezent, nu se știe cu exactitate cum influențează diferitele compoziții ale sticlelor procesul de formare a țesutului osos. Se pot face doar speculații privind modul în care acestea favorizează sau nu o reacție în matricea organică a țesutului osos, dacă interacționează în momentul nucleației fazei minerale în țesutul osos sau dacă intensifică creșterea cristalelor apatitice. Fără îndoială, sticlele și ceramicile sticloase modulează formarea țesutului osos.

Titanul și alumina

Titanul este unul dintre metalele cele mai utilizate în implantologie, în special în protetica dentară. Acesta este un metal reactiv, pe suprafața sa formându-se în mod spontan, un strat de oxid. Se consideră că acesta reprezintă sistemul de interfață cu mediul biologic în care se face implantarea.

Există suficiente date chimice și termodinamice privind comportarea oxizilor de titan în electroliți anorganici. Solubilitatea oxizilor de titan este de aproximativ 3 µM (aproximativ 0,15 µg Ti/g), în domeniul de pH cuprins între 3 și 9. Specia dizolvată este Ti(OH)4 (aq). Aceasta este o specie electro-neutră. Ionii au o concentrație mult mai scăzută, deoarece ei nu reprezintă forma cea mai favorizată din punct de vedere termodinamic. În plus, oxidul de titan manifestă la suprafața sa tendința de hidroxilare. Acest proces de hidroxilare are în același timp și caracter acid și caracter alcalin.

În electroliți anorganici, în condiții in-vitro, hidroxilarea este completă, astfel că sarcina pe unitatea de suprafață este mare, forțele electrostatice având valori cuprinse într-un domeniu foarte larg. De asemenea, este cunoscut faptul că oxidul de titan formează chelați, motiv pentru care o suprafață acoperită cu acesta va forma legături puternice cu compușii organici.

Nu se cunosc cu exactitate mecanismele prin care se realizează aceste interacțiuni, dar s-au elaborat diferite ipoteze în acest sens.

Gradienții de compoziție chimică dintre zona aflată de-a lungul suprafeței și stratul de oxid provoacă o difuzie care este guvernată de legile lui Fick.

Diferențele de potențial electric de la suprafață spre volumul materialului provoacă o conducție electrică prin oxid. Ionii metalici sau compușii conținând ionii metalici sunt puși în libertate cu o viteză care este influențată de starea suprafeței metalului și de deteriorarea mecanică a suprafeței. Cineticile care guvernează punerea în libertate a acestor compuși sunt influențate, de asemenea, de mișcarea fluidelor locale (sânge, limfă, ser etc), din zona de implantare, la interfață și de adsorbția compușilor organici.

S-a stabilit cu certitudine faptul că în țesuturile înconjurătoare implanturilor conținând titan se găsește o concentrație mai mare de compuși ai titanului decât în țesuturile similare, dar fără implanturi.

Aceste niveluri de concentrație sunt mai mari decât cele care ar trebui să corespundă condițiilor de echilibru termodinamic. Din punct de vedere termodinamic, ar trebui ca titanul hidratat din țesut să fie saturat cu oxidul său. Deși titanul este acoperit cu un strat de oxid (din acest punct de vedere asemănându-se la suprafață cu un material ceramic), comportamentul său este controlat parțial de prezența materialului metalic neoxidat, aflat sub filmul de oxid.

Considerații similare sunt aplicabile și altor aliaje chirurgicale care formează un film de oxid pe suprafața lor. Pentru o înțelegere mai bună a acestor fenomene este necesară efectuarea unor studii adiționale, utilizând spectroscopia electronică Auger (AES), spectroscopia electronică pentru analize chimice (ESCA), măsurători de impedanță în puls, spectroscopie IR și spectroscopie cu absorbție atomică. Condiția limitativă majoră pentru utilizarea diferitelor tehnici experimentale este aceea de păstrare a integrității interfeței.

S-a pus în evidență faptul că în absența micromișcărilor din zona de implantare, titanul pus în libertate la interfața implanturilor dentare de tip șurub (confecționate din titan), nu afectează calcifierea în acesta zonă. În schimb, s-a dovedit experimental că titanul afectează negativ cineticile de formare a țesutului osos la suprafața unei sticle care are în compoziția sa oxid de titan.

Rămâne de clarificat dacă mecanismele de punere în libertate a constituenților și cele de formare a țesuturilor în jurul sticlelor bioactive dopate cu oxid de titan sunt aceleași cu cele din jurul titanului.

Aluminiul este un metal similar titanului, în sensul că este un metal foarte reactiv. Astfel, oxidul său (alumina) este foarte stabil din punct de vedere termodinamic. În contrast cu materialele de implant pe bază de titan, care sunt acoperite cu un strat subțire de oxid (cu un raport titan/oxigen aflat într-o continuă variație, de la suprafață spre volumul materialului de bază), alumina are o structură și o compoziție uniformă de-a lungul întregului implant. Până în prezent nu s-au obținut date relevante privind existența unui proces de punere în libertate a componenților acestui tip de material de implant.

Relația dintre sticlele bioactive și ceramicile din fosfat de calciu

O clasă de materiale cu proprietăți similare celor ale sticlelor bioactive este aceea constituită din ceramicile din fosfat de calciu. Prin studiile de microscopie electronică de transmisie, s-a pus în evidență alăturarea directă a țesutului calcifiat pe suprafețele acestor ceramici. Nu s-au putut releva zonele de reacție interfacială în aceste suprafețe. Dacă se vor putea depăși dificultățile experimentale, studiile AES și ESCA realizate pe aceste materiale vor putea releva modificările care pot apărea pe suprafețele acestora.

Faza de fosfat de calciu găsită în țesutul osos este o hidroxilapatită microcristalină (50-600A), dezordonată din punct de vedere structural, deficitară în calciu și conținând ioni carbonat (4-6%). Această structură cristalină imperfectă rezultă în mineralul osos, fiind solubilă și reactivă în raport cu fluidele din organism. În contrast cu aceasta, fosfații de calciu utilizați ca materiale de implant nu conțin ioni carbonat (ca rezultat al faptului că sunt preparați la temperaturi înalte) și sunt constituiți din cristale mult mai mari și mai perfecte decât cele determinate în apatitele biologice.

S-a demonstrat faptul că una dintre primele reacții pe care le are la implantare o sticlă bioactivă este aceea de a forma o zonă de fosfat de calciu la interfața implantului. S-a demonstrat faptul că această zonă este similară structural și compozițional apatitelor biologice.

Se presupune că implanturile ceramice din fosfat de calciu inserate în organismele vii vor adsorbi macromolecule biologice. Este binecunoscut faptul că adsorbția substanțelor străine poate afecta solubilitatea materialelor cristaline.

De exemplu, adsorbția pirofosfaților sau a difosfaților pe apatite reduce în mod considerabil solubilitatea acestora. Astfel, este de așteptat ca adsorbția moleculelor biologice pe suprafețele apatitice implantate să reducă într-o oarecare măsură solubilitatea acestora.

S-au pus în evidență diferitele consecințe pe care le poate avea micromișcarea în vecinătatea unui material implantat. Se cunoaște faptul că circulația fluidului poate accelera procesul de dizolvare, prin modificarea gradienților de concentrație. Acțiunea de frecare cauzată de mișcarea la interfață poate accelera dizolvarea implantului prin creșterea ariei suprafeței expuse.

De asemenea, este posibil ca micromișcarea să interfereze cu stabilitatea implantului prin modificarea evenimentelor biologice ordonate de la interfață, care sunt necesare pentru a menține concentrațiile ionilor de calciu și ale ionilor fosfat necesare realizării unei mineralizări normale. Aceste efecte nu au fost încă cuantificate, mecanismele acestora fiind foarte dificil de stabilit.

Biochimia interfeței țesut osos – implant

Din punctul de vedere al biochimiei interfeței țesut osos-implant, este importantă atât cunoașterea naturii constituenților prezenți la interfață la un moment dat cât și înțelegerea felului în care interacțiunea dintre celule și implant modifică interfața [53].

Interfața implantului poate fi considerată dinamică, modificându-se continuu, ca răspuns la următorii factori:

mișcarea ionilor;

adsorbția și desorbția proteinelor și a altor constituenți organici;

sinteza și degradarea constituenților matriciali.

Pe măsură ce celulele migrează la interfață, se atașează de aceasta, se diferențiază la nivelul acesteia și o remodelează, tipurile de molecule din interiorul interfeței aflându-se într-un flux continuu. De asemenea, toate aceste procese sunt influențate și de stress-urile biomecanice din zona de implantare.

Formarea interfeței inițiale

Implantarea biomaterialelor implică realizarea unei intervenții chirurgicale în urma căreia rămâne o rană. În consecință, reacția interfacială inițială poate implica interacțiunea suprafeței biomaterialului cu componenții serului prezent în zona rănii.

În cea mai simplă descriere a unei reacții interfaciale, suprafața biomaterialului poate fi considerată a fi faza staționară a unei coloane cromatografice de afinitate. O dată cu variația afinității, suprafața devine hidratată și interacționează cu componenții serului.

Această interacțiune are ca rezultat formarea la suprafață a unui gel constituit din proteine, lipide, carbohidrați, apa legată de biomaterial și biomaterialul în sine.

Caracteristicile fizico-chimice ale gelului vor modula fluxul de ioni la și de la biomaterial. Natura apei organizate, adică a apei legate, a apei libere și a apei complexate, va influența transformarea fazei de fosfat la interfață, pH-ul fazei lichide și modificarea netă a moleculelor organice adsorbite.

Primii constituenți organici care se pot lega de biomaterial sunt acei componenți ai serului care sunt prezenți în zona rănii. Afinitatea acestora pentru suprafață va fi reglată de caracteristicile de suprafață ale materialului. La rândul ei, adsorbția relativă a acestor proteine, lipide și carbohidrați poate influența:

– tipurile de celule care sunt atrase la suprafață;

– care dintre aceste celule atrase la suprafață o pot coloniza cu succes;

– diferențierea ulterioară a celulelor de colonizare.

De exemplu, proteinele din ser (cum ar fi fibronectinul și albumina), pot acoperi suprafața ceramicii cu un anumit grad de afinitate. În funcție de speciile de fibronectin legate, pot fi atrase spre implant subclase specifice de fibroblaste sau celule mesenchimale. De asemenea, fibronectinul poate juca un rol important în diferențierea celulelor mesenchimale în fibroblaste, condrocite sau osteoblaste. Alți factori prezenți în ser în zona rănii, cum ar fi: factorii de creștere derivați din plăci, proteinele morfogenetice osoase și factorii de transformare a creșterii afectează, de asemenea, reacțiile de răspuns ale celulelor, în special divizarea și diferențierea lor. Un rol important în migrarea celulelor îl joacă acidul hialuronic și polimerul zaharos anionic. Toate aceste observații nu fac decât să sublinieze faptul că natura interfeței inițiale poate avea un efect direct asupra tipurilor de celule reținute și asupra diferențierii lor ulterioare.

Deși formarea interfeței inițiale se datorează adsorbției apei, ionilor, zaharurilor, lipidelor și proteinelor, modificările ulterioare din interfață sunt mediate de celulele prezente în stratul de gel sau în apropierea acestuia. Aceste celule și produșii celulari corespunzători modulează mișcarea ionilor în interiorul și în afara fazei fluide a gelului. În plus, acestea pot modifica constituenții organici din interfață. În funcție de tipul de celule prezente, vor fi sintetizate diferite tipuri de proteoglicani, colagen, noncolagen și proteine de adeziune. De asemenea, celulele vor metaboliza constituenții deja prezenți.

Tipurile de reziduuri glicozaminoglicanice pot altera gradul de hidratare a interfeței materialului, influențând în continuare suprafața implantului. Răspunsul inflamatoriu trecător care însoțește implantarea include edeme crescute ale țesuturilor și mișcarea fluidului prin gelul interfacial. În sfârșit, punerea în libertate a ionilor din implant poate altera reacțiile de răspuns ale celulelor. Trebuie să se aibă în vedere și faptul că afinitatea proteinelor pentru suprafață se va modifica pe măsură ce concentrația ionică a fluidului gelului se va altera.

Interfața va continua să se matureze prin fazele inițiale ale interacțiunilor implant-țesut, având consecințe importante asupra succesului final al biomaterialului.

Există încă o serie de aspecte neelucidate privind această problemă, cele mai importante dintre acestea fiind:

felul în care natura suprafeței influențează procesul de hidratare și organizarea apei;

felul în care stratul de gel format la suprafață influențează fluxul ionic dintre implant și celule;

care sunt caracteristicile de adsorbție-desorbție ale constituenților organici la suprafață;

cum alterează stratul de gel inițial compoziția ulterioară in componenți organici și anorganici a stratului de gel;

dacă caracteristicile chimice și fizice ale stratului de gel influențează migrarea, diferențierea și atașarea celulelor;

prin ce mecanisme influențează celulele maturarea materialului interfacial.

Migrarea, creșterea și diferențierea celulelor la interfață

În momentul inserției chirurgicale, un implant din sticlă bioactivă, fosfat de calciu, oxid de aluminiu sau titan, imobilizat într-un pat de implantare osos, are suprafața expusă la substanțele provenite din sânge și la fluidele adiacente zonei de implantare. Celulele provenite din sânge și celulele aflate la marginea defectului chirurgical migrează prin golul creat de intervenția chirurgicală, gol care este umplut cu cheaguri de sânge, celule și țesuturi moarte și compuși eliminați din țesutul înconjurător.

Imuno-histochimia a pus în evidență faptul că fibronectinul (o proteină din ser) formează o rețea conectată cu rețeaua de fibrin a cheagurilor de sânge în numai trei zile de la implantare. Compușii macrofagi și fibroblastele tinere utilizează această rețea ca punte de contact pentru traversarea golului și ajungerea la suprafața implantului. La numai șapte zile de la implantare, cea mai mare parte a spațiului este umplută cu țesut organizat, constituit dintr-o rețea de capilare, fibroblaste și trabecule foarte tinere de țesut osos primar, nemineralizat sau numai parțial mineralizat. În acest interval de timp, cheagurile de sânge, celulele și țesuturile moarte, precum și compușii eliminați din țesuturile înconjurătoare, s-au dizolvat și s-au resorbit total.

În anumite zone de interfață ale implanturilor confecționate din sticle bioactive și ceramici din fosfat de calciu, aceste trabecule sunt deja în contact cu un strat de suprafață cu grosimea de 5-20 µm, în care s-a identificat prezența glicozaminoglicanilor, proteinelor osoase, fibronectinului, proteoglicanilor osoși, ceramicilor din fosfat de calciu și apatitelor carbonatate. La interfața implanturilor din alumină sau titan nu s-au pus încă în evidență fenomene comparabile. Țesutul osos primar manifestă o reacție imuno-histochimică pentru procolagenul de tip III, în timp ce țesutul osos mai matur reacționează pozitiv la procolagenul de tip I. Mineralizarea acestui țesut osos primar implică existența veziculelor matriciale, ca un mecanism de depunere minerală comparabilă cu însănătoșirea țesutului osos normal. La 14, 21 și 28 de zile de la implantarea sticlelor bioactive și a ceramicilor din fosfat de calciu, trabeculele osoase cresc în grosime, se maturează și se mineralizează la interfață.

Utilizând metode morfometrice de măsurare, s-au examinat cantitativ cineticile acestor procese, pe parcursul primelor 60 de zile de la implantare. După trecerea celor 60 de zile, cea mai mare parte a interfeței implantului este acoperită cu țesut osos și nu se mai pot detecta în zonă celule de tip cartilaginos. Țesutul osos este atașat de interfața implantului prin intermediul materialului organic, comparabil din punct de vedere microscopic cu substanțele interstițiale ale țesutului osos normal. Aceste observații sunt interpretate ca fiind compatibile cu însănătoșirea normală a țesutului osos, neinfluențată de prezența unui corp străin sau de punerea în libertate a substanțelor toxice de pe suprafața implantului. Până în prezent nu există dovezi convingătoare privind faptul că sticlele bioactive și ceramicile din fosfat de calciu intensifică însănătoșirea țesutului osos.

Datele experimentale obținute pentru diferite compoziții de sticle indică faptul că însănătoșirea țesutului osos și legarea acestuia la suprafața implantului pot fi deranjate de punerea în libertate a diferitelor substanțe de la suprafața implantului. S-au putut identifica trei niveluri diferite de inhibare:

la interfața anumitor compoziții s-a observat numai prezența compușilor macrofagi;

la suprafața altor compoziții, celulele predominante sunt fibroblastele, deși mai pot exista și câțiva compuși macrofagi; fibroblastele produc un țesut fibros în jurul implantului, care poate preveni migrarea ulterioară și atașarea osteoblastelor la interfață;

la interfața altor compoziții examinate persistă celulele cartilaginoase sau fibrocartilaginoase; osteoblastele prezente produc o matrice extracelulară care nu manifestă tendința de a mineraliza.

Toate aceste observații sugerează faptul că materialul din care este confecționat implantul poate avea un efect inhibitor asupra migrării, diferențierii și maturării celulelor.

Migrarea, creșterea și diferențierea celulelor țesuturilor calcifiate poate fi inhibată de substanțele puse în libertate la intefața implantului, fie direct, fie prin modularea factorilor puși în libertate de compușii macrofagi.

În legătură cu acesta problemă, mai există o serie de aspecte încă neelucidate, cum ar fi:

prin ce diferă, din punct de vedere biochimic, interfața unui implant confecționat din sticle bioactive sau ceramici din fosfat de calciu, care se leagă de țesutul osos, de cea a materialelor sticloase care nu se leagă de țesutul osos?

factorii de creștere și diferențiere în osteogeneză sunt sau nu afectați de substanțele puse în libertate (de exemplu ioni) de la suprafața materialelor de implant care nu formează legături cu țesutul osos?

care este influența compușilor macrofagi asupra modulării suprafeței implantului și cum este transformată aceasta într-o zonă accesibilă pentru legarea osteoblastelor?

Fosfații de calciu utilizați ca biomateriale

Cercetările și experimentările efectuate pe biomateriale ceramice din fosfați de calciu au pus în evidență siguranța și eficiența utilizării acestora în diferite aplicații clinice restaurative și de conservare. Cercetătorii și practicienii și-au îndreptat atenția, în mod deosebit, spre două forme de ceramici din fosfați de calciu:

hidroxilapatita (HA)

fosfatul tricalcic (TCP).

În general, HA este recunoscută ca fiind componentul mineral natural al țesutului osos dur din organismele vertebrate, reprezentând 60-70% din țesutul osos care constitutie oasele și 98% din emailul dentar. În cele mai multe cazuri, într-o formă ceramică sintetică corespunzătoare, HA nu este bioresorbabilă, fiind recomandată pentru utilizarea în proceduri clinice restaurative și de conservare de lungă durată. Din punct de vedere chimic, TCP este similar HA, dar nu este un component natural al mineralului osos. Acesta este bioresorbabil, cel puțin parțial, fiind utilizat pentru reparații în zone nepatologice, în care este de dorit ca materialul de implant să se resoarbă și să fie înlocuit progresiv de țesut osos.

Profilul biologic al ceramicilor din fosfat de calciu

Biomaterialele pe bază de fosfat de calciu sunt, probabil, cele mai biocompatibile substanțe sintetice cunoscute pentru utilizarea în implanturile de țesut osos dur.

Acestea sunt lipsite de toxicitate locală sau sistemică, nu determină manifestarea unor reacții inflamatorii sau a unor reacții străine față de organismul viu în care au fost implantate, se pot integra funcțional în țesutul osos natural fără încapsulare de țesut fibros și nu afectează negativ procesele de mineralizare naturală ale țesutului osos. În plus, aceste materiale sunt capabile să se lege puternic de țesutul osos, prin mecanisme aparent specifice proceselor de cementare naturală a țesutului osos.

Acest grad înalt de biocompatibilitate este o caracteristică a biomaterialelor pe bază de fosfat de calciu având compoziții chimice foarte variate și structuri diferite ale materialelor, fiind o proprietate generică a acestei clase de biomateriale.

Excepționala biocompatibilitate a acestor materiale poate fi atribuită faptului că sunt alcătuite, în primul rând, din ioni de calciu și ioni fosfat, ioni care sunt constituenții cei mai obișnuiți ai sistemelor de țesuturi osoase din organismele vertebrate.

Una dintre caracteristicile cele mai importante ale fosfaților de calciu este abilitatea lor de a se lega foarte puternic de țesutul osos viu. Acest fenomen de legare a fost observat în investigațiile făcute pe un mare număr de modele animale. Ca rezultat al acestui fenomen, implanturile din fosfat de calciu nu pot fi desprinse de țesutul osos adiacent fără ruperea implantului sau a osului. Aceste rupturi nu se produc decât foarte rar, la interfața dintre implant și țesutul osos.

Histologia și ultrastructura zonei de legătură au fost studiate detaliat, caracterizarea acesteia fiind făcută prin utilizarea unei mari diversități de tehnici de microscopie optică și electronică. Prezența acestei zone a fost confirmată prin prelevarea și analizarea probelor de biopsie umană. Această arie de legătură poate fi descrisă ca o zonă îngustă, de aproximativ 500-2000Å, aflată între implantul din fosfat de calciu și țesutul osos înconjurător; ea conține o substanță de bază și este puternic mineralizată, fiind lipsită, în mare măsură, de fibrilele de colagen. Astfel, zona de legătură este similară, poate chiar identică, cu substanța de cimentare naturală a osului natural, care a fost caracterizată în mod asemănător.

Biomaterialele din fosfat de calciu nu sunt osteogenice în sine, în sensul că acestea nu induc formarea unui țesut osos în poziții ectopice (anormale), cum arfi de exemplu mușchii, și nici nu stimulează o creștere mai rapidă a țesutului osos în pozițiile de implantare aferente țesuturilor osoase.

Aceste materiale furnizează o matrice fizică potrivită pentru depunerea noului țesut osos și pot manifesta proprietăți de ghidare a creșterii care să determine o extindere a creșterii osului în arii pe care altfel nu le-ar ocupa. De aceea, termenii de osteocunductiv și osteofilic pot fi aplicați de cele mai multe ori biomaterialelor din fosfat de calciu.

De exemplu, într-o serie de experimente controlate s-au realizat prin metode chirurgicale defecte în ramele orbitale, în mandibulele și în crestele iliace ale câinilor. Lăsate neumplute pe parcursul unor perioade de timp variabile (până la un an), s-au observat numai aspecte minime de reparare spontană a diferitelor defecte. Atunci când defecte similare au fost umplute cu implanturi poroase de TCP, s-a observat o creștere totală a țesutului osos peste implant, după o perioadă post-implantare de un an.

Într-un alt studiu, implicând defecte create pe cale chirurgicală în femurul câinilor (în care s-au plasat implanturi proeminente, confecționate din TCP), s-a observat faptul că țesutul osos a crescut lateral față de tijă, la o distanță de 7,5 mm. Controlul unor defecte similare, umplute cu Gelfoam, a pus în evidență o creștere laterală de numai 4 mm.

Alți cercetători au evaluat comportamentul particulelor de HA în organismele unor câini, aplicându-le grefe pentru mărirea osului mandibular. Aceștia au comparat răspunsul histologic al materialelor, diferențiind comportamentul implanturilor subperiosoase de cel al implanturilor supraperiosoase. Pe parcursul a nouă luni de studiu, masa de particule plasată supraperiosos nu a pus în evidență o creștere a osului. în timp ce implanturile subperiosoase au avut ca rezultat o creștere a osului spre exteriorul suprafeței sale, pe calea infiltrării masei de particule implantate.

Ceramicile din fosfat de calciu au demonstrat, de asemenea, abilitatea de a menține volumul osos în zone în care are loc o resorbție normală a țesutului osos.

De exemplu, unii cercetători au observat faptul că implanturile confecționate din HA sunt capabile să prevină resorbția crestei alveolare după extracție, aproximativ în aceeași manieră în care o face rădăcina dentară autentică. Plasate fie în pozițiile subgingivale, fie în pozițiile pergingivale, în găurile rămase după extracțiile proaspăt efectuate la câini, aceste implanturi devin anchilozate ferm, prin fenomenele specifice de legare de țesutul osos, menținând sau chiar crescând înălțimea țesutului osos înconjurător, în comparație cu zonele de extracție necontrolate prin implantare.

Ceramicile din fosfat de calciu sunt, de asemenea, bine tolerate de țesuturile moi, unde sunt înconjurate de o capsulă de țesut fibros pasivă. Multe cercetări actuale s-au concentrat asupra caracteristicilor ultrastructurale ale interfeței dintre ceramică și țesutul fibros, moale. Aceste preocupări sunt motivate de importanța clinică a interfeței într-o varietate mare de situații, cum ar fi, de exemplu, utilizarea implanturilor transmucozale constituite din ceramici din fosfat de calciu sau acoperite cu materiale de acest tip. În asemenea cazuri, este absolut necesar ca epiteliul gingival să se închidă cât mai bine în jurul implantului, pentru a reduce riscul unor infecții sau al ruperii implantului.

În studiile clinice efectuate, s-a pus în evidență faptul că celulele epiteliale gingivale se atașează și aderă la suprafața ceramicilor din fosfat de calciu. De asemenea, culturile celulare umane de fibroblaste gingivale s-au atașat instantaneu la suprafața ceramicilor din fosfat de calciu. S-au făcut observații timp de 120 de zile după implantarea unor structuri dentare confecționate din HA în organismele unor câini. Cu ajutorul microscopiei electronice de transmisie, s-a pus în evidență atașarea epiteliului la suprafața implantului. Interfața epiteliu-implant a avut un aspect similar cu interfața dintre epiteliu și dintele natural. De asemenea, s-a format o zonă de contact intim între implant și țesutul osos înconjurător.

Rezultate similare au fost obținute cu implanturi de rădăcini dentare confecționate din HA aplicate unor câini, acestea fiind ținute sub observație timp de doi ani. Studiile de microscopie optică și electronică efectuate asupra secțiunilor histologice au pus în evidență faptul că interfața dintre implant și epiteliu a fost aceeași ca interfața dintre dintele natural și epiteliu. S-a pus în evidență o atașare foarte bună a țesutului la implanturi, fără inflamare sau încapsulare. În vecinătatea implanturilor au fost determinate fibre de țesut coronarian de legătură, asemănătoare celor din ligamentul periodontal al dinților naturali. Pe suprafața implantului s-au depus fibre subțiri, realizând o atașare continuă între țesutul de legătură conectiv și implantul din HA. Distribuția vaselor sangvine și a fibroblastelor a fost normală în aria de joncțiune. De asemenea, a fost observată o alipire foarte bună între suprafața de jos a implantului și osul alveolar, deși nu s-a observat prezența membranei periodontale dintre os și suprafața implantului.

Aceste observații referitoare ia biocompatibilitatea epitelială, făcute pe modele animale, au fost confirmate și de studiile efectuate pe subiecți umani. Într-un studiu clinic efectuat pe 22 de pacienți, au fost implantate transmucozal 44 de structuri dentare confecționate din HA. Aceste implanturi dentare au fost plasate în găurile rămase în urma unor extracții mandibulare posterioare.

Pe parcursul a 1-2 săptămâni după implantare, țesutul gingival din jurul implanturilor părea normal și greu de distins de țesutul care înconjoară dintele natural. În contrast cu aceste constatări, alți cercetători nu au reușit să pună în evidență atașarea mucozală de implanturile de rădăcini dentare confecționate din HA, chiar pe parcursul a 5 ani de studii clinice. Totuși, acest studiu a implicat examinarea speciilor de biopsie prelevate din 16 poziții deschise, netratate, care s-au dezvoltat în timpul urmăririi pe lungă durată a 81 de implanturi introduse inițial. Pozițiile deschise au fost parțial inflamate și, de aceea, nu era de așteptat ca un țesut inflamat să realizeze și să mențină o atașare normală la implant.

Autorii au pus inflamarea pe seama traumelor mecanice provocate de dantura nesănătoasă și de acumularea plăcii la joncțiunea permucozală. Acest sudiu nu a confirmat formarea unei legături strânse între implantul de rădăcină dentară confecționat din HA și țesutul osos alveolar înconjurător. Luând în considerare recentele studii discutate mai sus, acestea furnizează aspecte evidente privind atașarea epiteliului gingival de implanturile confecționate din ceramici din fosfat de calciu. Abilitatea de a realiza o asemenea legătură va îmbunătăți în mod considerabil șansele de supraviețuire pe lungă durată a implanturilor realizate din HA sau a implanturilor acoperite cu acest tip de material.

Cu toate că biomaterialele de tip fosfat de calciu reprezintă o clasă de substanțe chimice bine tolerată de țesutul cartilaginos, moale, caracteristicile macrostructurale ale materialului implantat pot afecta acceptanța țesutului cartilaginos.

De exemplu, HA sub formă de particule este utilizată în mod curent pentru creșterea crestelor alveolare și pentru repararea leziunilor periodontale. Unele preparate de HA conțin particule rotunde, netede, în timp ce altele conțin particule neregulate, cu margini ascuțite și cu fețe multiple. În țesuturile cartilaginoase rezistente (cum ar fi cele din piele) sau în țesuturile cartilaginoase care nu sunt supuse unui stres important, diferențele mari în forma particulelor nu au un impact important asupra compatibilității țesutului cartilaginos.

Într-un studiu implicând particule de HA densă, cu margini ascuțite, implantate subcutanat pentru perioade lungi de timp în spatele șobolanilor și câinilor, nu s-a observat nici o iritare a țesutului cartilaginos, moale. Diferitele studii efectuate cu variate forme de particule, au permis concluzionarea faptului că particulele rotunde sunt mult mat potrivite, din punct de vedere clinic, pentru implantări în cavitatea bucală, în special în ariile de concentrare a stresului, cum ar fi de exemplu alveolele mandibulare.

Rezultate similare au fost obținute și de alți cercetători care au comparat răspunsul particulelor de HA rotunde cu cel al particulelor de HA cu margini ascuțite, implantate în defecte osoase periodontale create pe cale chirurgicală la câini.

Se consideră că bioresorbția poate rezulta, aparent, atât din dizolvarea chimică în fluidele biologice cât și din procesele mediate celular, cum ar fi fagocitoza.

Fosfați de calciu bioresorbabili

Factorii care guvernează bioresorbabilitatea biomaterialelor de tip fosfat de calciu nu sunt încă pe deplin cunoscuți, dar se pare că aceștia includ compoziția chimică și porozitatea fosfaților de calciu aflați sub formă de particule [54].

Hidroxilapatita se dizolvă mai puțin decât TCP într-o mare varietate de fluide.

De exemplu, atunci când au fost comparate preparate de TCP și HA pure, dense și similare din punctul de vedere al microstructurii ceramice, TCP s-a dizolvat de 12,3 ori mai repede în soluții acide și de 22,3 ori mai repede în soluții bazice. În consecință, biomaterialele de tip TCP tind să fie bioresorbabile, cel puțin parțial, în timp ce biomaterialele de tip HA sunt, în general, nebioresorbabile, chiar de-a lungul unor perioade mai mari de timp.

Aria superficială a ceramicilor din fosfat de calciu are, de asemenea, un rol important în determinarea vitezei de bioresorbție. Ceramicile cu densitate mare au o arie superficială mai redusă decât cele poroase, având deci o tendință mai redusă de a se bioresorbi, indiferent dacă acestea sunt compuse din TCP, HA, sau o combinație a celor două substanțe.

Recent, s-au desfășurat o serie de studii privind bioresorbabilitatea TCP poros în organisme animale și umane. Cu toate că TCP este utilizat în mod curent pentru repararea leziunilor periodontale, nu s-au publicat rezultate experimentale clinice obținute pe subiecții umani aflați sub control privind utilizarea acestor materiale.

Utilizarea curentă a TCP este mai mult rezultatul evaluării considerațiilor teoretice decât a rezultatelor experimentale.

Se consideră că TCP se poate resorbi, în mod gradat, cu o viteză similară vitezei de creștere a osului care se repară.

Aceasta poate determina, eventual, restaurarea completă a țesutului osos natural. Acest proces presupune faptul că TCP este o substanță complet resorbabilă. Cu toate acestea, există o serie de aspecte evidente care demonstrează faptul că gradul de resorbabilitate a TCP nu este total, acesta variind în diferite condiții. Acest subiect a determinat deschiderea unor multiple conflicte între oamenii de știință care au abordat acest subiect.

Unele studii au pus în evidență o degradare rapidă a TCP implantat, în timp ce altele menționează numai o bioresorbție minimă sau foarte lentă a materialelor de acest tip. Rezultatele unor studii recente indică faptul că TCP implantat în oasele membrelor anterioare ale câinilor a rămas neresorbit chiar și după 63 de luni de la implantare.

Problema bioresorbției TCP a fost și mai mult complicată de rezultatele recente ale unor cercetători care au pus în evidență faptul că vitezele de resorbție ale TCP sunt diferite atunci când acesta este implantat în poziții cu țesut cartilaginos, moale, sau în poziții cu țesut osos dur.

Pentru a evalua bioresorbția TCP poros, implantat fie în interiorul tibiei, fie sub pielea iepurilor cobai, s-au folosit următoarele metode de investigare: radiografia, microscopia optică și cu fluorescență, microradiografia și măsurarea porozității.

În timp ce TCP implantat în țesutul osos dur s-a resorbit total după 6-9 luni de la implantare, nu s-a observat o resorbție substanțială a implanturilor subcutanate, chiar după 9 luni de la implantare.

Deși atât HA cât și TCP pun în evidență caracteristici de biocompatibilitate excelente, aspectele incerte privind bioresorbabilitatea TCP rămân încă nesoluționate. Compararea comportamentelor formelor poroase de HA și TCP sugerează faptul că HA poate fi mai osteofilă decât TCP. Această afirmație este susținută de următoarele observații:

structura țesutului osos format în jurul implanturilor din HA este mult mai compactă decât cea a țesutului care se formează în jurul unui implant confecționat din TCP;

în porii HA poroase se află mai mult țesut osos nou decât în porii TCP poros.

De asemenea, ocazional, fragmente de TCP, dar niciodată de HA, s-au localizat în nodurile limfatice, această migrare de material din timpul procesului degradativ fiind considerată indezirabilă din punct de vedere clinic. Stadiul actual al studiilor ceramicilor din fosfat de calciu poroase, bioresorbabile, nu permite stabilirea și evaluarea unor viteze de resorbție pentru ceramicile din TCP. Aceasta deschide calea unor cercetări ulterioare pentru găsirea unor materiale bioresorbabile, mult mai potrivite scopurilor implantologice.

Influența porozității și a caracteristicilor fizico-chimice ale ceramicilor din fosfat de calciu asupra biodegradării și bioresorbției

Biodegradarea sau bioresorbția materialelor de implant este caracterizată prin modificări ale proprietăților fizico-chimice ale materialului, după implantare. În cazul ceramicilor din fosfat de calciu utilizate ca materiale de implant modificările fizice pot include:

dezintegrarea;

pierderea rezistenței mecanice;

modificarea porozității.

Modificările chimice pot include:

dizolvarea;

formarea altor faze de fosfați de calciu și posibila transformare a acestor faze, de la un tip de fosfat de calciu la altul, pe suprafețele materialelor ceramice.

Unul dintre neajunsurile studiilor referitoare la biodegradarea sau bioresorbția ceramicilor din fosfat de calciu este acela al imposibilității caracterizării corespunzătoare a materialului, respectiv a purității sale compoziționale. Este important să se menționeze dacă biomaterialul este o hidroxilapatită pură, care are formula Ca10(PO4)6(OH)2, un whitlockite pur, denumit și β-fosfat tricalcic, care are formula β-Ca3(PO4)2, sau are o compoziție bifazică constituită dintr-un amestec al celor două faze pure, raportul dintre acestea trebuind să fie întotdeauna foarte bine definit.

Pe baza considerațiilor termodinamice referitoare la solubilitatea HA și TCP și pe baza observațiilor in-vitro (care permit compararea dizolvării în soluții tampon acide a acestor materiale cu comportamentul lor in-vivo), s-a stabilit faptul că materialele de mai jos se vor degrada într-o măsură mai mare sau mai mică, în următoarea ordine:

-TCP > β-TCP >>>>> HA (material sinterizat).

Pe baza acestor observații se poate presupune faptul că β-TCP se va degrada cu o viteză cuprinsă între viteza de degradare a -TCP pur și cea a HA pură. Această ordine a biodegradării-bioresorbției este stabilită pentru materiale aflate în aceeași stare, respectiv sub formă de pulbere.

Factorii care influențează biodegradarea-bioresorbția depind de proprietățile materialului din care sunt confecționate implanturile și de caracteristicile mediului biologic în care s-a făcut implantarea.

Factorii legați de proprietățile implantului

Proprietățile fizice

Proprietățile fizice includ:

forma implantului;

porozitatea materialului (microporozitatea, macroporozitatea, porozitatea non-convectivă și porozitatea interconectivă);

aria suprafeței și cristalinitatea, care reflectă dimensiunea cristalelor și dimensiunea grăunților, așa cum sunt acestea afectate de condițiile de sinterizare.

Factorii care au tendința de a mări viteza sau mărimea gradului de biodegradare includ:

creșteri ale porozității;

reduceri ale dimensiunii cristalelor;

creșteri ale numărului de imperfecțiuni ale cristalelor și reduceri ale dimensiunii grăunților.

Proprietățile chimice

Proprietățile chimice depind de:

compoziție;

de substituțiile ionice din compoziția HA și TCP;

de raportul dintre β-TCP și HA în compoziția β-TCP.

Factorii care tind să crească viteza și mărimea gradului de biodegradare includ:

substituțiile ionice în compoziția HA pure, cum ar fi: CO32–, Mg2– și Sr2+;

substituțiile ionice în β-TCP, cum ar fi Al3+;

prezența altor impurități elementare;

existența unor raporturi mai mari β-TCP /Ha în compoziția β-TCP;

prezența altor impurități fazice, rezultate în urma sinterizării, cum ar fi fosfatul tetracalcic sau oxidul de calciu.

Factorii care tind să reducă viteza de biodegradare includ:

substituția ionului F în compoziția HA pure;

substituția ionului Mg2+ în compoziția β-TCP pur;

raporturi mai mici β-TCP /HA în compoziția β-TCP.

Alte impurități, cum ar fi de exemplu pirofosfații, pot afecta viteza și extinderea formării noului țesut osos.

Factorii biologicI

Factorii biologici care pot influența viteza de biodegradare-bioresorbție includ:

reduceri ale valorilor pH-ului datorită unor factori mediați de diverse tipologii celulare (macrofage, osteoclaste, fibroblaste și așa-numitele ceramoclaste);

infecții și îmbolnăviri osteolitice;

gradul de contactare cu țesutul osos viu, propriu organismului în care s-a făcut implantarea;

tipul de țesut osos (cranian, mandibular sau femural);

specia de animal la care s-a făcut implantarea;

vârsta și sexul organismului animal la care s-a făcut implantarea;

nivelul hormonal al organismului și predispoziția sa genetică.

S-au făcut diferite propuneri privind posibilele mecanisme de biodegradare Acestea ar putea fi o combinație a următoarelor procese:

frecare fizică, rupere, dezintegrare;

dizolvare chimică, creșterea locală a concentrațiilor ionilor de calciu și fosfor, care poate determina formarea unor faze superficiale de tipul: fosfat de calciu amorf, fosfat dicalcic dihidrat, fosfat octocalcic și HA impură, similară apatitei osoase;

reducerea biologică a valorii pH-ului datorită activității celulare și fagocitare, având ca rezultat creșterea vitezei de biodegradare, datorită dizolvării implantului ceramic din fosfat de calciu. Încapsularea va tinde să reducă gradul de biodegradare.

Evaluarea biodegradării in-vitro poate fi făcută pe baza experimentelor de dizolvare realizate cu materiale bine caracterizate compozițional și structural.

Mărimea biodegradării poate fi exprimată ca ppm Ca sau ppm P în soluția tampon acidă sau ca pierdere relativă în greutate, în funcție de timp, în sisteme experimentale și în condiții bine definite(respectiv pH, temperatură, arie superficială, viteză de agitare, concentrația soluției tampon acide).

Evaluarea biodegradării in-vivo se poate realiza prin metode histomorfometrice, determinându-se reducerea dimensiunii implantului și creșterea dimensiunii porilor.

Există cazuri speciale de utilizare a acestor materiale, cum ar fi acoperirile de fosfat de calciu pe metale și realizarea unor compozite cu matrici resorbabile sau neresorbabile.

Procesele de acoperire (pulverizarea în plasmă; bombardarea cu ioni, însoțită sau nu de sinterizare; depunerea electroforetică; acoperirea în băi de sinterizare) și grosimile acoperirilor pot avea o influență determinantă asupra biodegradării. Procesul de acoperire poate afecta compoziția de fază a fosfatului de calciu, influențând astfel biodegradarea și proprietățile mecanice ale acestuia. Proprietățile unor asemenea acoperiri trebuie să fie bine determinate, deoaece aceste acoperiri pot să conțină fosfați de calciu amorfi sau cristalini și pot fi mai mult sau mai puțin poroase.

În cazul compozitelor, se impune caracterizarea și definirea completă a matricii acestora. S-a pus în evidență faptul că anumiți polimeri (ex. acidul polilactic), determină o intensificare a dizolvării ceramicilor din HA, datorită formării acizilor în mediul din imediata apropiere a implantului. Biodegradarea ceramicilor din fosfat de calciu în matricile neresorbabiie, în primul rând la suprafața materialului compozit, poate afecta proprietățile mecanice și performanțele biologice ale implantului confecționat din acestea.

Implicațiile biodegradării

Ceramicile din fosfat de calciu manifestă grade diferite de biodegradare; această caracteristică este importantă în selecționarea materialelor și formelor de implant potrivite pentru fiecare tip de aplicație. În funcție de zona de aplicabilitate, materialul trebuie să fie mai mult sau mai puțin mărunțit, respectiv mai mult sau mai puțin poros.

Ceramicile din fosfat de calciu neresorbabile sau puțin resorbabile nu trebuie să fie folosite în situațiile în care se dorește remodelarea țesutului osos, înlocuirea acestuia sau obținerea unei rezistențe corespunzătoare a țesutului osos original.

În mod similar, ceramicile din fosfat de calciu resorbabile vor fi preferate în situațiile în care se dorește resorbția cu înlocuirea concomitentă a implantului cu țesut osos, deoarece ceramicile din fosfat de calciu resorbabile permit o mai mare remodelare, vascularizare și restaurare a rezistenței în timp.

Punerea în libertate a contaminanților din ceramicile impure poate determina apariția unor corpuri străine sau manifestarea unor reacții inflamatorii. Constituenții fazelor minore (pirofosfații, fosfatul tetracalcic sau oxidul de calciu) pot altera viteza și mărimea biodegradării, afectând astfel formarea noului țesut osos.

Biodegradarea materialelor din fosfat de calciu poate influența în mod semnificativ acoperirile subțiri de pe suprafața metalelor, compromițând stabilitatea implantului metalic acoperit cu fosfat de calciu.

Biodegradarea ceramicilor din fosfat de calciu care constituie componente ale unor compozite polimer-ceramice poate fi afectată de proprietățile chimice ale polimerilor resorbabili.

Utilizarea ceramicilor din fosfat de calciu în protetica osoasă și dentară este condiționată de respectarea anumitor cerințe de sinteză, analiză și exploatare, dintre care menționăm următoarele:

Utilizând difracția de raze X, ceramicile din fosfat de calciu vor fi caracterizate din punct de vedere al dimensiunilor celulei elementare, identificându-se prin această metodă și fazele compoziționale existente în aceste materiale. Se sugerează și realizarea analizelor elementare, deoarece nu este suficientă numai identificarea prin determinarea rapoartelor Ca/P.

De asemenea, materialele vor trebui să fie caracterizate din punct de vedere al porozității (dimensiunea, distribuția și interconectarea porilor), al dimensiunii grăunților și al proprietăților mecanice, prin utilizarea metodelor de testare corespunzătoare.

Dizolvarea in-vitro a materialelor caracterizate, în sisteme bine definite și în condiții controlate, ca o funcție de timp, poate fi utilă în compararea proprietăților de biodegradare a diferitelor materiale.

Degradarea in-vivo a noilor materiale va trebui să fie evaluată histologic, în modele animale corespunzătoare și bine definite.

Studiile ultrastructurale, realizate prin utilizarea microscopiei electronice de transmisie de înaltă rezoluție, a microanalizelor cu raze X și a difracției de electroni, pot fi utilizate pentru determinarea fazelor formate pe suprafața ceramicilor.

Materialele compozite, reprezentând combinații de polimeri, ceramici și metale, vor trebui să fie bine caracterizate, deoarece anumite combinații pot produce efecte neașteptate și nedorite asupra biodegradării și a performanțelor biologice ale implanturilor confecționate din aceste materiale.

Studiile vor trebui să fie astfel concepute și realizate pentru a furniza aspecte evidente care să confirme sau să infirme unele ipoteze insuficient argumentate, de genul:

creșterea noului tesut osos este dependentă de mărimea biodegradării;

biodegradarea se manifestă numai prin procese mediate celular;

ceramicile din fosfat de calciu formează legături chimice cu țesutul osos mineral.

Va trebui abandonat mitul conform căruia ceramicile din HA sunt identice cu țesutul osos mineral deoarece există suficiente dovezi experimentale care demonstrează că țesutul osos mineral diferă de ceramicile din HA prin compoziție, rapoarte Ca/P, cristalinitate, arie superficială și proprietăți de dizolvare.

De asemenea, un alt mit care va trebui abandonat este acela conform căruia HA nu suferă procese de biodegradare. Toate ceramicile din fosfat de calciu suferă procese de biodegradare, gradul de manifestare fiind variabil și dependent de material.

Materiale de implant pe bază de fosfat de calciu dense și poroase

Din punct de vedere conceptual, utilizarea formelor poroase ale ceramicilor din fosfat de calciu oferă câteva aspecte atractive. Implanturile poroase sunt mai ușor de prelucrat (tăiere, modelare în diferite forme) decât cele dense; în timpul primei faze postoperatorii, porii vor permite realizarea unei interlocări mecanice care să conducă la o fixare inițială mai fermă a implantului. Pe de altă parte, mai rămân încă nesoluționate o serie de probleme legate de potențialul implanturilor poroase de a fi utilizate în aplicații legate de realizarea unor implanturi permanente.

Procesele de însănătoșire și mineralizare observate la suprafețele exterioare și în porii ceramicilor poroase din fosfat de caciu devin din ce în ce mai lente pe măsură ce țesutul se infiltrează în porii interiori ai acestor materiale. Dacă țesutul nu reușește să umple complet porii materialului poros de implant, este posibilă apariția unei infecții.

O serie de experimente efectuate pe cobai au ridicat semne de întrebare legate de biocompatibilitatea pe termen lung a materialelor poroase și de faptul că aceste materiale par a fi neadecvate unor asemenea aplicații, chiar dacă observațiile pe termen scurt au pus în evidență o serie de rezultate favorabile. După o anumită perioadă post-implantare își poate face apariția o reacție adversă, cronică, inflamatorie.

Așa cum s-a mai spus, implanturile poroase au o rezistență foarte redusă. Pentru realizarea unor restaurări viabile din punct de vedere mecanic, este necesară creșterea țesutului osos în interiorul porilor materialului. Creșterea țesutului osos în ceramicile poroase este lentă și incompletă. Este pusă sub semnul întrebării și existența pe lungă durată a țesutului osos format în interiorul structurii poroase rigide. Acesta este motivul pentru care este îndoielnică, din punct de vedere biomecanic, utilizarea pentru aplicații permanente a implanturilor poroase.

O posibilă explicație dată diferențelor evidente între vitezele de restaurare a țesuturilor osoase de materialele de implant din fosfat de calciu dense și poroase stă tocmai în natura materialelor poroase.

Toate aceste materiale, indiferent dacă provin din corali marini sau sunt total sintetice, impun infiltrării țesutului osos și a țesuturilor fibrovasculare precursoare o cale nenaturală care trebuie urmată pentru ca noul țesut să ocupe total implantul poros.

Deoarece țesutul osos are propriile sale impuneri biomecanice globale, proliferarea și remodelarea lui îm materialele poroase se face cu o anumită dificultate.

În contrast cu implanturile poroase, implanturile de fosfat de calciu dense (impermeabile și impenetrabile) restricționează mai puțin creșterea țesuturilor, care se pot dezvolta peste sau în jurul particulelor de fosfat, în concordanță cu propriile lor impuneri. Având în vedere că fiecare particulă discretă este capabilă să manifeste un anumit grad de mișcare în interiorul matricii osoase în curs de dezvoltare, este de așteptat ca interferența cu modelele de însănătoșire normală să fie mai redusă.

Alte experimente realizate cu ceramici poroase compuse din HA și TCP, în proporții aproximativ egale, au permis obținerea unor rezultate care sugerează faptul că vitezele mai reduse de creștere ale țesutului osos și stresurile mecanice mai mari fac ca utilizarea permanentă a materialelor poroase să nu fie potrivită pentru aplicații în organismele mamiferelor mari, din categoria cărora face parte și omul.

Materiale pentru realizarea implanturilor metalice

Metalele au fost utilizate în forme foarte variate ca materiale de implant. Primul material metalic realizat special în scopul implantării în organismul uman a fost un oțel cu conținut de vanadiu ([NUME_REDACTAT] Steel), folosit pentru fabricarea plăcuțelor și șuruburilor utilizate în cazul fracturilor osoase [55-57]. Cea mai mare parte a metalelor utilizate pentru confecționarea implanturilor, cum ar fi: Fe, Cr, Co, Ni, Ti, Ta, Mo și W, pot fi tolerate de organism numai în cantități foarte mici. Aceste elemente metalice, în forme și concentrații apărute în mod natural în organism, sunt esențiale în funcționarea celulelor (Fe) sau în sinteza vitaminei B12 (Co), dar nu pot fi tolerate în organism în cantități mai mari.

Biocompatibilitatea implanturilor metalice ridică anumite probleme, deoarece acestea se pot coroda în mediul ostil din organism. Coroziunea are ca efect o pierdere de material, care poate determina slăbirea rezistenței mecanice a implanturilor metalice. Mai important este însă faptul că produșii de coroziune sunt puși în libertate în țesutul adiacent implantului, provocând efecte nedorite. De aceea realizarea implanturilor metalice impune un studiu aprofundat pentru stabilirea relațiilor compoziție-structură-proprietăți în metale și aliaje [58-61].

Oțelurile inoxidabile

Compoziția oțelurilor inoxidabile utilizate ca materiale de implant

Pentru realizarea implanturilor, ASTM ([NUME_REDACTAT] for Testing and Materials) recomandă utilizarea oțelului inoxidabil de tip 316L. În tabelul 4-1 sunt prezentate principalele tipuri de oțeluri utilizate pentru realizarea implanturilor metalice. În tabelul 4-2 este prezentată compoziția oțelurilor 316 și 316L utilizate în implantologie, conform ASTM [63].

Tabelul 4-1 – Oțeluri inoxidabile utilizate pentru realizarea implanturilor metalice.

Tabelul 4-2 – Compoziția oțelurilor inoxidabile 316 și 316L (ASTM).

Molibdenul mărește rezistența la coroziune în apă sărată. Reducerea conținutului de carbon mărește rezistența la coroziune în soluții ce conțin ioni de clor. Cromul este un component majoritar al oțelurilor inoxidabile, concentrația minimă efectivă a acestuia fiind de 11% (gravimetrice). Deși cromul este un element reactiv, atât el cât și aliajele sale pot fi pasivate, conferind astfel o foarte bună rezistență la coroziune.

Oțelurile inoxidabile austenitice de tip 316 și 316L sunt cele mai recomandate pentru realizarea implanturilor. Rezistența lor mecanică nu poate fi îmbunătățită prin aplicarea unor tratamente termice, ci numai prin prelucrări la rece. Aceste tipuri de oțeluri nu au proprietăți magnetice și au o rezistență la coroziune foarte bună.

Introducerea molibdenului în compoziția acestor oțeluri le mărește rezistența la coroziunea pitting în apă sărată. Nichelul servește la stabilizarea fazei austenitice la temperatura camerei și mărește rezistența la coroziune a oțelurilor. Stabilitatea fazei austenitice poate fi influențată atât de conținutul de Ni cât și de conținutul de Cr.

Proprietățile mecanice ale oțelurilor inoxidabile

Prin tratarea termică sau prin prelucrarea la rece a acestor materiale se poate obține un domeniu larg de proprietăți mecanice ale acestora. Tabelul 4.1 evidențiază proprietățile mecanice ale oțelurilor inoxidabile utilizate pentru confecționarea implanturilor.

Tabelul 4-3 – Proprietățile mecanice ale oțelurilor inoxidabile utilizate pentru confecționarea implanturilor.

Din tabelul 4-3 se observă că prin prelucrare la cald se obțin materiale mai moi, iar prin prelucrare la rece se obțin materiale cu rezistențe și durități mai mari. De aceea, la realizarea unui implant este foarte importantă alegerea materialului corespunzător scopului final propus prin implantare.

Chiar și oțelurile inoxidabile de tip 316L se pot coroda în interiorul organismelor vii, în condiții de tensionare mecanică mare și în regiuni cu concentrații variabile ale oxigenului.

Aceste oțeluri se utilizează pentru confecționarea unor dispozitive temporare, cum ar fi: șuruburile și plăcuțele pentru fracturi osoase sau cuiele pentru fixarea șoldului.

Oțelurile austenitice nu pot fi prelucrate la rece fără aplicarea unui tratament termic intermediar. Tratamentul termic nu trebuie să inducă formarea carburii de crom (CrC4) la limita grăunților, fapt ce ar determina o intensificare a coroziunii materialului. Din același motiv, implanturile confecționate din oțeluri inoxidabile austenitice nu se sudează. Prin tratare termică poate apare o denaturare a componentelor oțelurilor, dar această problemă poate fi rezolvată prin controlul uniformității încălzirii.

Un alt efect nedorit al tratării termice este formarea crustelor superficiale de oxizi, care trebuie îndepărtate fie chimic, prin tratare cu un acid, fie mecanic, prin sablare. După îndepărtarea crustelor, suprafețele trebuie lustruite, curățate, degresate și pasivate în HNO3, conform Standardului ASTM F86.

Rezistența la coroziune a oțelurilor inoxidabile

Cromul conținut în cantități suficient de mari în oțelurile inoxidabile le conferă acestora o bună rezistență la coroziune, prin pasivare. Stratul pasiv nu este însă suficient de robust și rezistent, oțelurile inoxidabile fiind vulnerabile la coroziunea pitting și la coroziunea în crevase sau fisuri, care se manifestă, de exemplu, în jurul șuruburilor osoase confecționate din aceste materiale.

Aliaje pe bază de cobalt

În domeniul biomaterialelor, aliajele pe bază de cobalt sunt de tip Co-Cr, existând 2 clase de asemenea aliaje:

aliajul Co-Cr-Mo, utilizat pentru turnarea unui implant;

aliajul Co-Ni-Cr-Mo, utilizat pentru prelucrarea prin forjare a implanturilor.

Aliajul turnabil Co-Cr-Mo a fost mult utilizat de-a lungul timpului, fiind astăzi folosit pentru realizarea articulațiilor artificiale. Aliajul forjabil Co-Ni-Cr-Mo este mai recent utilizat pentru realizarea elementelor de fixare a protezelor pentru articulațiile supuse unor încărcări mecanice mari, cum ar fi articulațiile de genunchi sau articulațiile de șold.

Compoziții ale aliajelor pe bază de cobalt

Pentru aplicațiile chirurgicale de implantare, ASTM recomandă 4 tipuri de aliaje pe bază de cobalt:

aliajul Co-Cr-Mo turnat;

aliajul Co-Cr-W-Ni forjat;

aliajul Co-Ni-Cr-Mo forjat;

aliajul Co-Ni-Cr-Mo-W-Fe forjat.

Compozițiile chimice ale primelor 3 tipuri de aliaje sunt prezentate în tabelul 4-4, putându-se observa marile diferențe dintre acestea.

Tabelul 4-4 – Compozițiile chimice ale aliajelor pe bază de cobalt.

În prezent, numai două dintre cele patru tipuri de aliaje pe bază de cobalt sunt utilizate pe scară largă la fabricarea implanturilor: aliajul turnabil Co-Cr-Mo și aliajul forjabil Co-Ni-Cr-Mo.

Proprietățile aliajelor pe baza de cobalt

Cele două elemente de bază ale aliajelor pe bază de cobalt formează o soluție solidă conținând până la 65% (procente gravimetrice) cobalt, restul fiind crom. Molibdenul este introdus pentru producerea unor grăunți mai fini, aceștia conferind materialelor rezistență mecanică mai mare după turnare sau forjare.

Unul dintre cele mai promițătoare aliaje de acest tip este aliajul Co-Ni-Cr-Mo, care conține circa 35% cobalt și tot atâta nichel. Aliajul are un grad mare de rezistență la coroziune în apa de mare (conținând ioni clorură), în condiții de tensionare mecanică.

Prelucrarea la rece poate mări considerabil rezistența acestui aliaj. Acesta ridică însă mari probleme la prelucrarea la rece, mai ales atunci când este vorba despre dispozitive mari, cum ar elementele de fixare ale articulațiilor de șold. Pentru realizarea unui implant din acest material, se poate aplica numai forjarea la cald.

Proprietățile privind comportarea abrazivă a aliajului forjat Co-Ni-Cr-Mo sunt similare cu cele ale aliajului turnat Co-Cr-Mo, fiind de aproximativ 0,14 mm/an, în teste de simulare realizate, în general, în condiții similare celor din articulații. Aliajul turnat nu este totuși recomandat pentru realizarea suprafețelor portante ale protezelor de articulații datorită proprietăților sale de fricțiune necorespunzătoare, cu sine sau cu alte materiale.

Aliajul forjabil Co-Ni-Cr-Mo are o rezistență la oboseală și o rezistență la întindere mult superioară celorlalte aliaje de acest tip; este recomandat pentru aplicațiile care necesită o perioadă lungă de funcționare, fără rupere sau oboseală mecanică, cum ar fi elementele de fixare ale articulațiilor de șold. Acest avantaj este cu atât mai apreciat în situațiile în care un implant trebuie înlocuit cu altul, având în vedere dificultățile care apar la îndepărtarea bucăților rupte din implant, încorporate adânc în canalul medular al femurului, de exemplu.

Tabelul 4-5 pune în evidență proprietățile mecanice impuse aliajelor pe bază de cobalt. Ca și în cazul altor aliaje, creșterea rezistenței mecanice este însoțită de scăderea ductilității. Atât aliajele turnate cât și cele forjate au o rezistență la coroziune foarte bună, conferită de tendința de pasivare a cromului.

Tabelul 4-5 – Proprietãþile mecanice impuse aliajelor pe bazã de cobalt.

Titan și aliaje pe bază de titan

Încercările de utilizare a titanului ca biomaterial datează din jurul anului 1930. Densitatea sa mică (4,5 g/cm3) în comparație cu cea a oțelului inoxidabil (316,79 g/cm3), a aliajului turnat Co-Cr-Mo (8,3 g/cm3) și a aliajului forjat Co-Ni-Cr-Mo (9,2 g/cm3), și proprietățile sale mecano-chimice corespunzătoare reprezintă caracteristici deosebit de atractive pentru utilizarea sa în aplicații implantologice.

Compoziția titanului și a aliajelor pe bază de titan

Așa cum se poate observa în tabelul 4-6, există 4 tipuri de titan nealiat și un aliaj al acestuia cu aluminiu și vanadiu, utilizate în aplicații implantologice.

TABELUL 4-6 – Compoziþiile chimice ele titanului și aliajelor safe.

Cele 4 tipuri de titan nealiat se deosebesc între ele prin conținutul de impurități. Conținutul de oxigen, fier și azot trebuie controlat cu mare atenție. Oxigenul are o mare influență asupra ductilității și rezistenței mecanice a titanului.

[NUME_REDACTAT] 4-5 este evidențiată și compoziția unui aliaj de titan (Ti6Al4V) mult utilizat în realizarea implanturilor, principalele elemente de aliere fiind aluminiul (5,5 – 6,5% grav.) și vanadiul (3,5 – 4,5% grav.).

Structura și proprietățile titanului și ale aliajelor pe bază de titan

Titanul este un material alotropic, prezentându-se sub diferite forme și având proprietăți diferite:

-Ti, până la 882°C, având o structură hexagonală compactă;

β-Ti, peste 882°C, având o structură cubică centrată.

Adăugarea elementelor de aliere îi conferă titanului un larg domeniu de proprietăți. Aluminiul tinde să stabilizeze faza , crescând temperatura de transformare a fazei în faza β. Vanadiul stabilizează faza β, reducând temperatura de transformare din faza în faza β.

Aliajele au o microstructură monofazică care determină o bună comportare la sudare. Efectul stabilizator al conținutului mare în aluminiu al acestor aliaje le conferă rezistență mecanică excelentă și rezistență la oxidare la temperaturi mari (300 – 600°C). Deoarece sunt monofazice, aceste aliaje nu pot fi tratate termic pentru îmbunătățirea rezistenței lor mecanice.

Adăugarea unei cantități controlate de stabilizator al fazei β face ca această fază să fie mai rezistentă din punct de vedere mecanic și să persiste sub temperatura de transformare, determinând formarea unui sistem bifazic.

Precipitatele fazei β apar prin tratare termică în soluție solidă, urmată de răcire și maturare la o temperatură mai scăzută. Ciclul de maturare determină precipitarea unor particule foarte fine din faza metastabilă β

Un procent mai mare de element β-stabilizator, cum ar fi 13% V în aliajul Ti13V11Cr3Al, are ca efect obținerea unei microstructuri compuse majoritar din faza β, căreia i se poate mări rezistența mecanică prin tratare termică.

Proprietățile mecanice ale titanului comercial pur și ale aliajului Ti6Al4V sunt prezentate în tabelul 4-7.

Tabelul 4-7 – Proprietățile mecanice ale titanului și ale aliajului Ti6Al4V.

Modulul de elasticitate al acestor materiale este de circa 110GPa, ceea ce reprezintă 1/2 din valoarea corespunzătoare aliajelor pe bază de cobalt.

Din tabelul 4-7, se poate observa că o dată cu creșterea conținutului de impurități, crește rezistența mecanică a materialelor și scade ductilitatea acestora. Rezistența mecanică a acestor materiale este mai mică sau egală cu cea corespunzătoare oțelului inoxidabil 316 sau cu cea corespunzătoare aliajului turnat Co-Cr-Mo.

Atunci când se compară însă rezistențele specifice, respectiv raporturile dintre rezistențe și densități, titanul excelează față de oricare alt material metalic utilizat în implantologie. Acesta are o rezistență foarte mică la forfecare, nefiind recomandată utilizarea lui pentru realizarea șuruburilor și plăcuțelor folosite pentru fixarea fracturilor osoase sau în alte aplicații similare. De asemenea, titanul tinde să se roadă, atunci când este în contact cu sine însuși sau cu alte materiale, rezistența sa la fricțiune fiind redusă.

Rezistența la coroziune a elementelor confecționate din titan sau aliaje de titan este mare datorită pasivării, prin formarea pe suprafața acestora a unui strat de oxid rezistent. În condiții in-vivo, oxidul de titan (TiO2) este singurul produs de reacție stabil. Filmul de oxid formează un strat subțire, aderent, care pasivează materialul.

Referitor la prelucrarea titanului, se impun unele precizări. Titanul este foarte reactiv la temperaturi ridicate, arzând rapid în prezența oxigenului. De aceea, prelucrarea sa la temperaturi ridicate se face într-o atmosferă inertă sau prin topire în vid. Oxigenul difuzează instantaneu în titan, oxigenul dizolvat fragilizând metalul. De aceea, orice prelucrare la cald sau orice operație de forjare trebuie efectuată sub 925ºC. Prelucrarea mecanică la temperatura camerei nu reprezintă o soluție pentru toate aceste probleme, deoarece materialul tinde să se roadă și să adere la sculele de tăiere. Pentru a minimiza acest efect se folosesc scule foarte ascuțite. Prelucrarea electrochimică a acestor materiale prezintă o serie de avantaje.

Materiale metalice dentare

Amalgamul dentar

Un amalgam este un aliaj în care unul dintre componenții metalici este mercurul (Hg). Rațiunea de a utiliza un amalgam ca material dentar de umplutură este aceea că fiind lichid la temperatura camerei, mercurul poate reacționa cu alte metale (cum ar fi argintul sau staniul), formând o masă plastică care poate fi introdusă într-o cavitate, întărindu-se în timp.

Pentru a umple o cavitate, dentistul amestecă într-un măcinător mecanic un aliaj solid, furnizat într-o anumită formă, cu mercurul. Materialul rezultat este deformabil și poate fi introdus în cavitatea pregătită în prealabil. Aliajul solid este compus din cel puțin 65% Ag și cel mult 29% Sn, 6% Cu, 2% Zn și 3% Hg.

La introducerea în cavitate, se consideră că are loc următoarea reacție:

+ Hg → + 1+2

în care faza este Ag3Sn, faza 1 este Ag2Hg3 și faza 2 este Sn7Hg.

Diagrama de fază a sistemului Ag-Sn-Hg evidențiază faptul că pe un domeniu compozițional foarte larg sunt prezente toate cele trei faze prezentate mai sus.

Atunci când sunt total fixate, amalgamurile dentare conțin de obicei 45-55% Hg, 35-45% Ag și aproximativ 15% Sn. Rezistența mecanică a restaurărilor de acest tip crește pe parcursul procesului de fixare, amalgamul ajungând la 1/4 din rezistența sa finală după 1h și la rezistența sa finală, după o zi.

[NUME_REDACTAT] și aliajele sale sunt mult utilizate în aplicații stomatologice datorită fiabilității, stabilității și bunei rezistențe la coroziune. Umpluturile din aur sunt incluse în organism prin două metode, respectiv turnare și implementare.

Restaurările turnate se realizează prin luarea unei amprente din ceară a cavității pregătite în prealabil, realizarea unui mulaj al acestei amprente din gips-silicat, care rezistă la temperaturi mari, și turnarea aurului topit în mulaj. Pentru restaurările turnate se folosesc aliaje de aur, acestea având proprietăți mecanice superioare celor caracteristice aurului pur.

Dacă aceste aliaje conțin mai mult de 75% Au sau alte metale nobile, rezistența lor la coroziune este foarte bună. Cuprul aliat cu aurul îi conferă acestuia din urmă o rezistență mecanică mult mai mare. De asemenea, platina mărește rezistența mecanică a aliajelor de aur, dar ponderea acesteia nu trebuie să depășească 4% deoarece punctul de topire al aliajului devine foarte ridicat. Argintul compensează culoarea cuprului, având un rol similar acestuia. Pentru a reduce temperatura de topire a acestor aliaje, se poate adăuga o cantitate mică de zinc, acesta permițând și curățirea oxizilor formați pe parcursul topirii.

S-a preparat o gamă foarte largă de aliaje de aur. Cele mai noi conțin mai mult de 83% Au și sunt utilizate pentru încrustații care nu sunt supuse unei tensionări mecanice puternice și permanente. Aliajele mai tari, care conțin un procent mai mic de aur, se utilizează pentru realizarea coroanelor și protezelor care sunt mult mai puternic tensionate din punct de vedere mecanic.

Restaurările implementate sunt realizate din straturi constituite din foițe subțiri de aur pur. Foițele sunt degresate înainte de utilizare și sunt sudate între ele prin presare, la temperatura camerei. În acest tip de sudură, straturile metalice sunt legate între ele prin difuzia termică a atomilor de la un strat la altul. Având în vedere faptul că această procedură necesită un contact intim cu și între materiale, este deosebit de importantă evitarea contaminării. Aurul pur este relativ moale, deci acest tip de restaurare se limitează la zone nesupuse unor tensiuni mecanice mari.

Aliajele de tip [NUME_REDACTAT] de tip Ni-Ti manifestă o proprietate neobișnuită: după ce materialul este deformat, acesta poate reveni la forma sa inițială, în urma aplicării unui tratament termic. Acest fenomen se numește EFECT DE MEMORARE A FORMEI ([NUME_REDACTAT] Effect sau SME). Aliajul echiatomic Ni-Ti, denumit comercial Nitinol, manifestă un excepțional SME, la temperaturi apropiate de temperatura camerei. Dacă acesta se deformează plastic sub temperatura de transformare, materialul revine la forma sa inițială, pe măsură ce crește temperatura [63,64].

În general, efectul de memorare a formei poate fi legat de transformarea fără difuzie a fazei martensitice, care are și ea o natură termoelastică. Termoelasticitatea este atribuită ordonării realizate între fazele de bază inițiale și cele martensitice.

Transformarea martensitică termoelastică evidențiază următoarele caracteristici generale:

formarea martensitei poate fi inițiată prin răcirea materialului sub temperatura Ms, definită ca fiind temperatura la care începe transformarea martensitică. De asemenea, formarea martensitei poate fi inițiată și prin aplicarea unei tensiuni mecanice la o temperatură mai mare decât Ms;

valorile temperaturilor Ms și As (definită ca fiind temperatura la care începe, prin încălzire, transformarea austenitică inversă) pot fi mărite prin aplicarea unor tensiuni mecanice sub punctul de rupere, creșterea fiind proporțională cu tensiunea aplicată;

materialul este mai rezilient decât majoritatea metalelor;

transformarea este reversibilă.

Unele dintre aplicațiile posibile ale aliajelor care manifestă efectul de memorare a formei sunt: firele dentare ortodontice; clemele intracraniene; filtrele pentru vena cavă; mușchii contractili artificiali pentru inimi artificiale; implanturile ortopedice și alte dispozitive medicale. Pentru a realiza dispozitive de acest tip, este necesară înțelegerea cât mai completă a comportării mecanice și termice, asociată cu transformarea de fază martensitică.

[NUME_REDACTAT]-Ti, cunoscut sub denumirea comercială de 55-Nitinol, având 50- 55% Ni, are o singură fază, o memorie mecanică, este un bun izolator acustic, realizează o conversie directă a energiei termice în energie mecanică, are o bună rezistență la oboseală și o bună ductilitate la temperaturi reduse.

Îmbogățirea conținutului de nichel determină formarea unei alte clase de aliaje Ni-Ti care, de asemenea, nu au proprietăți magnetice dar nu au aceeași capacitate de a-și mări duritatea prin tratare termică ca cele echiatomice. Capacitatea de revenire la forma inițială scade și posibilitatea de tratare termică crește rapid, pe măsură ce conținutul în nichel se apropie de 60% (60-Nitinol).

Atât aliajele de tip 55-Nitinol cât și cele de tip 60-Nitinol au module de elasticitate relativ reduse. Aceste aliaje pot fi mult mai dure și mai reziliente decât oțelurile inoxidabile, aliajele Ni-Cr sau aliajele pe bază de C-Cr.

Eficiența revenirii la forma inițială a aliajelor de tip Ni-Ti (55-Nitinol) poate fi controlată prin modificarea temperaturilor finale de recristalizare, pe parcursul obținerii aliajului. Pentru o revenire cât mai eficientă la forma inițială, elementele metalice sunt fixate în configurația dorită și tratate lor termic între 482 și 510°C. Dacă materialul (firul) tratat termic este deformat (la o temperatură mai mică decât temperatura de recristalizare), prin încălzirea sa se va produce revenirea la forma inițială, presupunând că deformarea nu a depășit, la efort, limitele cristalografice.

În condiții in-vivo, aliajele Ni-Ti manifestă o bună biocompatibilitate și rezistență la coroziune.

Proprietățile mecanice ale aliajelor Ni-Ti sunt dependente de stoechiometria lor compozițională. în Tabelul 4-8 este prezentată compoziția firelor confecționate din aliaj Ni-Ti (55-Nitinol).

• • •

Tabeiui 4-8 – Compoziția chimiei a firelor confecționate din aliajul Ni-Ti (55-Nifinol).

De asemenea, proprietățile mecanice ale acestor materiale sunt dependente de istoria termică și mecanică individuală. Dacă se cunosc suficient de multe aspecte provind procesarea, comportamentul mecanic și proprietățile legate de efectul de memorare a formei, se cunosc, în schimb, foarte puține lucruri despre metalurgia termomecanică și fizică a aliajelor de acest tip.

Alte metale utilizate ca biomateriale

Pentru o varietate de aplicații implantologice foarte specifice, s-au utilizat o serie de alte metale. Astfel, în studiile făcute pe diferite specii animale, tantalul s-a dovedit a fi foarte biocompatibil. Datorită proprietăților sale mecanice necorespunzătoare și a densității sale mari, acesta se utilizează numai pentru realizarea firelor pentru suturi, pentru operațiile plastice și neurochirurgicale, sau ca radioizotop pentru detectarea tumorilor vezicii urinare.

Platina și alte metale nobile din grupul platinic sunt deosebit de rezistente la coroziune dar au proprietăți mecanice necorespunzătoare. Aceste materiale sunt utilizate mai ales ca aliaje pentru electrozi, de tipul capetelor stabilizatoare, de liniștire, datorită rezistenței lor mari la coroziune și potențialelor de prag foarte reduse.

Coroziunea implanturilor metalice

Coroziunea este o reacție chimică nedorită a metalului cu mediul său înconjurător, având ca rezultat continua sa degradare la oxizi, hidroxizi sau alți compuși. Fluidele de țesut din organismul uman conțin apă, oxigen dizolvat, proteine și diverși ioni, cum ar fi ionii Cl– și OH–. În consecință organismul uman reprezintă un mediu foarte agresiv pentru metalele utilizate pentru confecționarea implanturilor. În aceste condiții, rezistența la coroziune a unui material metalic de implant este un aspect important al biocompatibilității și bioactivității sale [65,66],

Aspecte electrochimice generale

Într-un mediu oxigenat sau hidratat, starea de energie liberă minimă a multor metale este aceea de oxid. Coroziunea se produce atunci când atomii metalici ionizează și trec în soluție sau se combină cu oxigenul sau cu alte specii prezente în soluție, pentru a forma un compus care se desprinde sau se dizolvă din masa metalică. Mediul din organismele vii este foarte agresiv, în termenii coroziunii, având în vedere că acesta este nu numai apos dar conține, de asemenea, proteine și ioni Cl–.

La imersarea unui metal într-un mediu apos, se pot produce variate reacții chimice. [NUME_REDACTAT] 4-1 este reprezentată schema generală a unei celule electrochimice unde V reprezintă voltmetrul care măsoară potențialul produs. Electrolitul ajută la închiderea circuitului. Dacă V este o baterie, celula devine o celulă electrogalvanică. Acesta poate reprezenta rezistența țesutului, caz în care celula electrochimică devine o celulă de coroziune, nedorită pentru un biomaterial aflat într-un organism viu.

Reacțiile care se pot produce sunt:

la anod (+):

M → Mn+ + ne–, metalul oxidându-se;

la catod (–).

M+ + e– → M;

M2+ + OH– + e– → MOH;

2H3O+ + 2e– → H2 + 2H2O;

1/2 O2 + H2O + 2e– → 2OH–.

În cazul fierului, de exemplu, poate avea loc următoarea reacție:

Fe + 2H20 → Fe2+ + H2 + 2 OH, fierul trecând în soluție sub formă ionizată.

În prezența oxigenului, în urma reacțiilor de mai jos, se poate forma rugina.

4Fe2+ + O2 + 2H2O → 4Fe3+ + 4OH–;

4Fe3+ + 12OH– → 4Fe(OH)3.

În prezența unei cantități mai mici de oxigen, în locul hidroxidului feric se formează magnetita (Fe3O4).

Figura 4-1- Schema ă a unei celule efectrochimice.

Tendința materialelor de a se coroda este exprimată, în cea mai simplă formă, prin seria electrochimică standard a potențialelor Nernst.

Aceste potențiale sunt obținute prin măsurători electrochimice în care un electrod este un electrod standard de hidrogen, format prin barbotarea hidrogenului printr-un strat de platină neagră, fin divizată. Potențialul acestui electrod standard este definit ca fiind zero. Metalele nobile au un potential mai mare decât cel al electrodului standard de hidrogen, în timp ce metaleu alcaline au potențiale mult mai mici decât acesta.

Dacă în același mediu sunt imersate două metale diferite, cel mai electronegativ în seria galvanică va deveni anod, manifestându-se coroziunea bimetalică sau galvanică. Aceasta poate fi mult mai rapidă decât coroziunea unui metal singular. În consecință, trebuie evitată implantarea simultană, în aceeași zonă, a metalelor diferite.

Coroziunea galvanică se poate manifesta și în interiorul aceluiași metal dacă există neomogenități în structura și compoziția metalului respectiv sau în mediul adiacent acestuia.

Diferența de potențial (E) observată depinde de concentrația ionilor metalici din soluție, în concordanță cu ecuația lui Nernst:

E = E0 + (RT/nF) ln[Mn+]

in care:

R este constanta gazelor;

E0 este potențialul electrochimic standard;

T este temperatura absolută;

F este constanta lui Faraday (F = 96,485 coulombi/mol);

n este numărul de moli de ioni.

Gradul de „noblețe" observat în practica curentă poate fi diferit de cel prezis din punct de vedere termodinamic. Motivul acestei comportări este acela câ unele metale se acoperă cu un strat de pasivare, format din produși de reacție, care protejează metalul de atacurile ulterioare. Reacția de dizolvare poate fi puternic ireversibilă, astfel încât trebuie depășită o barieră de potențial. În acest caz, coroziunea poate fi inhibată chiar dacă ea rămâne favorizată din punct de vedere energetic. În final, reacțiile de coroziune se pot desfășura foarte lent, cinetica acestora nefiind determinată de aspectele termodinamice.

[NUME_REDACTAT] in coroziune

[NUME_REDACTAT] este o reprezentare grafică a regiunilor de coroziune, pasivare și imunitate, așa cum acestea depind de potențialul de electrod și de pH. Aceste diagrame sunt derivate din ecuația lui Nernst, din solubilitatea produșilor de degradare și din constantele de echilibru ale reacțiilor. Prin definiție:

regiunea de coroziune se plasează, în mod arbitrar, la o concentrație mai mare de 10–8 atomi gram/litru sau moli/litru metal în soluție, la echilibru.

Aceasta corespunde unei concentrații de aproximativ 0,06 mg/l pentru metale cum ar fi fierul și cuprul și 0,03 mg/l pentru aluminiu.

Regiunea de imunitate este definită ca fiind echilibrul dintre metal și ionii săi, la o concentrație mai mică de 10–8 moli/ litru. În această regiune, coroziunea nu este posibilă din punct de vedere energetic.

De asemenea, ne referim la imunitate și atunci când vorbim despre protecția catodică.

În domeniul de pasivare, constituentul solid stabil este un oxid, un hidroxid, o hidrură sau o sare a metalului.

Pasivarea este definită ca fiind echilibrul dintre un metal și produșii săi de reacție (oxizi, hidroxizi), la o concentrație egală sau mai mică de 10–8 moli/l. Această situație este favorabilă dacă produșii de reacție sunt aderenți la suprafața metalică.

În cazul implantării biomaterialelor, pasivarea poate fi sau nu poate fi adecvată, din următoarele motive:

desprinderea stratului de pasivare poate determina o intensificare a coroziunii;

este posibil să nu se atingă starea de echilibru, dacă produșii de reacție sunt înlăturați de fluidele de țesut;

materialele au proprietăți diferite în ceea ce privește capacitatea refacere a stratului pasiv deteriorat. Acest strat poate proteja metale de bază dacă este ferm aderat la acesta și nu este poros. În acest caz nu se mai produce o coroziune ulterioară.

Pasivarea mai poate fi rezultatul unei concentrări de polarizare, datorită creșterii numărului de ioni în apropierea electrozilor. Acest fenomen nu este de dorit a se produce în organismele vii deoarece ionii sunt în permaneneță realimentați. Reacțiile de depolarizare catodică pot ajuta la pasivarea unui metal prin formarea unei bariere de potențial care împiedică cinetica reacțiilor de coroziune. Un exemplu de asemenea reacții este cel de mai jos:

2H3O+ + 2e– → H2 + H2O;

1/2O2 + H2O + 2e– → 2OH–

[NUME_REDACTAT] 4-2 este prezentată diagrama Pourbaix pentru crom, evidenl regiunile asociate cu diferitele fluide din organism.

FIGURA 4-2 – [NUME_REDACTAT] pentru crom.

Linia de oxigen din diagrama prezentată mai sus reprezintă limita maximă de stabilitate a apei și este asociată cu soluțiile sau electroliții bogați în oxigen din apropierea materialelor care se oxidează. Deasupra acestei linii, se degajă oxigen, conform reacției:

H2O → O2 + 4H+ + 4e–

În organismul uman, saliva, fluidul intercelular și fluidul interstițiai ocupă regiunea din jurul liniei de oxigen, acestea fiind medii saturate în oxigen.

Linia de hidrogen reprezintă limita minimă de stabilitate a apei. Sub această linie, se degajă hidrogen, conform reacției

2H3O+ + 2e– → H2 + 2H2O.

Coroziunea în medii apoase se produce în regiunea dintre aceste linii diagonale de pe diagramele Pourbaix. În organismul uman, urina, bila, tractul gastrointestinal și secrețiile glandelor care ajung direct în sânge, ocupă regiunea aflată deasupra liniei de hidrogen.

Semnificația diagramelor [NUME_REDACTAT] părți ale organismului se caracterizează prin variate valori ale pH-ului și ale concentrațiilor oxigenului. În consecință, un metal care se comportă bine (imun sau pasivat) într-o parte a organismului, poate suferi, într-o altă parte a organismului, un proces de coroziune inacceptabil. Mai mult, pH-ul se poate modifica drastic într-un țesut rănit sau infectat. În particular, fluidul normal de țesut are un pH de aproximativ 7,4 dar, în cazul unei răni, acesta ajunge până la o valoare de aproximativ 3,5 iar în cazul unei răni infectate, pH-ul poate crește până la o valoare de aproximativ 9.

[NUME_REDACTAT] sunt utile dar nu soluționează complet toate problemele de interes, având unele limite. Astfel, aceste diagrame sunt realizate considerând existența unui echilibru între metal, apă și produșii de reacție. Prezența altor ioni, cum ar fi ionii Cl–, poate determina o comportare total diferită a sistemului. De asemenea, prezența moleculelor organice mari în organism influențează aceste echilibre.

Vitezele de coroziune și curbele de polarizare

Regiunile delimitate în diagramele Pourbaix specifică probabilitatea de producere a coroziunii dar nu permit determinarea vitezei de coroziune. Viteza exprimată ca o densitate de curent electric (curent / unitatea de arie), depinde de potențialul de electrod, așa cum se poate observa în curbele de polarizare prezentate în Figura 4-3.

Figura 4-3 – Curbele potențial-densitate de curent, pentru câteva biomateriale.

Din asemenea curbe este posibil să se calculeze numărul de ioni puși în libertate în țesut per unitatea de timp, precum și grosimea stratului metalic îndepărtat prin coroziune într-un interval de timp dat. Un experiment alternativ este acela în care este măsurată, ca funcție de timp, pierderea în greutate a unui specimen metalic, datorită coroziunii.

Viteza de coroziune depinde, de asemenea, de o serie de factori sinergetici, cum ar fi cei de origine mecanică. De exemplu, în cazul oboselii datorate coroziunii, deformarea repetată a unui metal într-un mediu coroziv, are ca rezultat o accelerare, atât a coroziunii cât și a oboselii microstructurale. Având în vedere că în mediul din organism, se produce atât o încărcare mecanică repetată cât și o puternică agresiune chimică asupra materialului, testele realizate pe materialele de implant vor trebui realizate întotdeauna în condițiile specifice mediului fiziologic.

În cazul coroziunii fretting, frecarea unei părți de alta desprinde stratul de pasivare, accelerând coroziunea. În cazul coroziunii pitting, viteza de coroziune este accelerată într-o regiune locală.

Oțelul inoxidabil este vulnerabil la acest gen de coroziune. Coroziunea localizată se poate produce dacă există neomogenități în metal sau în mediul adiacent acestuia.

Limitele grăunților metalici sunt răspunzătoare de inițierea coroziunii datorită nivelului lor energetic mai ridicat. De asemenea, crevasele (crăpăturile) sunt vulnerabile la coroziune, mediul chimic din crevasă putând diferi de cel aflat în jurul implantului luat în ansamblu. De exemplu, suprafața de contact dintre un șurub și o plăcuță pentru implanturi osoase poate suferi o coroziune în crevasă.

La alegerea unui metal pentru realizarea unui implant, va trebui să se țină seama de proprietățile de coroziune ale acestuia. Metalele utilizate în mod curent ca biomateriale includ aurul, aliajele de tip Co-Cr, oțelul inoxidabil de tip 316L, titanul, aliajele Ni-Ti și amalgamul Ag-Hg.

Metalele nobile sunt imune la coroziune și, din acest punct de vedere, sunt ideale pentru asemenea aplicații. Aurul este utilizat pe scara largă în restaurările dentare, în acest tip de aplicații conferind acestora performanțe superioare și longevitate. Acesta nu este însă folosit în aplicații ortopedice datorită densității sale mari, a rezistenței sale mecanice insuficiente și a costului ridicat.

Titanul este un metal alcalin, în contextul seriilor electrochimice. Cu toate acestea, pe suprafața sa se formează un strat de pasivare robust, care își păstrează integritatea în condiții fiziologice. Curenții de coroziune în medii saline normale sunt foarte mici (10–8 A/cm2). Implanturile din titan rămân în aparență nemodificate. Titanul se caracterizează printr-o rezistență la coroziune mai mare decât oțelul inoxidabil dar, nu este atât de dur și de rigid ca acesta.

Aliajele de tip Co-Cr, asemenea titanului, sunt pasivate în condițiile fiziologice ale organismului. Acestea sunt utilizate pe scară largă în aplicațiile ortopedice, nemanifestând coroziune de tip pitting.

Oțelurile inoxidabile conțin suficient crom pentru a le conferi o rezistență la coroziune suficient de bună, prin pasivare. Stratul de pasivare nu este atât de robust ca în cazul titanului sau al aliajelor Co-Cr. Pentru aplicațiile implantologice, sunt corespunzătoare numai acele oțeluri care sunt puternic rezistente la coroziune. Acestea sunt oțelurile austenitice de tip 316, 316L și 317, cu conținut de molibden. Chiar și aceste tipuri de oțeluri sunt vulnerabile la coroziunea pitting și la coroziunea prin crevase, cum este, de exemplu, cazul șuruburilor pentru implanturile osoase.

Amalgamul dentar este un aliaj de mercur, argint și staniu. Deși la pH neutru, fazele sunt pasive, potențialul de transpasivare pentru faza 2 poate fi ușor depășit datorită cuplurilor galvanice interfazice sau potențialelor apărute datorită aerării diferențiate de sub placa dentară. De aceea, de cele mai multe ori, amalgamul se corodează și este cel mai activ material utilizat în implantologia dentară, din punctul de vedere al coroziunii.

Minimizarea coroziunii

Deși investigațiile de laborator sunt esențiale în alegerea unui metal, este foarte importantă și evaluarea clinică post-implantare. Coroziunea unui implant poate avea ca rezultat clinic următoarele simptome: dureri locale; inflamații în regiunea implantului, fără aspecte care să evidențieze existența unei infecții; ruperea sau subțierea implantului și punerea în libertate a unui exces de ioni metalici, în zona de implantare din organism.

La o intervenție chirurgicală în zona de implantare, se poate observa o decolorare, gri sau neagră, a țesutului înconjurător, în acesta putând fi găsite fragmente metalice desprinse din implant. Coroziunea joacă un rol foarte important și în deteriorarea mecanică a implanturilor ortopedice. Marea majoritate a acestor deteriorări se datoresc oboselii, prezența mediului adiacent salin exacerbând, cu siguranță, acest fenomen. Nu se cunoaște încă cu precizie măsura în care coroziunea influențează oboseala implantului în organismul viu.

Experiența câștigată de-a lungul timpului, prin studiul implanturilor ortopedice, așa numitele studii de caz, sugerează faptul că se poate realiza o minimizare a coroziunii, prin luarea următoarelor măsuri:

utilizarea unor metale cu proprietăți corespunzătoare mediului chimic și mecanic specific zonei în care se face implantarea;

evitarea implantării diferitelor tipuri de metale în aceeași regiune din organismul viu. În procesul de prelucrare a implantului, este indicat să se preleveze părți din aceeași șarjă de aliaj;

realizarea implantului astfel încât să se evite existența crevaselor și ciupiturilor;

în timpul intervenției chirurgicale, trebuie evitat transferul de metal de la instrumentele chirurgicale pe suprafața implantului sau în țesutul viu. Trebuie evitat contactul dintre instrumentele metalice și implant sau, atunci când acest lucru nu poate fi evitat, trebuie lucrat cu o grijă deosebită;

nu trebuie niciodată pierdut din vedere faptul că un metal care rezistă la coroziune într-un anumit mediu din organism, se poate coroda puternic într-o altă parte a aceluiași organism.

Experiența în aplicațiile stomatologice ale materialelor metalice sugerează luarea următoarelor măsuri pentru minimizarea coroziunii:

evitarea utilizării diferitelor metale pentru restaurarea dinților aflați în opoziție și, dacă este posibil, în aceeași cavitate bucală;

utilizarea unei baze izolatoare la realizarea unei restaurări metalice, pentru a minimiza conductivitatea electrică sub materialul restaurativ;

evitarea condițiilor și manevrelor care favorizează rănirea, având în vedere că în regiunile rănite, valoarea pH-ului scade foarte mult. Această reducere poate avea ca efect apariția și intensificarea coroziunii.

Materiale ceramice pemtru confecționarea implanturilor

Ceramicile sunt compuși policristalini, refractari (la temperaturi mari își păstrează compoziția, structura și proprietățile), de natură anorganică, incluzând silicați, oxizi metalici, carburi și diferite hidruri, sulfuri și seleniuri refractare.

Din punctul de vedere al legăturilor care se stabilesc în materialele ceramice, oxizii de tipul Al2O3, MgO și SiO2, conțin elemente metalice și nemetalice, în timp ce alți compuși, cum ar fi NaCl, CsCl și ZnS, sunt săruri ionice. Excepție fac diamantul și structurile carbonice de tipul grafitului și carbonului pirolitic, care sunt legate covalent.

Cei mai importanți factori care influențează relația structură – proprietăți în materialele ceramice sunt:

raportul razelor atomice, ionice sau moleculare;

electronegativitatea relativă dintre ionii pozitivi și cei negativi.

În ultimii ani, materialele ceramice au fost privite cu interes crescând pentru utilizarea lor ca materiale de implant, acestea având caracteristici deosebit de favorabile pentru asemenea aplicații. Ceramicile au fost utilizate în stomatologie, pentru realizarea coroanelor dentare, fiind inerte în raport cu fluidele din organism, având o rezistență foarte bună la compresiune și caracteristici estetice deosebite [67-76].Carbonul și-a găsit multiple aplicații în implantologie, în special în aplicații care implică interfața cu sângele, cum ar fi valvele cardiace. Datorită rezistenței sale specifice mari, atunci când este tras în fire, și datoritâ deosebitei sale biocompatibilități, carbonul este folosit și ca element de ranforsare pentru materialele de implant compozite și pentru aplicații supuse unor sarcini de alungire mari, cum ar fi înlocuirile de tendoane și ligamente artificiale. Deși, datorită culorii sale (negru) nu poate fi folosit în oricare aplicație implantologică dentară, dacă totuși carbonul este utilizat pentru asemenea implanturi, acesta are calități deosebite, fiind biocompatibil și ușor de procesat.

Relația structură – proprietăți în materialele ceramice

Legăturile și aranjamentele atomice în materialele ceramice

Materialele ceramice pot fi clasificate în funcție de componenții lor structurali. Aceștia sunt, în general, compuși metalici și nemetalici. Diferențele dintre aceste structuri se datoresc diferențelor dintre dimensiunile relative ale ionilor, respectiv raporturilor razelor minime. După cum se știe, raza unui ion variază în concordanță cu numerele sale de coordinare, cu creșterea acestora crescând și raza ionică.

Dacă ionii pozitivi și negativi au dimensiuni apropiate (r+/ r– > 0,732), structura compusului format de ei este cubică. Structura cubică cu fețe centrate se formează atunci când dimensiunile relative ale ionilor sunt mult diferite, ionii pozitivi putându-se aranja în spațiile tetragonale sau octogonale create între ionii negativi, mult mai mari. în cazul Al2O3, ionii O2– formează un aranjament hexagonal compact, în timp ce ionii Al3+ ocupă numai 2/3 din pozițiile octaedrice, lăsând vacante 1/3 dintre acestea.

Proprietăple fizice ale materialelor ceramice

În general, materialele ceramice sunt dure. De fapt, măsurătorile de duritate sunt calibrate față de materialele ceramice. Diamantul este cel mai dur material în scara de duritate Mohs, având un index de duritate de 10, iar talcul (Mg3Si4O10COH) este cel mai moale material din această scară, având indexul de duritate Mohs egal cu 1. Celelalte materiale au valori intermediare ale indexului de duritate Mohs, și anume: 9, pentru Al2O3; 8, pentru SiO2 (cuarț); 5, pentru fluorapatite.

Alte caracteristici fizice de interes ale materialelor ceramice sunt:

temperaturi de topire foarte ridicate;

conductivitate electrică și termică foarte redusă.

Aceste caracteristici reflectă natura legăturilor chimice care se stabilesc în materialele ceramice.

Spre deosebire de metale și polimeri, ceramicile sunt dificil de tăiat plastic, datorită naturii ionice a legăturilor chimice existente în acestea. Materialele ceramice sunt non-ductile și nu se degradează la temperatura camerei.

De asemenea, ceramicile sunt foarte sensibile la crestături, microcrăpături sau microfîsuri, acestea nedeformandu-se plastic ci rupându-se elastic, odată ce fisura se propagă. Acesta este și motivul pentru care materialele ceramice au o rezistență foarte redusă la întindere, în comparație cu rezistența la compresiune care este foarte bună. Dacă nu au defecte interne, materialele ceramice devin foarte rezistente chiar și la întindere. Fibrele de sticlă fără defecte structurale interne au o rezistență la întindere de două ori mai mare (circa 7GPa) decât cea corespunzătoare unui oțel foarte rezistent.

Oxizii de aluminiu

Principalele surse de alumină de înaltă puritate (Al2O3) sunt bauxita și corindonul natural. Forma cea mai comună este -Al2O3, care poate fi preparată prin calcinarea Al2O3 • 3H2O. în compoziția chimică a așa-zisei alumine pure se găsesc:

99,6% grav. Al203;

0,12% grav. Si02;

0,03% grav. Fe203;

0,04% grav. Na20.

Pentru aplicațiile implantologice, ASTM recomandă utilizarea unei alumine conținând:

99,5% grav. Al2O3;

mai puțin de 0,1% grav. SiO2 și oxizi alcalini, în special Na2O.

În funcție de impuritățile pe care le conține, alumina naturală este cunoscută ca safir sau rubin. Forma a are o structură cristalină romboedrică.

Alumina monocristalină a fost utilizată cu mult succes în realizarea implanturilor Alumina monocristalină se obține prin depunerea pulberilor fine de alumină pe suprafața unui cristal de însămânțare care este scos lent dintr-un arc electric sau dintr-o flacără oxihidrogenată, pe măsură ce pulberea topită aderă la monocristal. Monocristalele crescute prin aceste metode pot ajunge la un diametru de până la 10cm.

Rezistența aluminei policristaline depinde de porozitatea sa și de dimensiunile grăunților cristalini. în general, cu cât grăunții cristalini și porozitatea sunt mai mici, cu atât rezistența mecanică este mai mare.

[NUME_REDACTAT] 5-1 sunt prezentate cerințele fizico-mecanice impuse implanturilor din alumină.

În general, alumina este un material dur, valoarea indexului său de duritate pe scara Moh fiind 9. Duritatea sa specifică mare este însoțită de o uzură redusă și rezistență mare la fricțiune. Acestea sunt principalele avantaje care recomandă utilizarea aluminei ca material pentru înlociurea articulațiilor, în ciuda fragilității sale mari.

Tabelul 5-1 – Cerințele fizico-mecanice impuse implanturilor din alumină, conform standardelor ASTM.

Ceramicile sticloase

Ceramicile sticloase sunt ceramici policristaline realizate prin cristalizarea controlată a sticlelor, acestă tehnică fiind aplicată pentru prima oară în jurul anului 1960 de S.D. Stookey. Aceste ceramici sticloase au fost folosite mai întâi în sticlele fotosensibile, în care sunt precipitate mici cantități de Cu, Ag și Au, prin iradiere cu lumină UV. Aceste precipitate metalice ajută la nucleerea și creșterea sticlei în ceramici cu grăunți foarte fini, care posedă proprietăți mecanice și termice deosebite. Pentru confecționarea implanturilor s-au realizat două tipuri de ceramici sticloase, cunoscute sub denumirile comerciale de Bioglass și [NUME_REDACTAT] ceramicilor sticloase

Formarea ceramicilor sticloase este influențată de nucleația și creșterea cristalelor mici, având un diametru mai mic de 1m, și de distribuția dimensiunii acestor cristale. Se estimează că, pentru a obține cristale atât de mici, este necesară existența a 1012-1015 nuclee/cm3. În acest scop, sunt larg utilizați diverși agenți metalici, de tipul: Cu, Ag, Au, metale din grupul platinic, TiO2, ZrO2 și P2O5.

Nucleația sticlei se realizează ia temperaturi mult mai scăzute decât temperatura lor de topire. În timpul procesării, vîscozitatea topiturii este menținută în domeniul 1011-1012 poise, timp de 1-2 h. Pentru a obține o fracțiune cât mai mare de fază microcristalină, materialul este apoi încălzit la o temperatură corespunzătoare, care să asigure o creștere maximă a cristalelor.

Trebuie evitată deformarea produsului, transformarea de fază în interiorul fazelor cristaline sau redizolvarea unora dintre aceste faze.

De obicei, cristalizarea se desăvârșește în proporție mai mare de 90%, dimensiunile cristalelor variind de la 0,1 la lm. Acești grăunți sunt mult mai mici decât cei existenți în ceramicile convenționale.

[NUME_REDACTAT] 5-1 este pus în evidență, schematic, un ciclu temperatură-timp pentru obținerea unei ceramici sticloase.

Figura 5-1 – Reprezentarea schematică a ciclului temperatură-timp pentru obținerea unei ceramici sticloase.

Ceramicile sticloase obținute pentru implantare sunt componentele a două sisteme având următoarea compoziție:

SiO2-CaO-Na2O-P2O5;

Li2O-ZnO-SiO2.

Tabelul 5-2 – Compozițiile ceramicilor sticloase utilizate ca materiale «la implant.

Pentru a obține cea mai bună compoziție, în sensul inducerii unei legături directe cu țesutul osos viu (bioactivitate), s-a variat compoziția acestor sisteme, cu excepția conținutului în P2O5. Tabelul 5-2 pune în evidență compozițiile cele mai studiate.

Legarea de os a ceramicilor sticloase este asociată formării simultane pe suprafața implantului a unui film superficial de fosfat de calciu și a unui strat- suport, având o concentrație mare în Si02. Dacă se formează mai întâi stratul bogat în SiO2 și filmul de fosfat de calciu se dezvoltă ulterior, caz manifestat în probele cu 46-55% grav. SiO2, sau nu se mai formează deloc, caz manifestat în probele cu 60% grav. SiO2, nu se formează o legătură directă cu țesutul osos viu.

[NUME_REDACTAT]-ului este similară cu cea a Bioglass-ului în ceea ce privește conținutul de Si02 dar, diferă de aceasta din punctul de vedere al prezenței celorlalte componente Pentru a controla viteza de dizolvare a ceramicilor sticloase de tip Ceravital, în compoziția acestora se adaugă Al2O3, TiO2 și Ta2O5

Proprietățile ceramicilor sticloase

Ceramicile sticloase au câteva proprietăți avantajoase, din punctul de vedere al biomaterialelor, în comparație cu sticlele și ceramicile convenționale. Coeficientul lor de dilatare termică este foarte redus, de obicei de 107 până la 105 per °C, în unele cazuri acesta având chiar valori negative. Datorită dimensiunii controlate a grăunților și a unei rezistențe mult îmbunătățite la deteriorările de suprafață, rezistența la întindere a acestor materiale poate fi mântă cu cel puțin 1-2 ordine de mărime, valoarea acesteia variind de la 100 MPa la 200 MPa. Rezistența la zgâriere și abraziune este apropiată de cea a safirului.

În cazul implantării ceramicilor sticloase de tip Bioglass bioactive, s-a observat realizarea unui contact intim între osul mineralizat și biomaterial Rezistența mecanică a legăturii interfaciale formate are același ordin de mărime cu rezistența mecanică a volumului implantului din ceramica sticloasă (850 kg/ cm2 sau 83,3 MPa), ceea ce reprezintă 3/4 din rezistența mecanică a osului gazdă.

Principalul dezavantaj al ceramicilor sticloase este fragilitatea acestora, similară cu cea a celorlalte sticle sau ceramici convenționale. De asemenea, datorită restricțiilor compoziționale impuse pentru asigurarea biocompatibilității acestora, respectiv de favorizare a osteogenezei, rezistența mecanică nu poate fi substanțial îmbunătățită. De aceea, aceste materiale nu pot fi utilizate pentru realizarea unor implanturi supuse unor încărcări mecanice mari, cum ar fi implanturile de articulații. Cu toate acestea, ceramicile sticloase pot fi utilizate ca umpluturi pentru cimenturile osoase, compozite dentare restaurative și materiale de acoperire.

Fosfații de calciu

Fostații de calciu au fost utilizați sub forma oaselor artificiale Recent, aceste materiale au fost sintetizate și utilizate pentru realizarea diferitelor tipuri de implanturi, ca și pentru acoperirea densă sau poroasă a implanturilor realizate din alte biomateriale.

Structura fosfaților de calciu

Fosfații de calciu pot fi cristalizați sub forma unor săruri, hidroxilapatită și p-whitlockite, diferind între ele în funcție de raportul molar Ca/P, prezența sau absența apei, prezența impurităților în sistemul de reacție și temperatură. Într-un mediu umed sau la temperaturi joase (<900°C), se formează cu precădere hidroxilapatita, în timp ce, într-o atmosferă uscată sau la temperaturi mai mari, se formează p-whitlockite-ul. Ambele forme sunt foarte compatibile cu țesutul osos adiacent și sunt utilizate pentru substituții osoase, atât sub formă granulară cât și sub formă de blocuri solide. Forma apatitică a fosfatului de calciu este privită ca fiind foarte apropiată, compozițional și structural, de faza minerală naturală constituentă a oaselor și dinților.

Partea minerală a oaselor și dinților este constituită dintr-o formă cristalină de fosfat de calciu similară hidroxilapatitei (Ca10(PO4)6(OH)2).

Familia apatitică a mineralelor, A10(BO4)6(OH)2, cristalizează în prisme hexagonale romboedrice, având următoarele dimensiuni ale unității celulare: a = 9,432 Å și c = 6,881 Å.

[NUME_REDACTAT] 5-2 este reprezentată structura atomică a hidroxilapatitei (HA), proiectată de-a lungul axei c pe planul de bază.

Figura 5-2 – Structura atomici a HA, proiectata de-a lungul axei e pe planul de baza.

Este notabil faptul că ionii OH– sunt plasați în colțurile planului de bază proiectat și că aceștia apar la intervale echidistante, egale cu 1/2 din valoarea dimensiunii c a unității celulare (3,44 Å), de-a lungul coloanelor perpendiculare pe planul de bază și paralele cu axa c. Șase dintre cei zece ioni de calciu din celula elementară sunt asociați cu ionii OH– în aceste coloane, asociere având ca rezultat o puternică interacțiune între acești ioni.

Raportul molar Ca/P pentru HA stoechiometrică este de 10/6 și densitatea calculată a HA este de 3,219 g/cm3. Este interesant de notat faptul că substituirea ionilor OH– cu ionii fluorură (F–) va conferi materialului o mai mare stabilitate chimică datorită unei coordinări mai apropiate a ionilor fluorură (formă simetrică) de ionii de calciu aflați în imediata lor apropiere, în comparație cu ionii hidroxil (formă asimetrică, biatomică). Acesta este unul dintre motivele pentru care, prin fluorurare, crește rezistența la cariere a dinților.

Proprietățile hidroxilapatitei

Așa cum se poate observa din Tabelul 5-3, există un larg domeniu de variație a proprietăților mecanice ale fosfaților de calciu sintetici.

Tabelul 5-3 – Proprietățile mecanice ale fosfaților de calciu sintetici.

Variația proprietăților este rezultatul variației structurii fosfaților de calciu policristalini care, la rândul ei, se datorește diferitelor procedee de obținere a acestora. În funcție de condițiile finale de tratare termică, fosfații de calciu pot apare sub forma hidroxilapatitei sau a p-whitlockite-ului. În multe cazuri, cele două tipuri de structuri pot coexista simultan în același produs final.

Hidroxilapatita policristalină are un modul de elasticitate foarte maj (40-117 GPa).

Țesuturile dure de tipul osului, dentinei sau emailului dentar sunt compoziții naturale care conțin HA sau un mineral similar acesteia, proteine, alte materiale organice și apă.

Emailul este cel mai dur țesut din organismul uman, având un modul de elasticitate de 74 GPa, conținând o mare fracțiune de component mineral.

Dentina (E = 21 GPa) și osul compact (E = 12-18 GPa) conțin mai puțină fază minerală decât emailul.

[NUME_REDACTAT] pentru HA minerală sau sintetică este de aproximativ 0,27, valoare foarte apropiată de cea corespunzătoare osului (circa 0,3).

Una dintre cele mai importante proprietăți ale HA, ca biomaterial, este excelenta sa biocompatibilitate. Aceasta formează o legătură chimică directă cu țesutul osos dur.

Obținerea și prelucrarea hidroxilapatitei

S-au dezvoltat și perfecționat multe metode pentru a precipita hidroxilapatita [77-174] dintr-o soluție apoasă de Ca(NO3)2 și NaH2PO4. După separarea precipitatelor prin filtrare, acestea sunt uscate sub forma unor pulberi constituite din particule foarte fine. Calcinarea acestor pulberi la 900°C, timp de 3h, are rolul de a promota cristalizarea. După calcinare, pulberea este presată într-o formă finală și sinterizată la aproximativ 1050-1200°C, timp de 3h. La temperaturi mai mari de 1250°C, HA formează o fază secundară, de-a lungul limitelor grăunților cristalini.

Prepararea structurilor hidroxilapatitice prin precipitare

Precipitarea Ca10(OH)2(PO4)6 din soluții apoase se află în domeniul considerat de mulți oameni de știință ca fiind cel existent în zonele de calcifiere biologică din organismele vii. Se consideră că la suprasaturații reduse, hidroxilapatita precipită fără formarea ca precursor a fosfatului de calciu amorf, considerată în multe studii anterioare ca fiind obligatorie. După formare, cristalele cresc printr-un proces de maturare, nucleația reducându-se mult sau dispărând. Calcularea dependenței creșterii cristalelor de timp, pe baza unui studiu efectuat cu microscopul electronic, a pus în evidență faptul că lungimea medie a cristalelor (I) este dependentă de timp (t) prin relația:

Analizele chimice au pus în evidență faptul că procesele de maturare și precipitare sunt reacții de ordinul 1 în raport cu ionii [Ca2+] și [ OH– ] și de ordinul 1,25 în raport cu [PO4] total.

Postații de calciu de bază se formează în soluție apoasă prin diferite mecanisme care depind de raportul Ca/P din soluție. Unii cercetători consideră că atunci când acest raport este între 1 și 3/2 , mecanismul de formare este topochimic.

Materialele ceramice policristalinfe sintetizate, utilizate în compușii dentari de umplere și cei protetici, se obțin prin precipitarea unui fosfat de calciu dintr-un mediu apos, la pH=10-12, obținându-se un gel cu raportul molar Ca/P aflat între cel specific hidroxilapatitei și cel specific whitelockite-ului. Se realizează apoi separarea precipitatului, încălzirea la o temperetură mai mare de 1000°C, dar sub temperatura de descompunere a hidroxilapatitei, și sinterizarea la această temperatură, un timp suficient de lung pentru a permite realizarea unei compactări maxime.

Astfel, o soluție de 16,75g (NH4)2HPO4 în 400 ml apă și 150 ml NH3 a fost adăugată peste 130 ml soluție Ca(NO3)2 1,6N și 125 ml NH3 concentrată, timp de 20 minute, fiartă apoi 10 minute, răcită și filtrată pentru recuperarea precipitatului. Acesta a fost apoi încălzit la 1230°C, timp de 115 minute, apoi răcit, obținându-se un material ceramic alb, rezistent și dur, cu un raport molar Ca/P = 1,62 și având un spectru de difracție de raze X identic cu cel al hidroxilapatitei.

Compușii pentru umpluturi dentare au fost preparați prin combinarea pudrei de material ceramic cu rășini epoxi și întăritori, respectivi compuși care să mărească duritatea materialului.

Alți cercetători au precipitat cristale de hidroxilapatită plecând de la o soluție 1M Ca(NO3)2×4H2O, adusă la un pH = 11-12 cu NH4OH concentrat și o soluție 0,6M (NH4)2HPO4, adusă la un pH = 11-12 tot cu NH4OH concentrat. S-a evitat contactul amestecului de reacție și al turtei filtrate umede cu alte metale, deoarece prezența unor ioni metalici externi poate colora materialul ceramic. De asemenea, s-a evitat contactul cu aerul și s-au luat toate măsurile pentru evitarea riguroasă a prezenței dioxidului de carbon în sistemul de reacție. Soluția de calciu a fost agitată intens, la temperatura camerei, peste aceasta adăugându-se, în picătură, soluția conținând ioni fosfat S-a obținut un precipitat lăptos, gelatinos, care a fost amestecat și/sau fiert diferite perioade de timp. Amestecul de reacție a fost apoi centrifugat, precipitatul obținut fiind apoi spălat cu apă distilată și recentrifugat. Pulpa obținută a fost apoi suspendată omogen în apă distilată și filtrată, turta filtrată fiind apoi uscată 90°C până la masă constantă.

În experimentele efectuate, cercetătorii au urmărit punerea în evidență a modului în care timpul de agitare și contactare a precipitatului format cu lichidul supranatant, înainte de centrifugare, influențează compoziția cristalelor formate. Timpii de amestecare mai mari de 24h determină invariabil în precipitate existența unor rapoarte molare Ca/P apropiate de cel propriu hidroxilapatitei stoechiometrice, și în materialul sinterizat, un procent de 100% hidroxilapatită (fază unică).

Raportul molar Ca/P inițial din soluție trebuie să fie 1,67, pentru a sigura cristalelor precipitate posibilitatea de a avea în final acest raport. S-a pus în evidență faptul că maturarea precipitatelor apatitice este dependentă de o serie de factori, temperatura din timpul amestecării și timpul de staționare după centrifugare fiind factorii de proces care afectează compoziția precipitatelor și implicit, compoziția și proprietățile ceramicii sinterizate.

Pentru obținerea unei ceramici hidroxilapatitice fără pori, monofazică și translucidă, cristalele precipitate trebuie să reacționeze complet la compoziția hidroxilapatitei, aceastea fiind supuse apoi sinterizării la 1100°C timp de 1h. S-a pus în evidență o creștere considerabilă a grăunților în timpul sinterizării. La 1100°C, particulele inițiale, având dimensiuni medii de aproximativ 600Å, ajung la dimensiuni de 1500Å.

Absența porilor, combinată cu absența fazelor secundare, face ca proprietățile optice și mecanice ale hidroxilapatitei policristaline să fie foarte bune. Materialul cel mai bun a avut o rezistență la compresie de 917 MN/m2 (133- 103psi), iar probele șiefuite au avut o rezistență tensionantă medie de 196 MN/m2 (28,4-103psi).

Pentru a controla raportul molar Ca/P în precipitatele obținute din soluții apoase trebuie cunoscut efectul condițiilor experimentale asupra acestuia. Dintre multiplele variabile care influențează acest raport molar, unii cercetători s-au oprit asupra cantității de NH4OH adăugate în soluțiile inițiale, conținând ionii de calciu și fosfor, respectiv asupra influenței pH-ului și a timpului de contact între precipitat și soluția supranatantă. S-au obținut diferite precipitate, prin adăugarea lentă a unei soluții 0,25M (NH4)2HPO4, conținând NH4OH, peste o soluție 0,20M Ca(NO3)2, de asemenea cu conținut de NH4OH, în timpul tuturor operațiilor luându-se măsuri pentru evitarea intervenției în sistem a CO2. Reacția de precipitare s-a desfășurat la temperatura de fierbere a soluției de Ca(NO3)2 puterea de încălzire și viteza de rotație a agitatorului utilizat fiind menținute constante. După adăugarea reactanților, la diferite intervale de timp soluția a fost refluxată, sub încălzire și agitare, fiind apoi filtrată în condiții de fierbere, fără spălare. În final, faza solidă a fost uscată la 105°C până la masă constantă.

Rezultatele experimentale au pus în evidență trei situații distincte:

la un raport molar Ca/P < 1,67 precipitatul încălzit în aer, la 900-1000°C, a constat compozițional dintr-un amestec de hidroxilapatita stoechio- metrică și fosfat tricalcic;

la un raport molar Ca/P > 1,67, compoziția solidului rezultat după sinterizare a constat dintr-un amestec de hidroxilapatita stoechiometrică, CaO și Ca(OH)2

la un raport molar Ca/P = 1,67, s-a obținut în urma sinterizării o fază unică de hidroxilapatită pură.

S-a observat faptul că raportul molar Ca/P crește odată cu volumul de NH4OH utilizat în soluțiile inițiale, conținând ionii de calciu și ionii fosfat.

De asemenea, pentru un volum dat de NH4OH adăugat în soluția conținând ionii de calciu, creșterea volumului de NH4OH adăugat în soluția conținând ionii fosfat întâi determină creșterea și apoi descreșterea raportului molar Ca/P. Fenomenul se manifestă atunci când cantitatea de NH4OH este mare, caz în care echilibrul:

devine semnificativ, conform reacției de mai jos:

amoniacul complexând ionii de calciu. Se formează un compus denumit „hidroxilapatită modificată”, care se caracterizează printr-un raport molar 1,67 < Ca/P < 1,75 și printr-un conținut mai mare de Ca(OH)2, prezentând modificări notabile ale valorilor constantelor rețelei cristaline și ale spectrelor IR. Structura și natura acestei apatite nu au fost încă pe deplin elucidate, existând câteva teorii care soluționează numai în parte această problemă.

Unele lucrări de cercetare descriu comportarea la precipitare a fosfaților de calciu în condițiile unei valori mari a pH-ului și a unor concentrații inițiale mari a reactanților, punând în evidență alterarea proprietăților fizice și chimice ale fazei solide menținute în contact cu soluția de precipitare.

Soluții de (NH4)2HPO4 0,250M au fost adăugate rapid, sub agitare, în soluții 0,750M fie de Ca(NO3)2×4H2O, fie de CaCl2×6H2O, toate soluțiile fiind aduse la pH~10,5 cu NH4OH concentrat, înainte de amestecare. Reacțiile s-au desfășurat la 25°C, în sisteme închise, pentru a minimiza absorbția CO2 în sistemul de reacție.

Amestecarea continuă a menținut precipitatul format în contact intim cu soluția de reacție, diferite perioade de timp, mergând chiar până ia două săptămâni. Faza solidă inițială, separată imediat după contactarea reactanților, este o fază amorfă cu un raport molar Ca/P de aproximativ 1,52, atunci când s- a folosit ca reactant Ca(NO3)2, și de aproximativ 1,46, când s-a folosit pentru precipitare CaCl2.

Caracterul amorf al precipitatului, în contact cu soluția de precipitare, persistă câteva ore, înainte de a se transforma complet într-o hidroxilapatită slab cristalizată. Maturarea fosfatului de calciu proaspăt precipitat decurge în trei etape și se desăvârșește după aproximativ 7 h de la începutul reacției. Prima etapă se caracterizează prin existența unei faze amorfe. A două etapă constă în desăvârșirea compozițională apatitică, iar a treia etapă acoperă întreaga perioadă de conversie totală a fazei amorfe la o apatită cristalină. Viteza de conversie a fazei amorfe în etapa a doua depinde de nucleerea noilor cristale și nu de creșterea sau perfecționarrea cristalelor preexistente. Desăvârșirea cristalinității hidroxilapatitei în a treia etapă este un rezultat al reprecipitării în soluție, creșterea precipitatului fiind atribuită dizolvării cristalelor mai mici și mai solubile și redepunerii materialului dizolvat pe fețele în creștere ale cristalelor mai mari și mai greu solubile.

S-au comparat două metode de sinteză a hidroxilapatitei și s-au obținut rezultate similare în ceea ce privește eficiența lor. Metodele sunt aproape similare, în prima adăugându-se o soluție apoasă de Ca(NO3)2×4H2O, cu pH = 12, peste o soluție de (NH4)2HPO4, tot cu pH = 12, amestecul de reacție fiind apoi refluxat 10 minute pentru precipitarea hidroxilapatitei. Precipitatul astfel obținut a fost apoi încălzit la 250°C pentru eliminarea NH4NO3 și calcinat la 800°C. Prin a doua metodă, hidroxilapatita a fost obținută utilizând H3PO4, CaCl2 și NaOH, prezentându-se două variante care diferă între ele prin momentul în care s-a realizat alcalinizarea.

Controlul suprasaturației, nucleația și creșterea cristalelor în sisteme de fosfați de calciu sunt importante în raport cu depunerea fiziologică a țesut!ui osos și dentar.

Alte săruri de calciu cum ar fi hidrații, carbonații și oxalații sunt componenți semnificativi ai depozitelor mineralogice patologice. Utilizarea unei tehnici reproductible de creștere prin însămânțare poate fi indusă, realizându-se o nucleație secundară. în cazul fosfaților de calciu:

Temperatura, suprasaturația, concentrația la suprafață, pH- ul, tăria ionică și prezența ionilor străini reprezintă factori foarte importanți care afectează natura fazei care crește pe cristalele de însămânțare adăugate în sistem.

Considerațiile cinetice au o deosebită importanță în determinarea cursului reacțiilor. Numai pe baza datelor termodinamice nu este posibilă prezicerea fazei pure care se formează.

Astfel, în soluțiile suprasaturate în raport cu fosfatul dicalcic dihidrat și hidroxilapatita, adăugarea unor mici cantități de semințe de hidroxilapatită are ca rezultat formarea exclusivă a fosfatului dicalcic dihidrat, în timp ce această fază lipsește cu desăvârșire atunci când crește concentrația cristalelor de însămânțare. Rezultatele cinetice pentru oxalatul de calciu și fosfații de calciu sunt discutate în termenii problemelor importante legate de mineralizarea țesutului dentar și de originea și creșterea calculilor renali.

Natura fazelor de fosfați de calciu care cresc și pe cristalele de hidroxilapatită utilizate pentru însămânțare, atunci când acestea sunt adăugate în soluții de fosfat de calciu suprasaturate, stabile, este puternic influențată de suprasaturație și de pH. La o valoare a suprasaturației apropiată de nivelul fiziologic, adăugarea unor concentrații relativ reduse de cristale de însămânțare are drept rezultat formarea exclusivă a fosfatului dicalcic dihidrat. La concentrații mai mari de cristale de însămânțare (aproximativ 230mg/l) această fază este absentă, formându-se un fosfat de calciu mult mai bazic.

Dependența fazei de creștere de raportul solid/soluție este explicat de competiția dintre dezvoltarea pe pozițiile de creștere ale cristalelor de însămânțare a fosfatului de calciu mai bazic și nucleația de suprafață a fosfatului dicalcic dihidrat. Viteza de nucleație a ultimului compus menționat este dependentă, în mare măsură, de gradul de saturație, scăzând rapid odată cu creșterea suprasaturației.

Dependența importantă a fazei în creștere de concentrația cristalelor de însămânțare este foarte semnificativă și poate explica multe dintre discrepanțele existente în literatura de specialitate care abordează problematica mineralizării fosfatului de calciu. În continuare, tehnica aceasta poate fi utilizată în procesele generale de cristalizare, ca o metodă pentru controlul fazei aflate în creștere.

În literatura de specialitate este descris un nou procedeu de preparare a fosfaților de calciu policristalini, denși. Integritatea compozițională monofazică este obținută prin introducerea unor cantități catalitice de ioni sulfat, materialul astfel obținut fiind lipsit de pori și având o densitate apropiată de cea teoretică. Proprietățile mecanice preliminare includ o rezistență la compresie de 687MN/m2 și o rezistență tensionantă de 154MN/m2. Este descrisă relația dintre variabilele de proces și compoziția de fază, microstructura, rezistența și translucența materialului obținut. Proprietățile acestuia subliniază potențialul de utilizare al acestui material pentru confecționarea protezelor osoase.

Conform unei metode asemănătoare, p-whitelockite-ului utilizat pentru prepararea materialelor protetice dentare și chirurgicale, a fost preparat prin ajustarea unei soluții de (NH4)2HPO4 la pH = 11, adăugarea soluției de Ca(NO3)2 peste aceasta, suspendarea precipitatului format în (NH4)2SO4, amestecarea sedimentului cu albumină de ou și azodicarboxiamidă, păstrarea acestui amestec la 80°C, peste noapte, și sinterizarea la 1050°C, timp de 1 h. S-a obținut astfel un material ceramic poros, cu o dimensiune medie a porilor de 100 pm. Implantat la câini, materialul ceramic a fost resorbit în 2 luni și a fost înlocuit treptat de un țesut osos dens.

Unii autori au preparat Ca5(PO4)3(OH) din soluții suprasaturate, cu un raport stoechiometric al componenților, în timpul amestecării rapide a soluțiilor. Faza solidă este amorfă, fapt pus în evidență prin difracție de raze X, nonstoechiometrică (raportul molar Ca/P este 1,58) și are o suprafață specifică de aproximativ 180m2/g. Se consideră că nonstoechiometria este cauzată de coprecipitarea ionilor HPO42–, care se formează ca rezultat al hidrolizei ionilor PO43–.

Cristalele de Ca5(OH)(PO4)3 înalt dispersate au fost obținute din soluții, prin adăugarea rapidă, în timpul unei agitări intense, de Ca(NO3)2 peste H3PO4. Hidroxilapatita astfel preparată a fost caracterizată prin analize chimice, analize de fază, difracție de raze X, spectroscopie IR și microscopie electronică.

Datele obținute de Avnimelech, referitoare la schimbul izoionicde izotopi 45Ca2+ și 31PO43– într-o soluție saturată în raport cu hidroxilapatita, la 25°C, sunt reinterpretate pe baza faptului că procesele constau din trei elemente comune:

zona de hidratare de suprafață;

stratul de suprafață;

recristalizarea cristalelor.

Aceste procese sunt privite și abordate ca fiind strict separabile. Această teorie permite:

evaluarea cantitativă a constantelor care intervin în procese;

estimarea capacităților de schimb ale straturilor de hidratare și de suprafață (elemente comune rapide) care pot fi dependente de pH;

determinarea constantelor vitezei de schimb izoionic.

Constantele sunt, în mod esențial, aceleași, atât pentru ionii Ca2+ cât și pentru ionii PO43–, la o valoare dată a pH-ului, dacă ariile de secțiune transversală ale ionilor sunt considerate 23A2, respectiv 33A2. Probabil, acestea cresc liniar cu concentrația ionilor H+. Efectele a trei diluții abrupte, consecutive ale ionilor radioactivi, fără modificarea concentrației sau pH-uiui soluțiilor, sunt previzibile prin intermediul unui model matematic bazat pe completa reversibilitate a celor două elemente comune rapide și pe cinetica celui de-al treilea element comun ireversibil.

Hidroxilapatita cu un raport molar Ca/P de 1,67-1,80, sintetizată sub forma unui gel, cu un conținut de ioni Na,K,Mg,Sr,Si,Fe.Zn,Ti,AI,F,Cu, și/sau Cl, este sinterizata la 1100-1350°C sau presată la cald, la 700-1200°C, într-un curent de hidrogen, monoxid de carbon, gaz de apă și/sau amoniac cracat, conținând H2O, la 5°C. Din precipitat se obține un material alb, transparent. Astfel, hidroxilapatita de puritate reactiv (cu puritate mai mare decât 99,8%), având raportul moiar Ca/P de 1,67-1,80, a fost calcinată la 800°C, timp de 3 h, compactată și încălzită la 1250°C timp de 1 h, într-un curent de hidrogen de 200 ml/min amestecat cu 1g H2O/h. Rezistența la încovoiere a fost de 1400-1600 kg/cm2, aceasta fiind de 2-6 ori mai mare decât cea a unei hidroxilapatite sinterizate, albă și opacă.

Utilizând o ecuație pentru creșterea controlată a cristalelor de interfață, după adăugarea cristalelor de hidroxilapatită (de însămânțare), a fost descrisă dispariția ionilor PO43– dintr-o suspensie apoasă de calcar calcitic. îndepărtarea ionilor de PO43– din soluție manifestă o dependență de ordinul doi față de concentrația acestora Cristalele de hidroxilapatită au un rol mult mai important decât calcarul în guvernarea procesului de îndepartare a ionilor PO43–. în principal, calcarul a funcționat în sensul tamponării activității ionilor Ca2+ și OH– , respectiv menținerii acestora în domenii utile. La un pH = 8,5, s- a pus în evidență o creștere a constantei de viteză. Douăzeci de reacții succesive ale calcarului cu ionii PO43– determină o creștere de patru ori a vitezei de îndepărtare a ionilor PO43–. O fracțiune de fosfat de calciu proaspăt precipitat servește probabil drept sămânță pentru dezvoltarea de noi cristale. Participarea atât a cristalelor de hidroxilapatită cât și a ionilor de F– sugerează formarea în experimentele efectuate a unui amestec de fluorapatită și hidroxilapatită sau a unui precursor apatic.

În aceiași ordine de idei, a fost studiata precipitarea fosfatului de calciu prin măsurarea scăderii concentrației ionilor PO43–, ca rezultat al reacției dintre suspensiile apoase diluate de ortofosfat și calcar calcitic. Viteza de dispariție din soluție a ionilor PO43– crește odată cu mărirea valorii pH-ului la 7-8,4 și crește puternic în prezența cristalelor de hidroxilapatită (de însămânțare). Prezența în sistem a unor cantități mici de NaF mărește puternic viteza de dispariție a ionilor PO43–, dar numai atunci când sunt prezente în sistem cristale de însămânțare. Participarea ionilor F– și a hidroxilapatitei în reacții sugerează faptul că hidroxilapatita sau fluorapatita ar fi putut participa în unele din aceste experimente cu toate că, după o perioadă de reacție prelungită, solubilitatea ionilor PO43– a fost intermediară, între cea a fosfatului octocalcic și cea a hidroxilapatitei.

Unii cercetători au studiat proprietățile Ca5(OH)(PO4)3 sintetizate din soluții suprasaturate în HNO3, din Ca(NO3)2 și K3PO4, în raporturi stoechiometrice. Faza solidă de hidroxilapatită non-stoechiometrică a conținut ioni HPO42– și PO43–. În timpul maturării fazei solide de hidroxilapatită non-stoechiometrică proaspăt precipitată în lichidul supranatant, ionii Ca2+ substituie protonii din HPO42– și precipită hidroxilapatita stoechiometrică.

S-a observat faptul că, în timpul precipitării Ca5(OH)(PO4)3 se produce o cristalizare unidimensională a particulelor amorfe. Deplasarea frontului de cristalizare este limitată nu atât de transferul de masâ cât de trecerea acestui front printr-o zonă de contact a particulelor în agregate. Probabilitatea de trecere depinde de temperetură și de compoziția fazei amorfe.

Pentru a evidenția modul în care metode diferite de sintetizare determină obținerea unor proprietăți diferite ale aceluiași material, s-au comparat eșantioane de hidroxilapatită preparate prin două metode de precipitare, o metodă cu refluxare, o metodă hidrotermală sau o metodă implicând reacții desfășurate la temperaturi înalte (1000°C) în faza solidă și prin conversia clorapatitei la 100CPC, utilizând difracția de raze X cu includerea rafinamentelor structurale Rietveld, analizele cantitative IR și studiile cinetice de deuterare. Cel puțin unele din eșantioane diferă din punctul de vedere al celor 14 proprietăți măsurate și studiate. Diferențele majore dintre parametrii de rețea pot fi acordate, în mare măsură, celor doi ioni OH–. Viteza de deuterare a fost utilizată ca indicator al cazurilor de difuzie de-a lungul canalelor ionilor (X), o proprietate care poate fi raportată la cinetica dizolvării. Eșantioanele preparate prin metode diferite, au viteze de deuterare care diferă prin cel puțin două ordine de mărime. Au existat indicații generale privind corelarea dintre procesul de difuzie și trăsăturile care furnizează pozițiile de trecere pentru speciile care difuzează, cum ar fi: dezordinile OH–, golurile și distorsionările în pereții canalelor ionilor (X) (majoritatea de tip C032– care substituie PO43–), posibile goluri OH– Corelarea cantității de H2O structurală, prezentă în eșantioanele preparate în mediu apos, cu cazul de difuzie este ambiguă.

Alți cercetători au studiat formarea precipitatelor mixte, având drept componente de bază Ca10(PO4)6(OH)2 și Ca2P2O7, precum și Ca3(PO4)2, din soluții alcaline de CaCl2, H2HPO4, K4P2O7 și NH4OH. Compoziția chimică a precipitatului, determinată prin analiza chimică directă a acestuia, a fost diferită de cea obținută prin calcul, din compoziția filtratului, după perioada de incubație la 37°C. Se consideră că P2O74–a hidrolizat la PO43– pe suprafața precipitatului, în timpul incubației în soluția alcalină, formând Ca3(PO4)2 cu ionii de Ca2+ aflați în soluție. Gradul de hidroliză al P2O74– depinde de cantitățile de Ca2+ adăugate și de precipitatele formate. într-o soluție alcalină de K4P2O7, ionii P2O74– hidrolizează în funcție de cantitatea de Ca10(PO4)8(OH)2 sintetizată sau de cantitatea de Ca2P2O7, dar nu hidrolizează în absența unei faze solide.

Hidroxilapatita a catalizat multmat eficient reacția de hidroliză a ionilor P2074– decât Ca2P2O7.

Când cantitatea de ioni Ca2+ a fost mai mică decât cea a fosfatului total, un alt cation de compensație (contracation) în precipitat a fost cationul K+.

Difractometria de raze X a precipitatelor fin mojarate a pus în evidență picurile de difracție ale hidroxilapatitei, fiind însă regăsite și cele de Ca2P2O7 Precipitatul format din soluții conținând cantități suficiente de ioni Ca2+ a constat numai din hidroxilapatita precipitată, cristalizată, deși soluțiile inițiale nu au conținut ioni PO43– ci numai P2O74–. În lucrare, semnificația acestei hidrolize este discutată în relație cu formarea țesuturilor biologice dense, dure.

A fost preparată o hidroxilapatită fin mărunțită, care a fost apoi convertită într-o ceramică hidroxilapatitică densă, utilizată pentru dezvoltarea materialelor folosite la confecționarea implanturilor osoase și dentare. Au fost investigate efectele variabilelor de proces, cum ar fi .compoziția reactanților, pH-ul inițial al soluțiilor și temperatura de sinterizare asupra proprietăților fizice ale produșilor de reacție, cu scopul de a determina condițiile optime de fabricație a materialului pentru implanturile dentare. Pe măsură ce pH- ul inițial al soluțiilor a fost mărit în domeniul 10-11,6, a scăzut dimensiunea inițială a particulelor precipitate, îmbunătățindu-se astfel sinterabilitatea acestora.

Ceramicile apatitice având o compoziție cu Ca în exces (raport molar Ca/P de aproximativ 1,75) au manifestat o sinterabilitate mai bună, precum și o rezistență mecanică mai mare, obținându-se o valoare maximă a durității Vickers de 764 kg/mm2, față de valoarea maximă de 600 kg/mm2 obținută în cazul unei compoziții având raportul molar Ca/P = 1,67.

S-a studiat formarea fazelor de fosfat de calciu în diferite domenii de pH, la 37°C, utilizând metoda a compoziției constante. La o putere ionică controlată de 0,10 și un raport Ca/P=1,33, precipitarea Ca8H2(PO4)6 H2O pare a fi limitată la un domeniu de pH=6-7. La pH~5, la toate suprasaturațiile s-a format CaHPO4·2H2O, în timp ce la pH=5,5 acesta s-a format numai la suprasaturații mari, la suprasaturații mici precipitând Ca8H2(PO4)6. La valori mai mari ale pH-ului (7,4 și 8,0) rezultatele relevă formarea unui material de tip hidroxilapatită.

S-au obținut compuși având formula M2+10(ZO43–)6Y2–, unde M=Ca, Z=P și Y=OH, precum și varietăți carbonat-substituite, prin reacțiile compușilor de calciu și fosfor, cum ar fi: CaHPO4 2H2O, Ca(OH)2, CaHPO4, Ca3(PO4)2, CaCO3, Ca(H2PO4)2·H20, aflați într-un amestec de apă și solvent organic, cu refluxare, având raportul molar Ca/P cuprins în domeniul 1,30-1,90, la temperaturi de 30-200°C. Astfel, 103,20g CaHPO4 2H2O, 28,12g Ca(OH)2, 60g H2O și 400g pentan au fost introduse într-un vas de un litru, amestecate și încălzite timp de 2h cu refluxare. Temperatura a fost mai mică de 35°C.

Apoi, au fost evaporate apa și pentanul. Când temperetura a atins valoarea de 36ºC, încălzirea a fost oprită. Difracția de raze X a pus în evidentă formarea de Ca10(OH)2(PO4)6.

Unii cercetători au investigat creșterea „ștafetă” a microcristalelor de Ca5(PO4)3(OH) dintr-o soluție apoasă puternic suprasaturată. Periodic, au fost prelevate probe de cristale din faza lichidă, pentru a fi supuse analizei chimice și difracției de raze X, observațiilor cu microscopul electronic și analizelor picnometrice. Faza solidă primară, constând din particule amorfe ovale, s-a transformat, în timpul cristalizării, în cristale de hidroxilapatită de formă aciculară. Această transformare a fost caracterizată prin distribuția sinusoidală a lungimii cristalelor și prin creșterea vitezei de transformare cu timpul de cristalizare. Natura procesului a fost explicată printr-un mecanism „ștafetă” de cristalizare a particulelor amorfe.

S-a stabilit faptul că fazele cristaline de fosfat de calciu obținute din amestecuri de soluții neutre sau cu pH=7,4, conținând 0,1-10mM CaCl2 și 0,1-90mM NaHPO4, la 37°C, includ în compoziția lor brushite, fosfat octocalcic și hidroxilapatită. După o perioadă de timp mai mare de o zi, fosfatul octocalcic se transformă în hidroxilapatită dar nu a fost observată tendința de transformare a brushite-ului în fosfat octocalcic. Presupunând că fluidul osos extracelular conține 0,1 mM ioni Ca2+ și are pH=7,4, lucrarea sugerează faptul că:

Cristalele de hidroxilapatită se vor forma numai atunci când concentrația fosforului în ambientul organic este suficient de mare (5M) și faptul că fosfatul octocalcic poate fi un precursor.

S-au preparat foarte multe materiale protetice dentare formate din hidroxilapatită și fosfat tricalcic. Astfel, o soluție 0,5M Ca(OH)2 a fost tratată cu o soluție 0,3M conținând ioni fosfat, pentru a obține o hidroxilapatită fin divizată. Aceasta a fost înmuiată pentru a fi adusă la o forma dorită (modelată), a fost recomprimată la 800 kg/cm2, procesată, pentru a se obține plăci având dimensiunile 2,5×2,0×1 (mm) și tratată termic la 1250°C, timp de 1 h. Rezistența la comprimare a materialului obținut a fost de 5000 kg/cm2.

O soluție apoasă de fosfat și o sare de calciu având o compoziție molară în raportul corespunzător hidroxilapatitei a fost iradiată cu ultrasunete. Astfel, 1mol Ca(OH)2 și 0,06moli (NH4)2HPO4, în 300ml apă, au fost iradiate cu ultrasunete la 100W și 20 kHz, timp de 4 h, la temperatura maximă de 60°C, fiind apoi supuse filtrării, spălării și uscării. Produsul obținut a avut raportul molar Ca/P=1,67, având în compoziție Ca(OH)2 rezidual, atunci când același amestec a fost compactat mecanic la 60°C.

Au fost studiate efectele concentrațiilor scăzute de fluoruri (ioni F–) asupra precipitării fosfaților de calciu din soluții saturate, bine definite și stabilizate, acordându-se o atenție deosebită fazelor care precipită în mod curent în asemenea sisteme. Drept materiale de însămânțare au fost utilizate cristale sintetice de hidroxilapatită având suprafața specifică de 12,5m2/g. Prin adăugarea unor mici cantități (2 până la 10 mg) de cristale de însămânțare, reacțiile de precipitare se produc aproape instantaneu. S-a confirmat faptul că s-au format cristale sub formă de plăci, așa cum a fost sugerat că precipită în natură fosfatul octocalcic, în timpul reacției de precipitare din soluții suprasaturate în raport cu această fază. Viteza și extinderea precipitării au fost intensificate prin mărirea concentrației fluorurii de la 0,05 la 5ppm. La concentrații de fluorură mai mari de 0,05ppm s-au format noi cristale de apatită care au crescut preferențial pe direcția axei lor (c), apărând formațiuni aciculare. Aceste efecte datorate fluorurii pot fi interpretate în termenii unei creșteri a forței motrice termodinamice de creștere a unui produs apatitic pe suprafața cristalelor, cât și în termenii unei accelerări a transformării precursorului în hidroxilapatită. Este important de subliniat faptul că:

Cinetica precipitării și natura fazelor precipitate sunt dependente, într-o mare măsură, de condițiile din soluție, incluzând cantitatea de cristale de însămânțare, gradul de suprasaturare și concentrațiile de fluorură.

O compoziție ceramică compozită apatitică pentru uz ortopedic și dentar, constă dintr-o pudră de hidroxilapatită sintetică și dintr-o pudră de sticlă bioactivă, într-un raport 0,42-1,50. Astfel, 10 L suspensie de Ca(OH)2 0,5M și 10 L soluție H3PO4 0,3M au fost amestecate, precipitatul obținut fiind separat, uscat și sinterizat, pentru a obține un praf de hidroxilapatită sintetică. Separat au fost amestecate 46,1 SiO2, 24,4 Na2O, 13,5 CaO, 13,4 CaF2 și 2,5 P2O5 procente molare. Acest amestec a fost tratat termic pentru a se obține un praf de sticlă biologic-activă. Au fost amestecate volume egale de prafuri și amestecul a fost sinterizat la 900°C, timp de 2h Materialul compozit preparat, o ceramică compozită, a prezentat o rezistență la rupere de 17,2 kg/mm2, iar studiile in-vivo efectuate pe șoareci au pus în evidență o puternică bioactivitate a acestuia.

S-a preparat un implant protetic acoperit cu compuși poroși de Ca-P, care s-a dovedit mult mai compatibil cu țesuturile osoase, încorporându-se în țesutul osos într-un timp foarte scurt Astfel, o soluție de H3PO4 a fost adăugată în picătură peste o suspensie de Ca(OH)2, pentru a forma un precipitat care a fost apoi izolat, uscat și amestecat cu alcool polivinilic pentru a fi turnat într-o formă cilindrică. Acest cilindru a fost acoperit cu un amestec de hidroxilapatită și un liant (cum ar fi PVA), uscat și tratat termic, timp de 3h, la 900-1300°C, pentru a obține un implant ceramic dentar (6,0 mm diametru și 15 mm lungime), având pe suprafața sa un matenal poros.

Prafuri de hidroxilapatită conținând fosfor tricalcic coprecipitat într-un raport arbitrar, pot fi sintetizate prin amestecarea soluțiilor de Ca(NO3)2 și (NH4)2HPO4, la o temperatură de reacție definită și la o anumită temperatură de maturare. Utilizând praful de hidroxilapatită sintetizat, autorii lucrării de cercetare au examinat efectul adaosurilor de fosfat tricalcic asupra rezistenței la rupere a hidroxilapatitei sintetizate. Rezistența la rupere a hidroxilapatitei conținând 17% procente molare fosfat tricalcic a fost de 1910 kg/cm2 echivalentă unei vaiori cu aproximativ 25% mai mari decât cea a corpurilor sinterizate din hidroxilapatită pură. Faza cristalină a corpului policristalin a fost formată din hidroxilapatită și -fosfat tricalcic.

Pentru a prepara un fosfat de calciu, unii cercetători au adăugat H3PO4 peste o suspensie omogenizată de Ca(OH)2. S-au adăugat, în picătură, 21 de soluție 23% H3PO4 peste 51 soluție 10% Ca(OH)2 pentru a obține un raport molar Ca/P = 1,67 în timpul răcirii amestecului de reacție, agitat timp de 0,9 h. Produșii rezultați au fost uscați și sinterizați la 1200°C. Spectrele de difracție de raze X au pus în evidență prezența hidroxilapatitei.

Pentru a forma un fosfat de calciu gelatinos, alți autori au adus în contact ioni Ca2+ și PO45– la un pH > 8 al mediului apos, raportul molar Ca/P în mediul de reacție fiind în domeniul 1,4-1,7. Un volum de 0,081 soluție 28% NH4OH a fost adăugat lent peste un amestec conținând 250g Ca(NO3)2·4H2O și 0,7 L apă, soluția rezultată fiind apoi diluată cu 0,3 L apă distilată. Soluția rezultată a fost amestecată, în picătură, cu o soluție conținând 84g (NH4)2HPO4, 0,48 L soluție 28% NH4OH și 1 L apă distilată. Soluția rezultată a fost refluxată timp de 20 minute, staționată timp de o zi, filtrată la vid, materialul filtrat fiind apoi presat, procesat. Eșantioanele prelucrate, având diametrul de 4 mm și lungimea de 10 mm, au fost presate la 1200 kg/cm2 și sinterizate la 900°C, timp de 5 h. Produșii au avut o densitate relativă de 94%-97,1%, o rezistentă la comprimare de 7200 kg/cm2 și spectrul de difracție cu raze X a fost identic cu cel al hidroxilapatitei

Au fost preparate bioceramici din -fosfat tricalcic și hidroxilapatită și au fost studiate proprietățile lor de suprafață, compoziția chimică, structura și microstructura acestora. -Fosfatul tricalcic a fost preparat prin precipitare, în timpul amestecării soluțiilor conținând ioni Ca2+ și PO43– și separarea solidului format. Compoziția precipitatului a depins de un număr de variabile fizice și chimice. Calcinarea precipitatului (600-1000°C) a avut drept rezultat formarea unui material ceramic dens. Proprietățile acestor materiale utilizate ca înlocuitori ai osului și dintelui (țesuturi dure) sunt funcție de compoziția chimică, structura, microstructura și proprietățile de suprafață.

Hidroxilapatita a fost preparată prin reacția dintre o pulpă vîscoasă de CaCO3 și CaHPO4 sau CaHPO4·2H2O, într-un raport molar Ca/P de 1,5 la 1,67, contactarea reactanților realizându-se prin măcinare. Pentru a forma hidroxilapatita, 7g CaCO3, 8g CaHPO4·2H2O și 100 g apă au fost măcinate într-o moară cu bile, la 25°C, timp de 1 h, pulpa fiind apoi filtrată, uscată și tratată termic la 900°C, timp de 60 minute.

Fosfații de calciu utilizați ca materiale de înlocuire a osului sau pentru fabricarea dispozitivelor protetice, sunt preparați dintr-un material hidroxilapatitic calcic, care are o structură uniformă, microporoasă, permeabilă, caracterizată printr-un volum deosebit de uniform al porilor și printr-o structură cu perforații de tip „fereastră” tridimensionale (preponderente), corespunzând microstructurii echinodermului carbonat poros sau materialului scheletic coral scheractinian al vietăților marine, care are un raport molar Ca/P=1,66 și o altă componentă care contribuie cu fosfați sau care conține fosfor. Se modifică raportul molar Ca/P, astfel încât se obține un material din fosfat de calciu care menține structura și microstructura echinodermului carbonat poros sau a materialului scheletic coral scheractinian, dar cu un raport Ca/P modificat.

Bucăți de hidroxilapatită Interpore-500 (raport molar Ca/P= 1,66) au fost tratate cu o soluție apoasă de Ca(NO3)2, uscate la 80°C, tratate termic la 750°C, timp de 4 h, apoi tratate termic la 1350°C, timp de 7 h și răcite peste noapte. Bucățile astfel preparate au menținut structura poroasă a hidroxilapatitei, dar au fost transformate substanțial în Ca2P2O7.

O altă sinteză studiată a fost aceea din Ca(NO3)2 și (NH4)2HPO4 în soluție apoasă cu pH controlat (pH = 8-11), la temperatura de 15-30°C, produsul format fiind separat ca precipitat, uscat la 100°C, timp de 3 zile, apoi studiat prin difracție de raze X. Hidroxilapatita deficitară în calciu, care se transformă la 800-1200°C în -Ca3(PO4)2 sau Ca5(PO4)3(OH) a fost obținută în următoarele condiții de reacție: raport molar Ca/P = 1,0-1,5, pH=9-11, temperatura soluției 15-30ºC și timpul de reacție 1-20 h. Dintre aceste condiții de reacție factorul cel mai important pentru prepararea -Ca3(PO4)2 ca produs final de reacție, a fost pH-ul soluției

Un implant protetic este preparat prin amestecarea a 1-10% procente de greutate -Ca3(PO4)2 și sinterizarea acestui amestec. O soluție de (NH4)2HPO4 a fost adăugată peste o soluție apoasă de Ca(NO3)2 pentru a obține un precipitat amorf de fosfat de calciu. Precipitatul a fost spălat cu apă, menținut la temperatura camerei timp de 10 zile, pentru a transfor ma o parte din fosfatul de calciu în apatită cristalină. Apoi, precipitatul a fost uscat, tratat la 700°C, timp de 2 h, obținându-se -Ca3(PO4)2 amestecat cu apatită. Praful obținut a fost trecut într-o formă, tratat termic lă 1100°C, timp de 2 h șr apoi la 1200°C, timp de 2 h. Rezistența tensionantă a produsului obținut a fost de 1760 kg/ cm2. Atunci când o parte din -Ca3(PO4)2 a fost convertită în apatită, înainte de tratarea termică, rezistența tensionantă a produsului final a devenit mai mare decât cea a materialului care nu a avut în structură apatită, înainte de tratarea termică.

Unii cercetători au realizat caracterizarea suprafeței hidroxilapatitei calcice non-stoechiometrice coloidale, tratată termic, supusă unui mediu apos, apoi sinterizată, prin spectroscopie IR cu transformata Fourier (FT, IR ). Pentru hidroxilapatita tratată termic la 573K, pe lângă banda deja cunoscută la 3659 cm–1, au fost determinate alte două noi benzi IR la 3682 și 3673 cm–1, acestea fiind atribuite grupărilor OH– de suprafață. În lucrare este discutată, de asemenea, și natura apei absorbite.

S-a determinat faptul că viteza de creștere și morfologia produșilor rezultați în precipitarea hidroxilapatitei fibroase, utilizând un sistem de gel din Ca(NO3)2 și (NH4)2HPO4, sunt puternic influențate de pH-ul soluției, în particular, o valoare a pH-ului de aproximativ 9-10, produce o hidroxilapatită fibroasă, într-un timp mult mai scurt. De asemenea, raportul molar Ca/P al produsului a crescut proporțional cu valoarea pH-ului soluției inițiale. Viteza de creștere și morfologia procesului au fost corelate cu speciile ionice prezente în soluție la diferite valori ale pH-ului.

Dispersiile hidroxilapatitice, conținând particule de hidroxilapatită având diametre mai mici sau egale de 0,1 mm și mai mari decât 1 m, în proporții mai mici de 70% și mai mari de 5%, au fost preparate prin amestecarea unei soluții apoase conținând ioni de calciu, 0,2-1 moli/L, la pH=10-12, cu o soluție ce conține ioni de fosfor într-un raport molar Ca/P=1,67, cu formarea precipitatului cu o viteză mai mică decât 1,1 g/minut. Suspensia a fost fiartă, sub agitare, timp de 2 h, precipitatul fiind apoi filtrat și amestecat cu un agent de suprafață anionic. Soluțiile apoase de Ca(NO3)2 și (NH4)7HPO4 au fost amestecate în prezența policarboxilatului de amoniu, ca agent de suprafață pentru a obține o dispersie hidroxilapatitică.

S-a studiat efectul a opt titanuri (h5-C5H5)2TiX2 și (h5-C5H4Me)2TiX2 (X=F, Cl, Br, I), utilizate ca medicamente în diferite aplicații terapeutice asupra vitezei de creștere a cristalelor de hidroxilapatită în soluții suprasaturate. Vitezele de creștere ale cristalelor în prezența acestora au fost drastic reduse probabil prin absorbția lor pe pozițiile active de creștere a cristalelor. Analizele cinetice au sugerat o absorbție de tip Langmuir a complecșilor titanogeni pe suprafața hidroxilapatitei.

Obținerea structurilor hidroxilapatitice din ortofosfați de calciu

Diverse lucrări de specialitate au ca obiect obținerea structurilor hidroxilapatitice din ortofosfați de calciu de proveniență naturală sau sintetizați.

S-au detectat astfel cantități apreciabile de granule de fosfat de calciu amorf în hepatopancreasul crabului albastru, conținând Mg2+ și fosfat tricalcic amorf. Aceste depozite amorfe sunt similare fosfatului de calciu amorf sintetic care însă, în mediu apos, se transformă în hidroxilapatită. S-a observat faptul că:

La nivele comparabile celor din granule, fosfatul tricalcic amorf inhibă conversia la hidroxilapatită.

Creșterea cantității de fosfat tricalcic amorf în soluție mărește timpul până când acesta începe să se transforme în hidroxilapatită, fără să afecteze în mare măsură viteza de transformare, odată ce acest proces a început. Un efect similar îl manifestă și ionii Mg2+ prezenți în fosfatul de calciu amorf. De asemenea, conversia a fost inhibată și de fosfatul dicalcic amorf însă cu un efect mult mai nesemnificativ, fosfatul monocalcic nedovedindu-se efectiv ca stabilizator. Aceste nucleotide nu scad solubilitatea fosfatului de calciu amorf, acționând în soluție în sensul reducerii nucleației și/sau creșterii cristalelor de hidroxilapatită. S-au făcut încercări de punere în evidență a mecanismelor de stabilizare, acestea neîngăduind însă stabilirea unor concluzii certe.

Alți autori au comparat viteza de transformare a fosfatului de calciu amorf în diverse soluții conținând fracțiuni ser-proteină în soluții tampon (pH = 7,4), cu soluțiile tampon de același pH conținând concentrații fiziologice de ioni CO32–. Transformarea în hidroxilapatită a fost mai lentă în soluții de ser sau soluții conținând fracțiuni de ser decât în soluțiile tampon. Se consideră că se produce absorbția proteinelor din ser pe particulele de fosfat de calciu amorf, inhibându-se astfel transformarea în hidroxilapatită.

S-a observat, de asemenea, că dimensiunile cristalelor de hidroxilapatită scad la creșterea concentrației de ioni CO32–, forma acestora rămânând relativ constantă până la aproximativ 4% CO32–. La concentrații de aproximativ 15% CO32– cristalele nu mai au forma aciculară obișnuită ci devin mai echiaxiale.

Conținutul de CO32– scade regularitatea aranjamentului atomic atunci când acesta este încorporat în hidroxilapatită.

Odată cu creșterea conținutului de CO32– în hidroxilapatită, se reduce viteza de desfacere a legăturilor P-O , fapt care este atribuit dimensiunii reduse a cristalelor și probabil unei perturbații a câmpului cristalin datorată distorsionării rețelei și dezordinii interne generate de prezența CO32–.

S-au preparat structuri apatitice (Cl–, HO– ) din sisteme apoase, prin hidroliză CaHPO4 în soluții de NaCl, urmărindu-se explicarea dimensiunii dezvoltate preferențial pe direcția axei (a) și contracția dimensiunii pe direcția axei (c) a cristalelor apatitice din emailul uman (9,441 Å), în comparație cu cele preparate sintetic la 900°C sau cele din depozitele minerale naturale. Încorporarea ionilor Cl– în structura hidroxilapatitică (substituția OH– cu Cl–) a fost reflectată în mărirea preferențială a dimensiunii pe direcția axei (a) și contracția dimensiunii pe direcția axei (c). Încorporarea ionilor Cl– este mult mai limitată în soluții apoase (40% molare) decât în sisteme solide, la 1000-1600°C (100 % molare). În sisteme apoase, încorporarea ionilor Cl– a fost limitată și de prezența ionilor F– și CO32–. Dimensiunea dezvoltată preferențial pe direcția axei (a) a apatitei emailului uman poate fi atribuită parțial unor substituții, cum ar fi: (a) HPO42––PO43– sau (b) H2O–OH–.

Tratarea pulberii de -Ca3(PO4)2 timp de 15 zile, într-o soluție apoasă de Ca(OH)2 sau CaCl2 aflată la fierbere, având pH-ul inițial de 6-12,8, a dus la o serie de modificări compoziționale și structurale ale acestuia. Modificările observate au fost puse pe seama a două procese:

un proces de hidratare (A), cu modificarea structurală la o hidroxilapatită non-stoechiometrică;

un proces (B) cu o creștere a raportului Ca/P până la valoarea stoechiometrică de 1,67 și păstrarea structurii apatitice.

Reacția (A) a fost accelerată prin reducerea pH-ului inițial al soluției în domeniul de pH prezentat mai sus. Reacția este completă în aproximativ 24 h la pH = 11,4, la pH = 12,8 neobservându-se desăvârșirea reacției nici după 15 zile. Procesul (B) are drept rezultat captarea ionilor Ca2+ din soluție în faza solidă sau punerea în libertate de ioni PO43– din faza solidă. Creșterea concentrației ionilor Ca2+ în soluție mărește viteza procesului (B).

Produsul format în urma reacției (A) conține 4-5% H2O, conținutul în apă al hidroxilapatitelor scăzând proporțional cu raportul Ca/P. Referitor la -Ca3(PO4)2, care se modifică compozițional și structural la tratarea termică, la pH = 11,4, timp de 2 h, acesta se hidratează în condițiile unui pH redus (5,3-6,1) și a unor timpi de fierbere de 6-38 h.

Și alți autori au preparat hidroxilapatită deficitară în ioni Ca2+ (non-stoechiometrică) prin hidroliza -Ca3(PO4)2 timp de 2-3 h la 353 K, într-un mediu slab acid, sub agitare continuă. Hidroxilapatita obținută, uscată și fin măcinată, are formula și caracteristicile generale precum și comportarea la deshidratare și piroliză, similare celor evidențiate de hidroxilapatita precipitată. În plus, aceasta manifestă o serie de alte fenomene noi, cum ar fi: reacția termică dintre apa de rețea și ionii PO43–, la temperaturi mai mari de 473K, formarea centrilor ESR la tempereturi mai mari de 473K și dispariția acestora la 873-973K, o ușoară pierdere în greutate la 873-973K. Atât particulele de hidroxilapatită sub forma de pudră cât și cele de hidroxilapatită durificată au fost alcătuite din agregate de tuburi cilindrice sau lame subțiri, crescute de-a lungul axei (c). S-au obținut materiale durificate cu porozitate de 5-80%, densitate de 0,6-1,4 g/cm3, rezistența la comprimare de 10-120 kg/cm2.

Hidroliza CaHPO4·2H2O în medii alcaline și neutre, în condiții izoterme, are drept rezultat final formarea hidroxilapatitei și a Ca(H2PO4)2, având ca produs intermediar o pseudo-apatită, (Ca8H2(PO4)6), iar în medii acide hidroliza acestuia determină formarea Ca(H2PO4)2. S-a observat faptul că CaHPO4 a modificat pH-ul inițial al soluției, la dizolvarea sa în mediul alcalin, acesta scăzând la 6-6,5, pH stabilit în final și în mediu acid sau neutru. În primul caz, scăderea pH-ului a fost asociată cu probabilitatea de disociere a Ca(H2PO4)2 format. Efectul dizolvării CaHPO4 asupra pH-ului inițial a pus în evidență proprietățile tampon ale soluției formate. Aceste proprietăți pot fi explicate prin prezența în soluție a doi fosfați, CaHPO4 și Ca(H2PO4)2, schimburile la echilibru între aceștia asigurând acțiunea de tamponare. Produsul final de hidroliză a fost Ca(H2PO4)2 iar din proces nu s-a pus în evidență formarea H3PO4 liber.

A fost studiată și transformarea Ca5(PO4)3Cl în hidroxilapatită, într-o atmosferă de aer umed (pH2O = 4 torri), transformarea realizându-se în rețea. Rezultatele au evidențiat faptul că punerea în libertate a ionilor Cl– se produce lent, la temperaturi mai mari de800°C, dar devine rapidă la 1000°C. Substituția a mai puțin de 50% din ionii Cl– de către ionii OH– se produce instantaneu. După o substituție de 95%, îndepărtarea ionilor de clor reziduali devine foarte dificilă deoarece acești ioni există ca specii legate prin legături de hidrogen cu ionii OH– din vecinatate, într-un lanț anionic dezvoltat de-a lungul axei (c). Pe parcursul întregii transformări, rețeaua apatitică rămâne nealterată, procesul de transformare putând fi considerat ca fiind o înlocuire inter-anionică a ionilor Cl– cu ionii OH–, de-a lungul axei (c), într-un cadru de rețele hexagonale.

O pulpă de fosfat de calciu amorf, preparat prin zdrobirea și frământarea CaHPO4·2H2O cu CaCO3, în prezența apei, a fost separată pentru a permite obținerea unui material poros care a fost tratat termic pentru a obține ceramici formate din compuși poroși de fosfat de calciu. Materialele ceramice astfel obținute se pot utiliza pentru confecționarea oaselor artificiale sau a rădăcinilor dentare. Astfel, un amestec de CaHPO4·2H2O și CaCO3 (într-un raport atomic Ca/P=1,67) a fost zdrobit și frământat cu apă, timp de 24 h, uscat și tratat termic la 1200°C, pentru a obține un produs ceramic poros (cu pori având diametrul mediu de aproximativ 510 m ), reprezentând o fază cristalină apatică.

Prin sinterizarea -fosftului tricalcic și a -fosfatului tricalcic sub formă de pudră, la 1200-1500°C, au fost preparate ceramici poroase și/sau dure de fosfat tricalcic, având o porozitate de 10-40%. Ceramicile de fosfat tricalcic au fost tratate apoi cu apă sau soluții apoase de succinat. Prin tratarea cu apă, s-a format hidroxilapatita, iar prin tratarea cu succinat a fosfatului tricalcic poros (proces de dispersie) s-a format un compus apatitic (fosfat octocalcic) Compozițiile obținute prin aceste procedee au pus în evidență o rezistență mai mare decât cea a ceramicilor de fosfat tricalcic netratate. De exemplu, rezistența tensionantă diametrală (de întindere) a crescut de la 15 (porozitate 22%) la 21 MPa, prin tratare cu apa. Creșterile de rezistență sunt rezultatul apariției hidroxilapatitei, în cazul tratamentului cu apa (efect complexant) și scăderii porozității, în cazul tratamentului cu succinat (efect de compactare).

Au fost preparate, în condițiile unor variate grade de suprasaturare, controlate înainte de precipitare prin produsul de solubilitate {(Ca2+)×(P043)}, probe de Ca3(PO4)2·nH2O amorf. A fost studiată degradarea morfologică a fosfatului tricalcic amorf cu produsul de solubilitate, prin reacția de conversie a acestuia în structuri apatitice. Din modificarea factorului morfologic în ecuația Avrami-Erofeev, s-a putut concluziona faptul că starea de agregare a fosfatului de calciu în fosfatul tricalcic amorf, obținut prin amestecare rapidă, a fost determinată de produsul de solubilitate.

Apatitele conținând ioni F–, obținute pe această cale, au fost identificate ca fiind apatite în care ionii F– au fost substituiți de ionii OH– în hidroxilapatită, din modificarea benzii de absorbție IR pentru lărgimea picului ionilor OH–.

Prin hidroliza în soluție apoasă bazică a unui fosfat de calciu aflat într-o ușoară stare de gel, s-a realizat transformarea acestuia într-o hidroxilapatită având un raport molar Ca/P inițial mai mic sau egal cu 1,67 dar mărit apoi prin adăugarea ionilor Ca2+ dintr-o soluție bazică. Astfel, la 200 ml apă s-au adăugat 2g CaHPO4·2H2O, amestecul fiind agitat și încălzit la 40°C timp de 3 h, pH-ul fiind mențint la 8,0. Produsul solid obținut, uscat și mojarat, a fost hidroxilapatita cu un raport molar Ca/P = 1,5. La acesta au fost adăugate 2g CaCl2·2H2O, pH-ul soluției fiind ajustat ia 10,0 cu MH4OH. După 3 h, suspensia a fost separată prin filtrare și a fost uscată, rezultând o hidroxilapatită albă, stoechiometrică, având raportul molar Ca/P = 1,67.

Prepararea precursorilor apatitici prin metode care decurg la temperaturi înalte

S-a urmărit determinarea produșilor de reacție dintre CaO și P2O5 la temperaturi înalte. Cercetătorii au urmărit modificările concentrațiilor speciilor Ca(PO3)2, Ca2P2O7, Ca3(PO4)2, și P2O5 în timp. Determinarea produșilor de reacție s-a făcut prin metodele cantitative de cromatografie pe hârtie, fotometrice și gravimetrice.

Un amestec de fosfat de calciu și Ca(OH)2 a fost încălzit la 800-1000°C, pentru a obține un praf de apatită sintetică, Ca10(OH)2(PO4)6, care a fost presat la rece la 1000 kg/m2 timp de 5 minute și apoi sinterizat în aer la 1000-1400°C pentru a se obține un material ceramic apatitic. Acesta a fost implantat în mandibulele unor câini adulți, timp de 1-16 săptămâni, afinitatea sa la textura țesutului natural fiind urmărită prin tehnica fotografierii microscopice și prin difracție de raze X Materialul ceramic apatitic a fost contactat îndeaproape cu țesutul osos nou format, prin legare directă, fără nici un fenomen de respingere, punând astfel in evidență creșterea noului țesut osos mineralizat pe microporii acestui material. De asemenea, a fost observat un schimb ionic la care a participat țesutul osos mineralizat pe suprafața exterioară a materialului ceramic apatitic. De aceea, acest material a fost propus pentru a fi utilizat ca material de implantare a unei rădăcini dentare artificiale și a oaselor

Formarea fosfatului dicalcic din hidroxilapatită și fosfat monocalcic se poate realiza printr-o reacție în fază solidă sub efectul unei activări mecanice. Autorii lucrării au urmărit desfășurarea reacției prin observarea solubilității reziduului în apă și în citrat de amoniu, acordând o atenție deosebită timpului de reacție, parametru la care se raportează toate celelalte determinări.

A fost investigată prepararea ceramicilor policristaline de tip CaO·P2O5, cu rezistență mecanică mare, care prezintă un mare potențial în utilizarea lor ca oase artificiale, utilizând o metodă de solidificare unidirecțională. Topituri de 2CaO·P2O5 – 3CaO·P2O5, de compoziție eutectică, au fost solidificate cu viteze constante de 2-20 mm/h, într-un creuzet de platină plasat într-un cuptor electric de SiC, cu un gradient de temperetură de 207 cm. Temperatura la suprafața topiturii a fost menținută la valori mai scăzute de 1350°C pentru a evita vaporizarea P2Os. Au fost utilizate cristale de însămânțare având compoziție eutectică, plasate pe suprafața topiturii. S-a obținut un lingou lipsit de pori, care a conținut cristale puternic orientate de 3CaO·P2O5, cu structură lamelară, aliniate paralel cu direcția de solidificare și cuprinse într-o matrice de cristale de 2CaO·P2Os puternic orientate.

Unii cercetători au studiat reacțiile care au loc în timpul încălzirii de la temperetură camerei la 1100°C fie a unui amestec de ortofosfat apatitic tricalcic (Ca/P=1,50) și (NH4)2SO4, fie a unui ortofosfat apatitic tricalcic, cristalin sau amorf, uscat în prezență de (NH,)2SO4. La temperatura de 1100°C se obține -Ca3(PO4)2 pur. Rezultatele sunt comparate cu cele obținute pentru un amestec de hidroxilapatită (Ca/P=1,67) și (NH4)2SO4 din care la 1100°C se obține o structură de -Ca3(PO4)2 conținând ioni sulfat. Astfel, atunci când o apatită deficitară în calciu (1,50 < Ca/P <1,67) este uscată în prezența (NH4)2SO4, produsul obținut la 1100°C este un fosfat de calciu a cărui structură este similară celei a -Ca3(PO4)2.

Fibrele de fosfat de calciu cu rezistență mare, având efecte terapeutice și o configurație corespunzătoare complexelor cerințe ale domeniului terapeutic, au un conținut (CaO·P2O5) > 80% și un raport molar Ca/P de 0,6-1,7. CaCO3 și H3PO4 au fost trase în fire în topitură, la 1390°C, pentru a se obține fire cu rezistență tensionată de 172 kg/mm2, un raport Ca/P = 1,67 și un conținut CaO·P2O5 = 98%. Aceste fibre au fost utilizate pentru umplerea unui defect creat artificial în osul coapsei unui șoarece cobai, punând în evidență creșterea unui nou țesut osos în jurul fibrelor, într-un interval de 3 săptămâni.

Prepararea precursorilor hidroxilapatitici prin metode hidrotermale și tasare centrifugală

În literatura de specialitate se subliniază o serie de metode de obținere a monocristalelor pure de hidroxilapatită, metoda hidrotermală fiind cea mai eficientă în acest sens.

Monocristalele foarte pure de hidroxilapatită au fost preparate printr-un proces în trei etape: prepararea chimică umedă, extracție Soxhlet la 100°C și o recristalizare hidrotermală la 2 kbarri și 430-500°C. Prin analize chimice, difracție de raze X, analiză IR și microscopie electronică, după fiecare etapă, au fost determinate compoziția și proprietățile hidroxilapatitei. Prin acest procedeu pot fi produse monocristale stoechiometrice foarte pure, având o lungime mai mică sau egală cu 3,5 mm.

Hidroxilapatita fin divizată, conținând Ca și P într-un raport de 1,65-1,67 este modelată, uscată și încălzită la 400-1050°C, la o presiune de 100-3000 kg/ cm2, pentru a forma hidroxilapatita sinterizată utilizată în confecționarea protezelor osoase și dentare. Astfel, hidroxilapatita fin divizată, având un raport Ca/P = 10/6 a fost modelată sub forma unui produs cilindric (d = 1,2 g/cm3) care a fost menținut la 700°C pentru uscare și a fost tratat termic la 1000°C, sub o presiune de 1500 kg/cm2 timp de 2 h. Rezistența de legătură a produsului obținut a fost de aproximativ 6 kg/mm2.

În scopul obținerii unor forme compacte de hidroxilaptită calcică, cu dimensiune satisfăcătoare și formă impusă, pentru realizarea unui implant de rădăcină a unui dinte artificial, s-a propus o metodă de tasare centrifugală, utilizându-se un tub centrifugal de formă dorită, care a permis obținerea unui produs având forma finală a implantului. Obținerea acestuia este dependentă de:

selectarea raportului Ca/P, a pH-ului și a temperaturii de reacție dorite, în soluții, astfel încât să se mențină aria suprafeței specifice la valori de peste 70 m2/g și dimensiunea aglomeratului la o valoare cât mai mare posibilă;

utilizarea unor tuburi centrifugale având o afinitate cât mai mică față de particulele de hidroxilapatită calcică;

aplicarea unei viteze de revoluție cât mai adecvate și a unei forțe centrifuge necesare realizării compactării uniforme a particulelor;

viteză redusă de uscare pentru evitarea compactării rapide și neregulate a hidroxilapatitei calcice segregate.

Densitatea relativă a unui eșantion sinterizat, după tratare termică la 1100°C, a fost de 98%.

Procesul de sinteză hidrotermâlă a hidroxilapatitei constă din tratarea hidrotermală a unui material de bază, cum ar fi o substanță de natură organică, având un schelet de carbonat, cu un amestec apos conținând (NH4)2HPO4. Proprietățile produsului rezultat pot fi îmbunătățite prin adăugarea ionilor F– în amestecul de reacție, pentru a compensa prezența ionilor Mg2+ și pentru a contrabalansa efectul acestora asupra concentrației defectelor în material.

Produsul poate fi compactat cu un liant, pentru a se obține implanturile osoase. Particulele mari din materialul de bază au fost separate prin examinare optică și au fost spălate cu apă distilată. Pentru a determina cantitatea de ioni de Mg2+ prezentă, s-a utilizat analiza prin difracție de raze X, stabilindu-se astfel cantitatea de ioni F– de adăugat, iar pH-ul a fost ajustat la 8,5. Autoclava nu a mai fost complet umplută, admițând dezvoltarea unei presiuni de saturație atunci când aceasta a fost încălzită la temperatura maximă de 250°C, reacția durând aproximativ 24 h, la 200°C. De asemenea, poate fi controlată cristalinitatea și concentrația defectelor printr-o tratare termică ulterioară, la 500°C, respectiv peste temperetură la care are influență prezența carbonatului și peste temperatura necesară creșterii cristalelor. Hidroxilapatita rezultată a fost impregnată cu var stins și apoi prelucrată la forma dorită. Variația temperaturii, presiunii și a potențialului chimic, conduce la formarea whitlockite-ului, -Ca3(PO4)2.

Din cele prezentate mai sus, se poate concluziona faptul că diferitele metode de preparare a structurilor hidroxilapatitice determină obținerea unei mari varietăți de compuși, care diferă între ei prin caracteristicile lor structurale și compoziționale. Această mare varietate de caracteristici va genera, la rândul ei, comportamente diferite, respectiv proprietăți diferite în diferite medii în care acestea urmează să fie introduse, in-vivo și in-vitro.

Alte biomateriale ceramice

Au mai fost studiate și proprietățile altor materiale ceramice, având diferite potențiale de utilizare în domeniul biornaterialelor. Dintre acestea, sunt de menționat: TiO2 (oxidul de titan); BaTiO3 (titanat de bariu); și CaO·Al2O3 (aluminat de calciu).

Oxidul de titan (TiO2) a fost testat ca potențial component al cimenturilor osoase sau ca material rezistent la interfața cu sângele.

Aluminatul de calciu (CaO·Al2O3) poros a fost utilizat pentru a induce creșterea țesutului osos în interiorul porilor săi, având ca rezultat obținerea unei mai bune fixări a implantului. Cu toate acestea, acest material își pierde considerabil rezistența după un anumit timp de existență în condiții in-vivo și in-vitro.

Titanatul de bariu (BaTiO3) cu o suprafață texturată, a fost utilizat pentru obținerea unei fixări mult îmbunătățite a implanturilor osoase în organismele vii. Acest material este piezoelectric, atunci când este obținut în urma unui proces de polarizare. Pe baza acestei proprietăți, aplicarea unor sarcini mecanice mari pe implant generează semnale electrice care sunt capabile să stimuleze însănătoșirea și creșterea osului. Sarcini mecanice de acest tip apar pe parcursul utilizării implanturilor de membre (brațe și picioare). Ca o alternativă la acest comportament, implantul poate fi expus ultrasunetelor pentru a genera semnalele electrice necesare.

[NUME_REDACTAT] poate fi obținut în diferite forme alotropice: diamant cristalin, grafit, carbon vitros noncristalin și carbon pirolitic cvasi-cristalin. Dintre aceste forme, numai carbonul pirolitic este utilizat pe scară largă pentru fabricarea implanturilor, acesta fiind utilizat, în mod normal, ca material de acoperire superficială. Este posibilă și acoperirea cu diamant a unor suprafețe de implant. Această tehnică are potențialul de a revoluționa modalitățile de prelucrare a elementelor și dispozitivelor medicale, nefiind încă accesibilă pe scară largă din considerente economice legate de costul său foarte ridicat [175],

Structura carbonului

Structura cristalină a carbonului utilizat în implantologie este similară structurii grafitului. Aranjamentele planare hexagonale sunt formate prin puternice legături covalente, în care unul dintre electronii de valență ai fiecărui atom de carbon este liber să se miște, aceasta având ca rezultat o conductibilitate electrică mare dar anizotropică. Legăturile formate între straturi sunt mai puternice decât forțele de legătură van der Waals, fiind presupusă existența între acestea a unor legături încrucișate. Această ipoteză este confirmată și de faptul că remarcabila proprietate de lubrefiere a grafitului nu poate fi realizată până nu sunt eliminate aceste legături încrucișate.

Se presupune că probele de carbon slab cristalizate conțin atomi neasociați sau neorientați. Straturile hexagonale nu sunt perfect aranjate. Puternicele legături din interiorul straturilor și legăturile mai slabe dintre acestea fac ca proprietățile cristalitelor individuale să fie puternic anizotrope. Dacă cristalitete sunt dispersate aleator, agregatul devine izotropic.

Proprietățile carbonului

Proprietățile mecanice ale carbonului pirolitic sunt puternic dependente de densitatea acestuia. Obținerea unor proprietăți mecanice corespunzătoare este legată direct de creșterea densității, fapt care demonstrează că proprietățile mecanice depind în cea mai mare măsură, de structura agregată a materialului.

Grafitul și carbonul vitros au o rezistență mecanică mult mai mică decât carbonul pirolitic. Tabelul 5-4 pune în evidență, comparativ, proprietățile mecanice ale diferitelor tipuri de carbon.

Tabelul 5-4 – Proprietățile mecanice ale diferitelor tipuri de carbon.

Carbonul pirolitic este un carbon aliat cu 1% (procente de greutate) Si având denumirea comercială de Pyrolite.

Se poate observa că modulul de elasticitate al diferitelor tipuri de carbon are o valoare aproape similară. Rezistența la compresiune a carbonului pirolitic este însă mult mai mare, în comparație cu cea a grafitului sau a carbonului vitros. Aceasta se datorește ponderii mai reduse a carbonului neasociat în agregat.

Pentru confecționarea implanturilor, s-a realizat un carbon compozit ranforsat cu fibre de carbon. Acest material compozit s-a dovedit a fi puternic anizotropic. Densitatea acestuia are valori cuprinse în domeniul 1,4-1,45 g/cm3, având o porozitate de 35-38%.

Carbonul manifestă o excelentă compatibilitate cu țesuturile vii. În particular, compatibilitatea sa cu sângele a făcut ca valvele cardiace și vasele sangvine confecționate din biomateriale acoperite cu carbon pirolitic să fie acceptate și utilizate pe scară largă în chirurgia cardio-vasculară.

Carbonul pirolitic poate fi depus pe un implant dintr-un gaz hidrocarbonat, într-un strat fluidizat, la o temperatură și presiune controlată.

Anizotropia, densitatea, dimensiunile cristalitelor și structura carbonului depus, pot fi controlate prin temperatură, compoziția gazului de fluidizare, geometria patului fluidizat și viteza moleculelor de gaz în stratul fluidizat.

Se impune controlul riguros al microstructurii carbonului depus, având în vedere că unele creșteri necontrolate, asociate cu procese de cristalizare nedesăvârșite, pot avea ca rezultat obținerea unui material cu proprietăți necorespunzătoare.

De asemenea, este posibilă introducerea în gazul de fluidizare a unor elemente variate și co-depunerea acestora simultan cu carbonul. De obicei, pentru a mări duritatea depunerii, în aplicații necesitând o rezistență mare la abraziune (ex.: discurile valvelor cardiace), simultan cu carbonul se depune și SiO2, în proporție de 10-20% gravimetrice.

Recent, s-au obținut rezultate pozitive prin depunerea carbonului pirolitic pe suprafața implanturilor de vase sangvine confecționate din polimeri. Acest carbon se numește carbon izotropic de temperatură ultra-scăzută. Depunerea de carbon este suficient de subțire pentru a nu interfera cu flexibilitatea grefelor, manifestând totuși o excelentă compatibilitate cu sângele.

Carbonul vitros se obține prin piroliza controlată a polimerilor (fenol- formaldehidă, celuloză și poliacrilonitril), la temperatură mare, într-un mediu atent controlat. Acest procedeu este deosebit de util pentru realizarea fibrelor de carbon care pot fi utilizate ca atare sau ca elemente componente ale compozitelor.

Deteriorarea ceramicilor

Este important de știut dacă ceramicile inerte, de tipul Al2O3, suferă un puternic proces de oboseală statică sau dinamică. S-a dovedit faptul că peste nivelul de tensionare critic, rezistența la oboseală a materialelor de acest tip se reduce, în prezența apei. Acest fapt se datorește creșterii întârziate a fisurilor, accelerată de prezența moleculelor de apă.

Prezența unor cantități infime de apă pe suprafața deteriorată reduce mult rezistența mecanică a implantului.

Prezența unor mici cantități de SiO2 favorizează penetrarea moleculelor de apă în fisuri, ceea ce este în detrimentul rezistenței mecanice a biomaterialului.

Apa are același efect și asupra celorlalte ceramici care conțin impurități ce pot acționa ca surse de inițiere și creștere a fisurilor, în condiții de tensionare mecanică.

Studiul comportării la oboseală a fibrelor de carbon pirolitic depuse pe un substrat confecționat din oțel inoxidabil, a pus în evidență faptul că filmul nu se deteriorează până când substratul nu suferă o deformare plastică. Ca urmare, oboseala ansamblului implantului este raportată la substrat.

Compozite utilizate ca biomateriale

Materialele compozite sunt acele materiale care conțin două sau mai multe materiale sau faze constituente, la scară dimensională microscopică sau macroscopică [177-181].

In consecință, materialele plastice ranforsate cu fibre de sticlă sau cu alte materiale, precum și țesutul osos viu, sunt considerate a fi materiale compozite. în schimb, aliaje cum ar fi alama sau metale cum ar fi oțelul cu conținut de carturi nu sunt considerate a fi materiale compozite.

Termenul oe compozite este, de obicei, rezervat acelor materiale în care fazele distincte sunt separate la o scară mai mare decât cea atomică și în care unele proprietăți, cum ar fi modulul de elasticitate, sunt alterate fn mod semnificativ în comparație cu cele ale materialului omogen.

Materialele biologice naturale tind să fie materiale compozite. Compozitele naturale includ osul, lemnul, dentina, cartilajele și pielea. De cele mai multe ori, compozitele naturale manifestă structuri ierarhizate în care caracteristicile structurale particulate, poroase sau fibroase sunt observate la diferite microscări.

Structura materialelor compozite

Proprietățile materialelor compozite depind într-o foarte mare măsură de structură, ca și în cazul materialelor omogene. Compozitele diferă prin faptul că se poate exercita un control considerabil, de-a lungul unui domeniu extrem de larg de structuri și, implicit, de proprietăți dorite.

În particular, proprietățile unui material compozit depind de forma neomogenităților, de fracția volumetrică ocupată de acestea și de interfața dintre constituenți.

Forma neomogenităților într-un material compozit poate fi clasificată după diferite criterii. Principalele categorii de forme ale incluziunilor sunt:

particulele, fără o dimensiune preferențială de creștere;

fibrele, fără o dimensiune preferențială de creștere;

plăcuțele sau lamelele, cu două dimensiuni de creștere preferențială.

Dimensiunile și formele incluziunilor pot varia în interiorul fiecăreia dintre categoriile prezentate mai sus.De exemplu, incluziunile particulate pot fi sferice, elipsoidale, poliedrice sau neregulate.

Solidele celulare sunt acele solide în care incluziunile sunt goluri, umplute cu aer sau lichid. în contextul biomaterialelor, este necesar să se facă distincția celulelor de acest tip, care sunt structurale, de celulele biologice, care apar doar în organismele vii. [NUME_REDACTAT] 6-1 sunt prezentate câteva tipuri de solide celulare.

Proprietățile mecanice ale compozitelor

În contextul proprietăților mecanice, compozitele bifazice pot fi clasificate în funcție de microstructura lor. Incluziunile din interiorul matricii pot fi particule, fibre sau plăcuțe. Dacă incluziunile sau matricea constau din aer sau lichid, materialul este un solid celular sau o spumă. în fiecare dintre tipurile structurale prezentate mai sus, se poate face distincția între o orientare aleatoare și o orientare preferențială. Utilizarea materialelor compozite este motivată de faptul că acestea pot furniza proprietăți mult mai dezirabile decât materialele omogene.

Proprietățile mecanice ale multor materiale compozite depind de structura acestora într-un mod complex, cu toate că, pentru unele structuri, prezicerea proprietăților rezultante este destul de simplu de făcut. Cele mai simple structuri compozite sunt modelele idealizate Voigt și Reuss, prezentate în Figura 6-2. Ariile luminoase și întunecate din aceste diagrame reprezintă diferiții constituenți din materialele compozite. În contrast cu majoritatea materialelor compozite, pentru structurile Voigt și Reuss este foarte simplă calcularea rigidității acestora.

Rigiditatea se poate calcula cunoscând modulul lui Young pentru fiecare component al materialului compozit și fracția volumetrică a fiecăruia în acesta.

Figura 6-1 – Tipuri de solide celulare.

Rigiditatea modelului Reuss este mult diferită de cea a modelului Voigt. Cu toate acestea, modelul laminat Reuss este identic cu modelul laminat Voigt, cu excepția rotației în raport cu direcția de aplicare a sarcinii mecanice. De aceea, rigiditatea modelelor laminate este anizotropică, depinzând de direcția de aplicare a forței și de direcția în care s-a făcut laminarea în interiorul materialului compozit.

Figura 6-2 – Modela compozite Voigt (a-laminare; b-fibroase) și Reuss (c), în care, cu săgeți sunt prezentate forțele tensionanfe.

Anizotropia este caracteristica principală a materialelor compozite.

în care, Ckl este tensorul modulului de elasticitate, având 3" = 81 de elemente cu ajutorul acestor tensori pot fi descrise diferite tipuri de structuri cristaline și compozite.

Calculele efectuate au pus în evidență faptul că, pentru a obține un material compozit izotrop, cu o mare rigiditate, incluziunile trebuie să fie constituite fie din plăcuțe rigide, fie din fibre. Cea mai puțin recomandată geometrie pentru realizarea unor incluziuni rigide este cea a particulelor sferice, chiar dacă acestea sunt perfect rigide.

În cazul în care incluziunile sunt mult mai moi decât matricea, forma sferică a acestora este mult mai recomandată decât cea de plăcuțe. Incluziunile moi sub formă de plăcuțe vor genera nu numai un material compozit moale dar și puțin rezistent din punct de vedere mecanic, acestea fiind surse de inițiere a crăpăturilor în materialul compozit supus unor sarcini mecanice. Incluziunile sferice moi sunt introduse intenționat, ca inhibitori ai formării crăpăturilor, pentru mărirea rezistenței polimerilor de tipul polistirenului de mare impact.

Compozitele anizotrope sunt mult mai rezistente și mai rigide decât cele izotrope. Proprietățile pe o direcție sunt îmbunătățite pe seama diminuării acestora pe celelalte direcții.

De aceea, se recomandă utilizarea materialelor compozite anizotrope numai dacă este cunoscută dinainte direcția de aplicare a sarcinii mecanice. În materialele anizotrope, relația dintre tensiune, s și sarcina ek, este data de forma tensorială a legii lui Hooke.

Rezistența materialelor compozite depinde de fragilitatea și ductilitatea incluziunilor și a matricii. în compozitele fibroase, deteriorarea se poate datora ruperii fibrelor, crăpării matricii sau desprinderii fibrelor din matrice în timp ce compozitele fibroase unidirecționale pot fi realizate astfel încât să fie foarte rezistente pe direcție longitudinală, acestea sunt mai puțin rezistente decât însăși matricea atunci când sunt tensionate transversal, datorită concentrării tensiunii in jurul fibrelor în rnulte aplicații sunt utilizate compozitele cu fibre scurte Acestea nu sunt tot atât de rezistente ca cele cu fibre lungi dar pot fi obținute cu ușurință prin injecție sau polimerizare in-situ. Alegerea unei lungimi optime a fibrelor poate avea ca rezultat îmbunătățirea rezistenței mecanice a materialului compozit.

Aplicații ale materialelor compozite în implantologie

Materialele compozite oferă o mare varietate de avantaje, în comparație cu materialele omogene.

În contextul biomaterialelor, este important ca fiecare constituent al materialului compozit să fie biocompatibil iar interfața dintre constituenți să nu fie degradată de mediul din organismul în care s-a făcut implantarea.

Compozitele utilizate în mod curent în aplicațiile biomaterialelor includ:

compozite pentru umpluturi dentare;

cement osos din metilmetacrilat sau polietilenă cu greutate moleculară foarte mare, ranforsat cu particule osoase sau fibre de carbon;

implanturi ortopedice cu suprafață poroasă.

Mai mult, cauciucul utilizat pentru catetere și mănușile din cauciuc este, de cele mai multe ori, umplut cu particule foarte fine de silice pentru a mări duritatea și rezistența cauciucului.

Compozite pentru umpluturi dentare

În timp ce materiale cum ar fi amalganul de argint sau aurul sunt utilizate în mod curent pentru restaurarea dinților posteriori, acestea nu sunt considerate dezirabile în restaurările dinților anteriori, din motive estetice. Pentru restaurarea dinților anteriori s-au folosit rășinile acrilice și cimenturile silicatice dar, acestea nu au avut o durată mare de viață, în condițiile de exploatare, datorită proprietăților lor mecanice necorespunzătoare

Rășinile dentare compozite au înlocuit complet aceste materiale, fiind utilizate pe scară largă, atât pentru restaurarea dinților posteriori cât și pentru cei anteriori.

Rășinile compozite constau dintr-o matrice polimerică și incluziuni anorganice rigide. în general, particulele au o formă unghiulară.

Incluziunile anorganice conferă materialului o rigiditate relativ mare și o mare rezistență la uzură. Mai mult, prin translucența și indicele lor de refracție similar emailului dentar, aceste materiale compozite sunt acceptabile și din punct de vedere cosmetic.

Incluziunile anorganice tipice sunt sticla de bariu sau silicea (cuarțul sau silicea coloidală). Matricea constă din BIS-GMA, respectiv un produs al reacției de adiție dintre bis(4-hidroxifenol), dimetilmetan și glicidil-metacrilat.

Având în vedere faptul că materialul este amestecat și plasat în cavitatea pregătită pentru a polimeriza, vîscozitatea sa trebuie să fie suficient de mică și polimerizarea trebuie controlată. Pentru a micșora vîscozitatea materialului se folosesc lichide cu vîscozitate mică, cum ar fi trietilen glicol dimetacrilat-ul. Pentru a preveni polimerizarea prematură se folosesc inhibitori de tipul 8HT (trioxitoluen butilat sau 2,4,6-tri-tert-butilfenol). Polimerizarea poate fi inițiată cu ajutorul unui inițiator termochimic, cum ar fi peroxidul de benzoil, sau fotochimic, cum ar fi benzoin alchil eter-ul, care generează radicali liberi atunci când este expus luminii ultraviolete generate de o lampă utilizată de stomatolog.

[NUME_REDACTAT] 6-1 sunt prezentate compozițiile și rezistențele la forfecare ale câtorva rășini dentare compozite, accesibile din punct de vedere comercial.

Din punctul de vedere al obținerii unei densități mai mari a fazei anorganice de umplutură, un procent gravimetric de 77% umplutură' corespunde unui procent volumetric de aproximativ 55%.

[NUME_REDACTAT] 6-2 sunt prezentate proprietățile mecanice și fizice tipice rășinilor compozite dentare cu aproximativ 55% procente volumetrice de umplutură.

Tabelul 6-1 – Compoziția și modulul de forfecare al compozitelor dentare.

Tabelul 6-2 – Proprietățile tipice ale compozitelor dentare.

Ca și în cazul altor materiale dentare, coeficientul de dilatare termică al acestor materiale este mai mare decât cel al structurii dintelui. Se consideră că această diferență contribuie la legarea salivei, bacteriilor și a altor elemente, la marginile interfeței. Utilizarea silicei coloidale în așa-numitele compozite „microumplute" permite lustruirea (polizarea) acestor rășini, reducându- se astfel uzura și acumularea tartrului dentar la suprafața acestora. Totuși, este dificil de realizat acest lucru cu o fracțiune mare de umplutură, având în vedere că trebuie contracarată tendința de mărire a viscozității pastei nepolimerizate. O vîscozitate excesiv de mare este deosebit de problematică, nepermițându-i dentistului să introducă în mod adecvat pasta în cavitatea pregătită. In aceste condiții, materialul va umple într-un mod mai puțin eficient crevasele, în cazul unor aplicații implicând numai restaurarea unor părți deteriorate ale dinților.

Toate materialele compozite curg, într-o măsură mai mare sau mai mică.

Tăria acestor materiale se modifica cu un factor variind de la 2,5 la 4, în funcție de tipul de material, într-o perioadă cuprinsă între 10 secunde și 3 ore, în condițiile aplicării unei sarcini uniforme, continue. Curgerea poate avea ca rezultat edentarea restaurări, problema cea mai mare fiind însă legată de uzura acesteia.

Rășinile dentare compozite sunt utilizate ca materiale restaurative atât pentru dinții posteriori cât și pentru cei anteriori. Domeniul lor de utilizare tinde să se extindă, pe măsură ce se realizează compoziții îmbunătățite, înlocuindu-se umpluturile din amalgam argint-mercur care manifestă o mare toxicitate la utilizarea pe lungă durată.

Implanturile poroase

Implanturile poroase permit creșterea țesuturilor vii în interiorul acestora. Această creștere este considerată dezirabilă în multe contexte, permițând o mai bună ancorare relativ permanentă a implantului de țesuturile adiacente. în cazul implanturilor poroase, trebuie luate în considerare două tipuri de compozite:

implantul în sine, înainte de creștere, când porii acestuia sunt umpluți cu fluidele de țesut, acest lucru neavând, în mod obișnuit, consecințe mecanice;

implantul umplut cu țesut.

În cazul implantului înainte de creștere, trebuie recunoscut faptul că tăria și rezistența solidului poros este mult mai redusă decât cea corespunzătoare solidului din care acesta derivă.

Pe suprafața implanturilor osoase compatibile se aplică straturi poroase, pentru a încuraja creșterea osoasă în interiorul acestora. Dimensiunea porilor unui solid celular nu are influență asupra tăriei sau rezistenței acestuia, deși influențează durabilitatea lui, dar această dimensiune poate avea o importanță biologică deosebită. în mod specific, în implanturile ortopedice cu pori mai mari de aproximativ 150 m, se produce creșterea osoasă în interiorul porilor, acest lucru fiind deosebit de important în ancorarea implantului.

Această dimensiune minimă a porilor are același ordin de mărime cu diametrul osteonilor în osul Haversian normal. S-a observat experimental faptul că porii cu dimensiuni mai mici de 75m nu permit creșterea osului în interiorul lor. Mai mult, a fost dificilă menținerea unor osteoni complet viabili în interiorul unor pori având dimensiunile cuprinse în domeniul 75-150 |iim.

De asemenea, acoperirile poroase sunt studiate pentru utilizarea lor în ancorarea rădăcinilor artificiale ale implanturilor dentare, de maxilarul sau mandibula adiacentă acestora.

La implantarea unui material poros în os, porii sunt mai întâi umpluți cu sânge, cheguri, apoi cu celule mezenchimale osteogenice, și, în final, după circa 4 săptămâni, cu trabecule osoase. Osul crescut în interiorul porilor se remodeleză apoi, ca răspuns la tensionările mecanice la. care este supus.

Procesul de creștere osoasă în interiorul porilor depinde de gradul de stabilitate mecanică din etapele primare ale acestuia.

Dacă se produce prea multă mișcare, țesutul care crește în interiorul porilor nu este un țesut osos tipic ci un țesut colagenos indezirabil.

Materialele poroase utilizate în aplicații ale țesuturilor moi includ poliuretanul, poliimidele și poliesterul stratificat, utilizate în dispozitivele cutanare. Colagenul poros reconstituit a fost utilizat pentru pielea artificială iar pentru ligamentele artificiale s-a utilizat polipropilena împletită. Ca și în cazul implanturilor osoase, porozitatea favorizează creșterea țesutului în interiorul acestora, ceea ce are ca efect o bună ancorare a dispozitivului de țesutul adiacent. în general, însănătoșirea și răspunsul țesutului la introducerea unui implant poros în organism parcurge, ca proces, mai multe etape secvențiale.

Nu trebuie pierdut din vedere faptul că materialele poroase se caracterizează printr-un raport mare între aria superficială și volum. în consecință, cerințele referitoare la inerția și biocompatibilițațea materialelor poroase sunt mult mai mari decât cele refentoare la materialele omogene.

Creșterea țesutului în interiorul porilor unui implant nu este întotdeauna dezirabilă.

Astfel, în implanturile spongioase confecționate din alcool polivinilic, utilizate în primii ani ai chirurgiei estetice pentru mărirea sânilor, s-a produs un proces de creștere a țesutului fibros, acest lucru având ca rezultat o contractare și o calcifiere a țesutului, respectiv formarea unor sâni duri și calcifiați. Impiantologia mamară actuală utiiizează o membrană din cauciuc siliconic neporos, de forma unui balon, care conține în interior gel sau ulei siliconic. Pe suprafața posterioară a implantului se atașează un strat poros de poliester astfel încât creșterea limitată a țesutului va ancora implantul de peretele cutiei toracice dar va fi prevenită migrarea procesului de creștere și spre alte zone ale implantului.

Dispozitivele poroase de înlocuire a vaselor sangvine favorizează creșterea țesutului moale în interiorul acestora, formându-se o nouă suprafață interioară de contact cu sângele. Acesta este un ait exemplu care subliniază rolul primordial biologic al materialelor poroase, în contrast cu rolul lor mecanic. Este știut faptul că un material aflat în contact cu sângele nu trebuie să fie trombogenic.

Rolul noii suprafețe formate în interiorul dispozitivelor poroase de înlocuire a vaselor sangvine este acela de a acționa ca o suprafață non-trombogenică naturală, asemănătoare celei din vasele sangvine originale, sănătoase

Materialele poroase sunt produse printr-o mare varietate de procedee. Astfel, suprafețele compatibile cu țesutul osos sunt obținute prin sinterizarea particulelor sferice sau a firelor. Implanturile vasculare sau pentru țesuturile moi sunt obținute prin împletirea firelor sau prin diferite metode de compactare. Spumele protectoare pentru uz extern sunt produse, în mod obișnuit, prin utilizarea unui agent de "umflare" care este un agent chimic capabil să pună în libertate un gaz, pe parcursul polimerizării spumei. O metodă interesantă de obținere a materialelor microporoase este aceea de replicare a structurilor găsite în materialele biologice, respectiv procesul de realizare a solidelor celulare utilizând ca model materialele biologice. Rațiunea utilizării acestei metode este aceea că structura unică de pori comunicativi este în măsură să ofere o serie de avantaje în inducerea creșterii în interiorul acestora a țesutului propriu organismului viu. Astfel, structura scheletică a coralilor sau a echinodermelor este replicată în metale și polimeri, printr-un proces de turnare. Această metodă a fost încercată atât pentru obținerea protezelor vasculare și traheice, cât și pentru obținerea substituenților osoși.

Compozite fibroase și particulate utilizate în implanturile ortopedice

Rațiunea de a încorpora incluziuni rigide într-o matrice polimerică este aceea de a mări rigiditatea, rezistența, fiabilitatea (rezistența la uzură) și alte proprietăți ale acesteia. Din acest motiv, au fost incorporate fibre de carbon în polietilena standard de înaltă densitate (UHMWPE), utilizată pentru înlocuirea totală a genunchiului. Prin modificarea polietilenei standard de înaltă densitate se obține o rezistență corespunzătoare la uzură , pentru o durată de utilizare mai mare de 10 ani. Dar, în timp ce această perioadă este suficientă pentru implantările realizate în pacienții mai vârstnici, pentru cei mai tineri este dezirabilă o perioadă mai lungă de utilizare, fără manifestarea uzurii implantului. De asemenea, se dorește și îmbunătățirea rezistenței la curgere a componentului polimeric, având în vedere că o curgere excesivă are ca rezultat, după o durată mai mare de funcționare, eliminarea componentei polimerice din zona de implantare.

[NUME_REDACTAT] 5-3 sunt prezentate proprietățile reprezentative ale polietilenei standard de înaltă densitate, ranforsată cu fibre de carbon.

Tabelul 6-3 -Proprietățile polietilenei standard de înaltă densitate, ranforsată cu fibre de carbon.

Se observă că este fezabilă îmbunătățirea cu un factor de doi a principalelor proprietăți ale materialului inițial, prin ranforsarea sa cu fibre de carbon.

De asemenea, s-a experimentat încorporarea fibrelor în cimentul osos confecționat din polimetilmetacnlat (PMMA). S-au obținut îmbunătățiri semnificative ale proprietăților acestuia. Cu toate acestea, aplicabilitatea acestui material nu este acceptabilă deoarece fibrele măresc, în același timp, vîscozitatea materialului nepolimerizat. în consecință, este dificilă obținerea și formarea cimentului polimerizabil, pe parcursul procedurii chirurgicale. Pentru a ranforsa cimentul din polimetiimetacrilat utilizat în chirurgia de stabilizare spinală, s-au utilizat ca „fibre” macroscopice fire metalice dar, aceste fire nu sunt utilizabile în cazul înlocuirilor de articulații datorită spațiilor limitate aflate la dispoziție pe pozițiile de implantare.

Pentru a îmbunătăți proprietățile cimenturilor osoase, s-au utilizat și ranforsările cu particule (particulate). De exemplu, includerea unor particule osoase în cimentul din metilmetacrilat a îmbunătățit rigiditatea acestuia și a mărit considerabil rezistența sa la oboseală. Mai mult, particulele osoase de la interfața cu țesutul osos al pacientului au fost, în ultimă instanță resorbite și înlocuite cu un țesut osos nou, crescut în interiorul implantului.

Bibliografie

BARKER, R., [NUME_REDACTAT] of [NUME_REDACTAT], Prentice-Hall, Inc., [NUME_REDACTAT], N.J., 1971.

BLACK, J., [NUME_REDACTAT] of Materials, [NUME_REDACTAT], [NUME_REDACTAT], 1981.

COWIN, S.C. (ed.), [NUME_REDACTAT] of Bone, [NUME_REDACTAT] of [NUME_REDACTAT], [NUME_REDACTAT], 1981.

CURRY, J.D., [NUME_REDACTAT] of Bone, [NUME_REDACTAT] Press, Princeton, N.J., 1984.

LAKES, R.S., „Properties of Bone ond Teeth", in Encyclopedia of [NUME_REDACTAT] and Instrumentation, i.G.Webster (ed.), J. Wiley and Sons, [NUME_REDACTAT], 501 -512,1988.

URIST, M.R. (ed.), Fundamental and [NUME_REDACTAT] Physiology, J.B.[NUME_REDACTAT]., Philadelphia, 1980.

WAINWRIGHT, A., W.D. BIGGS, J.D. CURREY, J.M. GOLINE, [NUME_REDACTAT] in Organisms, [NUME_REDACTAT], London, 1976.

HENCH, L.L., RJ.M. SPLINTER, W.CALLEN, T.K. GREENLEE, J. Biomed. Moter. Res. Biomed. Mater. Symp. (2), 117-141,1971.

HENCH, L.L., J. WILSON, Science (226), 630-636,1984.

HENCH, L.L., E.C. ETHRIDGE, Biomateriols: [NUME_REDACTAT] Approach, [NUME_REDACTAT], [NUME_REDACTAT], 1982.

HENCH, L.L., A.E. CLARK, in Biocompatibility of [NUME_REDACTAT], D.F. Williams (ed.), vol.2, cap. 6, CRC Press, [NUME_REDACTAT], Fi., 1982.

HENCH, L.L., H.C. PASCHAU, J. Biomed. Mater. Res. Biomed. Mater. Symp. (4), 25-42,1973.

WILSON, J., G.H. PIGOFT, F.J. SCHOtN, L.L. HENCH, i. [NUME_REDACTAT]. Res. (15), 80S-811,1981.

PIOTROWSKI, G., LI. HENCH, W.C. ALLEN, GJ. MILLER, J. Biomed. Maler. Res. 9 (6), 47-61, 1975.

STANLEY, H.R., L.L. HENCH, R. GOING, C. BENNETT, SJ. CHELLEMI, C. KING, N. 1NGERSOLL, E. ETHRiDGF K. KREUTZIGER, [NUME_REDACTAT]. [NUME_REDACTAT]. [NUME_REDACTAT]., (42], 339-356,1976.

MERWIN, G.E., J.S. ATKINS, J. WILSON, L.L. HENCH, Otolaryngology ([NUME_REDACTAT] Surg.) (90), 461 -469, 1982.

STANLEY, H.R., M.B. HALL, F. COLAIZZI, A.E. CLARK, J. Prog. Dent. (58), 607-613, 1987.

MERWIN, G.E., L. ROGERS, J. WILSON, R. MARTIN, Arch. Otolaryngol. (112), 280-284,1986.

BROMER, H., E. PFEIL, H.H. KAS, [NUME_REDACTAT] 2:326 100, 1973.

BLENKE, BA, H. BROMER, K.K DEUTSCHER, J. Biomed. Mater. Res. (12), 307-316, 1978.

GROSS, U.M.,V.STTRUNZ, J. [NUME_REDACTAT]. Res. (14), 607-618, 1980.

GROSS, U., V. STRUNZ, in [NUME_REDACTAT] of Biomaterials, AJ.C. Lee, T. Albrektsson, P.I. Branemarlt (eds.), [NUME_REDACTAT] and Sons, NewYork, 237-244,1980.

KOKUBO, T., M. SHIGEMATSU, Y. NAGASHIMA, M. TASHIRO, T. NAKAMURA, T. YAMAMURO, S. HIGASHI, Bull. Inst. Chem. Res. [NUME_REDACTAT]. (60), 260-288,1982.

HOHLAND, W., J. NAUMANN, W. VOGEL, J. GUMMEL, Z. W1SS, [NUME_REDACTAT] Univ. [NUME_REDACTAT]. Naturoiss. Reihe {32}, 1983.

BOYNE, P J., B.A. SHAPTON, in Transactions of the [NUME_REDACTAT] Meeting of the Society of Biomaterials, Society of Biomaterials, Birmingham, AL, 1978.

KENT, J.R JAMES, I. FINGER, M. JARCHO, J. TAGGART, S. COOK, Paper presented at the [NUME_REDACTAT] [NUME_REDACTAT], Vienna, 1980.

DENISSEN, H.W., K. OEGROOT, P. KAKKES, A. YEN 0ER HOOFF, PJ. KLOPPER, Paper presented at the [NUME_REDACTAT] [NUME_REDACTAT], Vienna, 1980.

OGISO, M., H. KANEDA, J. ARASAKI, K. ISHIDA, M. SHIOTA, T. MITSUWA, T. TABATA, Y. YAMAZAKI. T. HIDAKA, Trans. Soc. Biomater. (4), 1981.

BARTH, E., Biomaterials(7), 273-276, 1986.

CONTOLI, S., A. KRAJEWSKI, A. RAVAGLIOLI, in Ceramics in Surgery, P. Vincenzini (ed.), Elsevier/ Norlh-Hoiland, Amsterdam, 187-197,1983.

HENNIG, W., BA BLENCKE, H. BROMER, K.K. DEUTSCHER, A. GROSS, W. EGE, J. Biomed. Mater. Res. (13), 89-99,1983.

RAVEH,J., H. STICH, P. SCHAWALDER, C. RUCHTI, H. COTTIER, [NUME_REDACTAT]. (94), 371-384,1982.

RECK, R., Clin. Otolaryngol. (6), 63-65,1981.

GROSS,U., J. BRANDES, V. STRUNZ, 1.8AB, J. SELA, J. Biomed. Mater. Res. (15), 291-305,1981.

PONTANO, C. G., D.E. CLARK, L.L. HENCH, Corrosion of Glass. [NUME_REDACTAT] Industry., [NUME_REDACTAT], NY, 1979.

HENCH, LL, D.t. CLARK, J. Non-Crysl. Solids 28 (1), 83-105,19/8

HFNCH, IL., J Phyv (Paris) Colloq. 13 (Suppl. 12), 625-636,1982.

OGINO, M, F. OHIJCHI, L.L. HENCH, J. Biomed. Maler. Res. (14), 55 64,! 980.

GREENSPAN, D. C, 11 HENCH, J. Biomed. Maler. Res. (10), 161,1976.

HENCH, LL., M. WALKER, U.S. Palenl 4 171 544.

SEITZ, T.L., K.D. NOONAN, LL. HENCH, N.E. NOONAN, J. Biomed. Mater. Res. 16(3), 195-207, 1982.

4fl. CARLISLE, E., in Biochemistry of Silicon, [NUME_REDACTAT] Symposium (121), [NUME_REDACTAT] and Sons, [NUME_REDACTAT], NY, 1986.

WILLIAMS, R. S.P., in Biochemistry of Silicon, [NUME_REDACTAT] Symposium (121), [NUME_REDACTAT] and Sons, HewYork, NY, 1986.

DE GROOT, K, in Biocompalibility of Clinica! [NUME_REDACTAT], D.F. Williams (ed.), vol.1, CRC Press, [NUME_REDACTAT], FL, 1981.

JARCHO,M., Clin. Orthop. Relat. Res. (157), 259-277, 1981.

DUCHEYNE, P., S. BROWN, N. BLUMENTHAL, L. HENCH, A. KRAJEWSKI, G. PAIAVIT, A. RAVAGUOll, S. STEINEMAN, S. WINDELER, in Annals of the [NUME_REDACTAT] Academy of Sciences, vol. 523, [NUME_REDACTAT] and Jcck E. Lemons (eds.), [NUME_REDACTAT] [NUME_REDACTAT] of Sciences, [NUME_REDACTAT], NY, 257-261,1988.

B0YAN, B., E. SCHEPERS, T. YAMAMURO, J. WILSON, U. GROSS, R. RECK, P.VAST, D. STEELIK, J.R. TSAI, A. YAIAAGAMI, T. KITSUGI, in Annals of the [NUME_REDACTAT] Academy of Sciences, vol. 523, [NUME_REDACTAT] and Jack E. Lemons (eds.), [NUME_REDACTAT] [NUME_REDACTAT] of Sciences, [NUME_REDACTAT], NY, 262-267,1988.

LEGEROS, R.Z., J.R. PARSONS, S.T. LIU, S. METSGER, D. PETERSON, M. WALKER, in Annals of the [NUME_REDACTAT] Academy of Sciences, vol. 523, [NUME_REDACTAT] and Jack E. Lemons (eds ), [NUME_REDACTAT] [NUME_REDACTAT] of Sciences, [NUME_REDACTAT], NY, 268-271,1988.

BECHTOL, CO., A.B. FERGUSON, P.G LAING, Metals and Engineering in Bone and [NUME_REDACTAT], Balliere, [NUME_REDACTAT], London, 1959.

DUMBLEION, J.H., J. BLACK, [NUME_REDACTAT] to [NUME_REDACTAT], cap.9, Charles C. Thomas, Springfield, IL, 1975.

WILLIAMS, D. E., R. ROAF, Implants in Surgery, cap. 6 și 8, W.B. [NUME_REDACTAT]., Philadelphia, 1973.

GREENER, E.H.,J.K.HARCOURT, E.P.LAUTENSCHUGER, [NUME_REDACTAT] in Dentistry, Williams andWilkins, Baltimore, 1972.

HARRIS, B., A.R. BUNSELL, Structure and Properties of [NUME_REDACTAT], cap. 7-9, Longmans, London, 1977.

LEVINE, S.N. (ed.), Materials in [NUME_REDACTAT], Annals of the [NUME_REDACTAT] Academy of Sciences, vol 146,1968.

VAN VLACK, L.H., [NUME_REDACTAT] for Engineers, cap. 6 si 22, [NUME_REDACTAT]. Co., Reading, Mass., 1970.

PUCKERING, F.B.(ed-), [NUME_REDACTAT] Evolution of [NUME_REDACTAT], cop. 1, [NUME_REDACTAT] for Metals and the [NUME_REDACTAT], [NUME_REDACTAT], Ohio, 19/9.

DUER1NG, T.W., K.N. MELTON, [). STOCKEL, C M. WAYMAN (eds.), [NUME_REDACTAT] of [NUME_REDACTAT] Alloys, Butterworths-Heinemann, London, 1990.

PERKINS, J.(ed.), [NUME_REDACTAT] Effects in Alloys, [NUME_REDACTAT], [NUME_REDACTAT], 1975.

SHREIE, R.R. (ed.), Corrosion, Butterworths, London, 1976.

WEINSTEIN, A., E. HOROWITZ, A.W. RUFF (eds.), Retrieval and Analysis of [NUME_REDACTAT], NBS, III. Department of Commerce, 1977.

DE GROOT (ed.), Bioceramics of [NUME_REDACTAT], CRC Press, [NUME_REDACTAT], Florida, ] 983.

GILMAN,J J., [NUME_REDACTAT] of Ceramics, in Materials (D. Flanagen et al., eds.), W.H. Freeman and Co., [NUME_REDACTAT], 1967.

HASTINGS, W. G., D.F. WILLIAMS (eds.), [NUME_REDACTAT] of Biomateriols, ported 3, J. Wiley oral Sons, [NUME_REDACTAT], 207-274.

HULBERT, S.F., FA YOUNG (eds.), Use of Ceramics in [NUME_REDACTAT], Gordon and Breach, [NUME_REDACTAT], 1978.

HULBERT, S.F., F.A. YOUNG, D.D. MOLEY (eds.), J. Biomed. Mater. Res. Symp., 2,1972.

KAWAHARA, H., M. HIRABAYASHI, T. SHIKITA, J. Biomed. Mater. Res., (14), 597-606, 1980.

KINGERY, W.D., H.K. BOWEN, D.R. UHLAMANN, Introduction to Ceramics, J.Wiley and Sons, [NUME_REDACTAT], 1976.

McCONELL, 0., Apatite: [NUME_REDACTAT] Chemistry, Mineralogy, Utilization, and [NUME_REDACTAT], Springer-Verlag, Berlin, 1973.

McMILLAN, P.W, Glass-Ceramics, [NUME_REDACTAT], [NUME_REDACTAT], 1979.

NORTON, F., Elements of Ceramics, [NUME_REDACTAT]. Co, Reading, Mass., 1974.

NIELSEN, ARNE E, Kinetics of Precipitation, [NUME_REDACTAT], Oxford, 1964.

V/ALTON, ALAN G., [NUME_REDACTAT] and Properties of Precipitates, [NUME_REDACTAT], [NUME_REDACTAT], 1967.

DOREMUS, R.H., J. Phys. Chemistry, 74(7), 1405-1408,1970.

GILMER, G.H., P. BENNEMA, J. Crysl. Growth, 13/14,148 153,1972.

MARKOV, I., D. KASHCHIEV, J. Crysl. Growth, 13/14,131-134,1972.

TOSCHEV, S., A. MILCHEV, S. STOYANOV, J. Cryst. Growth, 13/14, 123-127,1972.

MELIKHOV, I.V., L.B. BERLINER, J. Cryst. Growth, 46,79-84,1979.

VAN LEEUWEN, C., J. Cryst. Growth, 46,96-104,1979.

BENNEMA, P., J.P. VAN DER EERDEN, J. Crysl. Growth, 42,201 -213, 1977.

B0SKEY, A.L., A.S. POSNER, 1. Phys. Chemistry, 80(1), 40-45,1976.

MORENO, E.C., K. VARUGHESE, J. Cryst. Growth, 53, 20-30,1981.

FEENSTRA, I P, P L DE BRUYN, J. Phys. Chemistry, 83(4), 475-479,1979.

EANES, E.O., I.H. GILLESSEN, A.S POSNER, Nature, 5008,365-367,1965.

CHUGMAI, A, R. MARSHALL, G.H. HANCOLLAS, J. Phys. Chemistry, 72(1), 208-211, 1968.

DRIESSENS, F.C.M., R.M.H. VERBEECK, J. Cryst. Growth, 53,55-62, 1981.

BOSKEY, ADELE LUDIN, AARON S. POSNER, J. Phys. Chemistry, 77(19), 2313-2317,1973.

BERRY, E.E., J. Inorg. Nud. Chemistry, 29,317-327, 1967.

BROWM, W.E., LC. CHOW, J. Cryst. Growth, 53, 31 -41, 1981.

KOUTSOtlKOS, P.G., G.H. NANCOLLAS, J. Cryst. Growth, 53,10-19, 1981.

MARSHALL, ROBERIW., GEORGE H. NANCOLLAS, J. Phys. Chemistry, 73(11), 3838-3844,1969.

NANCOLLAS, G.H., B. TOMAZIC, J. Phys. Chemistry, 78(22), 2218-2225, 1974.

DE WITH, G., H.J.A. VAN DIJK, N. HATTU, K. PRIJS, J. Moter. Science, 16, 1592-1598,1981.

JARCHO, M., C.H. BOLEN, M.B.TH0MAS, J. BOBICK, J.F. KAY, J. Moter. Science, 11, 2027-2035,1976.

ARENDS, J., J. SCHUTHOF, W.H. VAN DER LINDEN, P. BENNEMA, J. Cryst. Growth, 46,213-220,1979.

KIRN, JAMES F., HENRY LEIDHEI5ER Jr., J. Cryst. Growth, 2,111-112,1968.

MENGEOT, M., ML. HARVILL, O.R. GILLIAM, J. Cryst. Growth, 19, 199-203,1973.

EYSEL,W., DELLAM. ROY, J. [NUME_REDACTAT], 20,245-250,1973.

JARCHO, M., Ger. Offen. 2 534 504 (Cl. C04B, A61K), 1976.

LERCH, P., A. DEALY, C. FRIEDLI, Collog. Int. C.N.R.S., 230,85-92,1975.

SANTANATOGLIA, O.J., Com. Hac. Energ. At. (Inf.), 426,1976.

BARONE, J.P., G.H. NANCOLLAS, J.[NUME_REDACTAT] Sci., 62(3), 421-431,1977.

SANTANATOGLIA, O J., avail. INIS. From INIS Atomindex, 10(2), 1979.

JARCHO, M., R.L.SALSBURY,M.B.THOMAS, R.H.DQREMUS, J. Mater. Sci., 14(1), 142-150,1979.

JARCHO, M., R. SALSBURY, Ger. Offen. 2 855 368 (CI. C04B 35/00) 1979.

KOMAROV, V.F., V. XIBALCIC, Vestn. Mosk. Univ., Ser. 2: khim., 21(4), 401,1980.

KIBALCIC, V., V.F. KOMAROV, Zh. Neorg. Khim., 25(2) 565-567, 1980.

MISRA DWARIKA, J. Res. Natl. Bur. Stand. (US), 84(5), 395-406,1979.

MITSUBISHI MINING and CEMENT Co., Ltd., Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 80 130 854 (Cl. C04B 35/00), 1980.

BROWN, J.L, Soil. Sci. Soc. Am. J., 45(3), 475-477, 1981.

BROWN, J.L, J. Environ. Qual., 9(4), 641-644,1980.

KOMAROV, V.F., V. KIBALCIC, Deposited doc., VINITI 2680,1980.

MELIKNOV, J.V., V.F. KOMAROV, V. KIBALCIC, Dokl. Akad. Nauk., SSSR, 256(6), 1406-1408,1981.

YOUNG, R.A., D.W. HOLCOMB, Calcif. [NUME_REDACTAT]., 34 (Suppt. 2), 17-32, 1982.

SHIMABAYASHI SABURO, AOYAMA TOSHITAKA, NAKAGAKI MASAYUKI, Chem, Pharm. Bull., 30(11), 1982.

HA JO WOONG, JUNG HYUNG JIN, [NUME_REDACTAT] Chi., 20(1), 55-62,1983.

DE ROOIJ, J.F., J.C. HEUGHEBAERT, G.H. MANCOLLAS, J. [NUME_REDACTAT] Sri., 100(2), 350-358, 1984.

NAKAMURA AKIHIKO, MARUYAMA KENSAKU, NAKAMURA KONJI, Ger. Offen. 3 339 232 (DE) (0. C01B 25/32), 1984.

KIBALCIQV, J.V. MELIKNOV, V.F. KOMAROV, Szk. Fiz. Zastosow. Monokryszt. [NUME_REDACTAT]., [NUME_REDACTAT]. Nauk., 5th (Pub. 1982), 2,155-160,1981.

MITSUBISHI MINING and CEMENT Co., Ltd., Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 80130 854 (Cl. C04B 35/00), 1980.

KOKUBO TADASHI, ITO SETSURO, TASHIRO MEGUMI, [NUME_REDACTAT]-[NUME_REDACTAT] [NUME_REDACTAT] Shorlikai, 37,313-326,1980.

BAUMER, A., R. ARGIOLAS, [NUME_REDACTAT]. Mineral., Monatsh (8), 344-348,1981.

DENISSEN, H.W., K. DE GROOT, P. KLOPPER, A.P. GEHRING, Adv. Biomaler., 2,489-505, 1980.

SHIMABAYASHI SABURO, AOYAMA TOSHITAKA, NAKAGAKI MASAYUKI, Chem. Pharm. Bull., 30(11), 3872-3881,1982.

HA IO WOONG, JUNG HYUNG JIN, [NUME_REDACTAT] Chi, 20(1), 55-62,1983.

DE ROOIJ, J.F., J.C. NEUGHEBAERT, G.N. NANCOLLAS, J. [NUME_REDACTAT] Sci., 100(2), 350-358,1984.

MARRANA, M., J.C. NEUGHEBAERT, G. BONEL, Adv. Biomaler, 5 (Biomater. Biomach. 1983), 445-450, 1984.

KIHARA SEIJI, WATANABE AKIRA, ABE YOSHIHIRO, J. Am. Ceram. Soc, 67(6), Cl 00-C101, 1984.

CHENG PEITAK, Calcif. [NUME_REDACTAT]., 37(1), 91-94,1985.

AOBA TAKAAKI, YOSHIOKA CHIHIRO, YAGITOSHIO, J. [NUME_REDACTAT]. Dent. Sur, 25,35-47, 1985.

HIDEKIINNAMIYOSHIYUKI, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 61 213056(0. A61L 27/00), 1986.

MONMA HIDEKI, [NUME_REDACTAT], 95(8), 1987.

AOKI HIDEKI, AKAO MASARU, TOHO MASAAKI, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 62132 713 (Cl. C01B 25/32), 1987.

ASADA MASAYUKI, OUKAMIKATSUTOSHI, [NUME_REDACTAT], 95(8), 781-784,1987.

TARADA SUSMU, HISADA KAZUO, KAMIYA TAKASHI, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 63 159 207 (Cl. C01B 25/32), 1988.

WHITW, EUGENE W, [NUME_REDACTAT]. Appl EP 278 583 (Cl. A61L 27/00), 1988.

UMEGAKI TAKAO, SHIBA SHIGENOBU, Mem. Fac. Technol. [NUME_REDACTAT]. Univ., 37,3853-3859,1987.

TOGAI HIDEO, LOBAYASHI MASAHIRO, ONO MIKIYA, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP62 69 823 (Cl. D01F 9/08), 1987.

KADOMA HIDEKI TAKASHI, Jpn. [NUME_REDACTAT] KohoJP 62 46 908 (Cl. C01B 25/32), 1987.

SIMONS, B., C. KASPERK, R. EWERS, [NUME_REDACTAT]. OE 3 709 897 (Cl C01B 25/32), 1988.

146.110 YUKARI, TORIYAMA M0T0HIR0, [NUME_REDACTAT] [NUME_REDACTAT] Hokoku, 3795), 128-131,1988.

YAMA5AKI,N., T. KAI, M. NISHIOKA, K. YANAGISAWA, K. I0KU, J. Moler.Sci. Leit., 9(10), 1150-1151, 1990.

KAWAITAKAO, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 02 149 408 (Cl. C01B 25/32), 1990.

WIKROTA LEONARDO LANNA, Braz. Pedido PI BR 89 03 641 (Cl. A61L 27/00), 1990.

SHAREEF, M., P.F.MESSER, R.VAN NO ORT, Br. Ceram. Proc.,45 (Fnbr.Technol.), 59-70,1989.

HATTORITAKEO, IWADATE YASUHIKO, J. Am. Ceram.Soc., 73(6), 1803-1805,1990.

KAZOVA, RA., Zh. BAKBAEVA, M.N. KAZOV, Izv. Akod. Mauk. SSSR, Neorg. Mater., 26(2), 442-444, 1990.

MATSUNO, T., M. KOISHI, [NUME_REDACTAT], 231 -237,1991.

BOSKEY, A.L., M. MA REȘCA, B.O. WIKSTROM, A. HJERPE, Calcif. [NUME_REDACTAT]., 49(6), 389-393, 1991.

THOMAS, SA, Bull. Chem. Soc. Ethiop., 5(1), 11 -20,1991.

FANG Yl, D.K. AGRAWAL, D.M. ROY, R.ROY, J. Mater. Res., 7(2), 490-494,1992.

TANAHASKI, M., K. KAMIYA, T. SUZUKI, H. NASU, J. Mater. Sci. Mater. Med., 3(1), 48-53,1992.

SAIDA KENJI, FUJIWARA SHINJI, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 03 261 612 (Cl. C01B 25/32), 1991.

DA LAS, E., N. KLOURAS, C MANIATIS, Langmuir, 8(3), 1003-1006,1992.

BROWN PAUL WENCIL, J. Am. Ceram. Soc., 75(1), 17-22,1992.

TAKANO, N., K. INA, T. YCSHIMURA, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 05 208 044 (Cl. A61L 27/00), 1993.

KAWAI TAKAO, Jpn. [NUME_REDACTAT] KohoJP 05 176 948 (CI.A61L 2/06), 1993.

TAKAHASHI, Y., T. MATSUKI, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 05 78 109 (Cl. C01B 25/32), 1993.

AGRAWAL, D.K., Y. FANG, D.M. ROY, R. ROY, Mater. Res. Soc. Symp. Proc., 269,231 -236,1992.

FUJISHIRO, Y., H. YABUKI, K. KAWAMURA, T. SATO, J. Chem. Technol. Biotechnol., 57(4), 349-353, 1993.

SUWA, Y., H. BANN0, M. MIZUNO, H. SAITO, J. [NUME_REDACTAT]. Jpn., 101 (June), 659-664, 1993.

TAKAHASHI YUKI0, MATSUKI TAKET0, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 05 78 109 (Cl. C01B 25/32), 1993.

ARSENTLEV, P.A., A.A. EVDOKIMOV, S.A. SMIRNOV, M.R. FILIMONOVA, V.M. TSEKHANIVICH, M. Y. SHENIN, Zh. Neorg. Khim, 37(12), 2649-2652,1992.

SUZUKI, O, M. SAKURAI, M. NAKAMURA, M. KAGAYAMA, K. SUMYA, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 05 70 113(Cl.C01825/32), 1993.

FULMER,M.T., R.I. MARTIN, P.W. BROWN, J. Meter. Sci. Mater. Med., 3(4), 1992.

YAMAMOTO, T., H. MIZUNO, Jpn. [NUME_REDACTAT] Koho JP 04 285 053, (Cl. C04B 35/00), 1992.

ITOH, H., Y. WAKISAKA, Y. OHNUMA, Dent. Mater. J., 13(1), 25-35, 1994.

GILL, R.M., [NUME_REDACTAT] in [NUME_REDACTAT], Butterworths, London, 1972.

BOKROS, J.C., RJ. ARKINS, H.S. SHIM, A.D. HAUBOLD, N.K. AGARWAL, Carbon in [NUME_REDACTAT], in [NUME_REDACTAT] Carbons (M.L Deviney and T.M. Or iGrady, eds.), [NUME_REDACTAT] Society, Washington, D.C., 1976.

ASHBY,M.F.,Metall. Trans., 14A, 1755-1768,1983.

CHRISTENSEN, M., Mechanics of [NUME_REDACTAT], J.Wiley and Sons, [NUME_REDACTAT], 1979.

CRAIG, R., Chemistry, Composition and Properties of [NUME_REDACTAT], in H. Horn (ed.), [NUME_REDACTAT] of [NUME_REDACTAT], W.B. Saunders, Co., Philadelphia, 1981.

GIBSON, U., M.F. ASHBY, [NUME_REDACTAT] of [NUME_REDACTAT] [NUME_REDACTAT], Proc. R. Soc. [NUME_REDACTAT]. A, 382,43-59,1982.

PAPADOGIANIS, Y., D. BOYER, R.S. LAKES, J. Biomed. Mater. Res., 19,85-95, 1985.

SPECTOR, M., M. MILLER, N. BEALS, [NUME_REDACTAT], in Encyclopedia of [NUME_REDACTAT] and Instrumentation, J.G. Webster (ed.), J. Wiley and Sons, [NUME_REDACTAT], 1988