Conducator științific Student As.dr.ing. Adrian Ionuț NICOARĂ Geanina Andreea BUȘCĂ 2020 Universitatea POLITEHNICA din București FACULTATEA DE… [616221]

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

1

Universitatea POLITEHNICA din București
Facultatea de Inginerie Medicală

PROIECT DE DIPLOMĂ

Conducator științific Student: [anonimizat].dr.ing. Adrian Ionuț NICOARĂ Geanina Andreea BUȘCĂ

2020

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

2

PROIECT DE DIPLOMĂ

Materiale pe bază de Hidroxiapatită dopată,
oxid de grafenă și colagen pentru tratarea
defectelor osoase

Student: [anonimizat]: As.dr.ing. Adrian NICOARĂ

București
<iunie -iulie 2020>

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

3

CUPRINS
ABSTRACT ………………………….. ………………………….. ………………………….. ………………………….. ……………… 5
INTRODUCERE ………………………….. ………………………….. ………………………….. ………………………….. ………. 6
1. ASPECTE GENERALE ………………………….. ………………………….. ………………………….. …………………. 6
2. CAUZE ALE APARIȚIEI DEFECTELOR OSOASE ………………………….. ………………………….. …..8
2.1. Osteoporoza ………………………….. ………………………….. ………………………….. ………………………….. …..8
2.3. Cancer osos ………………………….. ………………………….. ………………………….. ………………………….. ….10
2.3. Infecții ca uzate de microorganisme ………………………….. ………………………….. …………………………. 12
3. REPARAREA DEFECTELOR OSOASE ………………………….. ………………………….. ………………….. 13
3.1. Remodelare osoasă ………………………….. ………………………….. ………………………….. …………………… 14
3.2. Grefe osoase ………………………….. ………………………….. ………………………….. ………………………….. ..17
3.2.1. Grefe osoase autogene, alogene și xenogene ………………………….. ………………………….. ………. 17
3.2.2. Materiale aloplastice ………………………….. ………………………….. ………………………….. ………….. 18
3.2.2.1 Materialele metalice ………………………….. ………………………….. ………………………….. ……… 18
3.2.2.2 Materiale ceramice și biosticle ………………………….. ………………………….. ……………………. 20
3.2.2.3 Materiale Compozite de tip ceramică – biopolimer ………………………….. ……………………. 23
CAPITOLUL 1 ………………………….. ………………………….. ………………………….. ………………………….. ……….. 25
1.1 HIDROXIAPATITA ………………………….. ………………………….. ………………………….. …………………… 25
1.1.1 Aspecte generale ………………………….. ………………………….. ………………………….. …………………….. 25
1.1.2 Stuctură ………………………….. ………………………….. ………………………….. ………………………….. …….. 26
1.1.3 Metode de obținere a Hidroxiapatitei ………………………….. ………………………….. …………………….. 27
1.1.3.1 Metode uscate ………………………….. ………………………….. ………………………….. ………………….. 28
1.1.3.2 Metode umede ………………………….. ………………………….. ………………………….. …………………. 28
1.1.3.3 Proc ese la temperaturi ridicate ………………………….. ………………………….. ……………………….. 31
1.1.3.4 Sinteza din surse biologice ………………………….. ………………………….. ………………………….. …31
1.2 HIDROXIAPATITĂ DOPATĂ ………………………….. ………………………….. ………………………….. ……32
1.2.1 Aspecte generale ………………………….. ………………………….. ………………………….. …………………….. 32
1.2.2 Hidroxiapatită dopată cu ioni de Ga3+ ………………………….. ………………………….. …………………… 34
1.2.2 Hidroxiapatită dopată cu ioni Zn2+ ………………………….. ………………………….. ……………………….. 38
1.3 COLAGEN ………………………….. ………………………….. ………………………….. ………………………….. ……… 41
1.4 OXID DE GRAFENĂ (GO) ………………………….. ………………………….. ………………………….. ………….. 46
CAPITOLU L 2 ………………………….. ………………………….. ………………………….. ………………………….. ……….. 50
2.1 STUDIU DE CAZ TEORETIC ………………………….. ………………………….. ………………………….. …….50
2.1.1 HAp nedopat ………………………….. ………………………….. ………………………….. ………………………….. 50

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

4

2.1.2 HAp dopat cu Zn ………………………….. ………………………….. ………………………….. ……………………. 55
2.1.3 HAp do pată cu Ga ………………………….. ………………………….. ………………………….. ………………….. 64
2.1.4 Caracterizarea GO ………………………….. ………………………….. ………………………….. ………………….. 69
2.1.5 Colagen + HAp ………………………….. ………………………….. ………………………….. ………………………. 72
2.2 STUDIU DE CAZ PRACTIC ………………………….. ………………………….. ………………………….. ………. 78
2.2.1 Metode de obținere ………………………….. ………………………….. ………………………….. …………………. 78
2.2.2 Metode de caracterizare ………………………….. ………………………….. ………………………….. …………… 81
2.2.3 Rezultate ………………………….. ………………………….. ………………………….. ………………………….. ……84
2.2.4 Bilanț economic ………………………….. ………………………….. ………………………….. ……………………… 88
CONCLUZII ………………………….. ………………………….. ………………………….. ………………………….. …………… 90
BIBLIOGRAFIE ………………………….. ………………………….. ………………………….. ………………………….. …….. 93

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

5

ABSTRACT

În ultimii ani necesitatea de material ce serveste ca substituent osos a devenit din ce în
ce mai mare . Cauzele apariției de defecte osoase sunt din ce în ce mai frecvente, cazurile de
osteoporoză și cancer osos se întâlnesc din ce în mai des în rândul populației secolului ⅩⅩⅠ.
Cele mai avatajoase din punct de vedere al biocompatibilității cu țesutul osos rămân grefele
osoase autogene, însă dezavantaje precum cantitatea mică de material și stresul chirurgical
suplimentar, fac ca necesitatea descoperiri de material pentru substituție osoasă să fie din ce în
ce mai mare.
În această lucrare se dorește obținerea de materiale pentru corectarea defectelor osoase
cauzate de cancer os os și osteoporoză. Materialele sunt formate din Hidroxiapatită (HAp)
dopată cu ioni de Ga3+ și Zn2+, colagen (Col) și oxid de grafenă (GO). HAp s -a obținut prin
metoda Hidrotermală asistată în câmp de microunde iar GO s -a obținut cu succes, cu ajutorul
metodei Hummer. Pentru a obține structur a 3D finală a materialului se u tilizează o tehnică de
liofilizare.
Cauzele apariției defectelor osoase precum și mate rialele ce servesc ca înlocuitor i ai
țesutului osos sunt descrise pe larg în introducerea lucrării. Proprietățile materialelor
componente sunt descrise în Capitolul 1 și demonstrate în Capitolul 2.
Studiul de caz practic demonstreză propri etățile materialelor nou obținute din cele 3
componente (HAp dopat, Col și GO), utilizând diverse tehnici de caracterizare performante :
Difracție de raze X (XRD), Spectroscopie în infraroșu cu transformată Four ier (FTIR),
Spectroscopie Raman și Spectrometrie de masă cu plasmă cuplată inductiv (ICP -MS). În urma
analizelor s-a demonstrat obținerea de HAp cristalină și de puritate ridicată p ornind de la
metoda Hidrotermală asistată în câmp de microunde.

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

6

INTRODUCERE

1. ASPECTE GENERALE

Biomaterialul este o substanță (alta în afară de medicamente) sau combinație de
substanțe, de origine sintetică sau naturală, care poate fi utilizată pentru o perioadă de timp, în
ansamblu sau ca parte a unui sistem care tratează, mărește sau înlocuiește orice țesut, organ
sau funcție a corpului [1]. Biomaterialele acționează pentru a restabili funcția, repara sau
înlocui țesutul deteriorat prin integrarea cu partea problematică a corpului, pe ntru a crește
speranța de viață . Diversele propriet ăți mecanice, fizice, chimice și structurale ale
biomaterialelor permit utilizarea lor în diferite aplicații, în funcție de biocompatibilitate și
caracteristici [2]. Acestea au căpătat o importanță din ce în ce mai mare datorită apli cabilităț ii
variate în medicină . Cercetările privind dezvoltarea de noi biomateriale sau manipularea
structurii și compoziției biomaterialelor existente s -au concentrat intens pe similitudinea
dintre proprietățile biomateriale lor și a țesutului uman natural [3]. În general, biomaterialele
sunt utilizate în mod obișnuit ca implanturi, materiale pe ntru umplerea defectelor osoase ,
înlocuirea țesuturilor moi și în sistemele d e administrare a medicamentelo r [2,4,5] .
Dezvoltarea biomaterialelor pentru orice aplicație de înlocuire ar trebui să se bazeze pe
înțelegerea structurii care trebuie înlocuită. Concret, cerințele privind proprietățil e
materialului depind în mare măsură de locul în care v -a fi implantat și de funcția pe care
trebuie să o restaureze. Pentru a evalua structurile complexe ale țesuturilor proiectate de
natură, este fundamentală î nțelegerea fenomenelor complexe care duc la forma și structura
finală (de la nivelul macro la nivelul nanostructural) prin stabilirea relațiilor de bază între
mecanismele fizico -chimice și proprietățile ideale ale structu rii. Cunoașterea proceselor care
stau la baza formării țesutului ce urmează a f i înlocuit precum și condițiile mediului și a
funcție pe care acesta o indeplinește în organismul uman este foarte importantă în proiectarea
de noi biomateriale [6].
Osul ar putea fi considerat ca fiind o structură naturală compozită anisotropă cu un nivel
mai ridicat al proprietăți mecanice (rigiditate, rezistență la tracțiune) decât țesuturile moi (vase
de sânge, cartilaj, piele). De exemplu, în timpul activităților zilnice, oasele sunt supuse u n
stres de aproximativ 4 MPa, și mai important, aceste tensiuni sunt repetit ive și fluctuante în

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

7

funcție de activități precum statul în picioare, jogging -ul, în tinderea, urcarea etc. Starea de
sănătate și activitățile pacientului și pH -ul fluidelor corpului, care pot varia între 1 și 9 în
diferite zone, sunt factori care contribuie la definirea biomediului în care biomaterialele
trebuie să se adapteze corespunzător [6].
Țesuturi dure umane, cum ar fi: smalțul, dentina și osul sunt materiale compozite care
conțin atât substanțe organice și cât și anorganice [7]. Țesutul osos conține 20% apă și 80 %
reziduu uscat . Reziduu uscat este un material compozit format din sistem fribilar, format din
colagen și substanță fundamentală formată din substanțe organice 35% și substanțe minerale
65% [8]. Partea anorganică este compusă în principal din hidroxiapatită biologică ce conține
diferiți ioni (Mg, P, F, S , Zn etc ). Faza organică este compusă în principal din colagen și o
proporție mică de proteine necolagene, cum ar fi fibronectina, osteopontina, osteocalc inul și
sialoproteina osoasă . Flexibilitatea osului este asigurată de colagen, în timp ce rigiditatea este
menț inută prin adăugare de minerale în rețeaua de c olagen. Dacă conținutul de minerale ar fi
eliminat din os, țesutul ar fi foa rte flexibil precum tendoanele și ligamentele. În schimb, dacă
conținutul organic ar fi eliminat, osul ar fi un material fragil cu o rezistență la tracțiune foarte
mică [7]. Apatitul biologic este componenta biominerală a țesuturilor dure și constă din HA p
carbonatată nonstoichiometrică cu cristalinitate slabă și dimensiuni mici de cristal it [9].
În procesul de biomine ralizare osoasă cristalele de HA p precipită pe suprafața fibrelor de
colagen de tip Ⅰ. Combinația de fibre de colagen organice și crist ale anorganice de HAp este
suspendată într -o matrice intercelulară de proteoglicani dând osul ui proprietăți mecanice și
fizice. Osul are o rezistență mare la tracțiune , de două ori mai mare decât cea a porțelanului și
a altor ceramice, de asemenea rezisten ța la compresiune longitudinală este foarte mare
datorita naturii cristaline a fazei minerale, osul prezintă elasticitate datorită conținutului de
fibre de colagen [8].
Pe lângă asigurarea rigidității oaselor, matricea anorganică, c are contribuie cu
aproximativ ~ 65–70% din greutatea osului, reprezintă principalul rezervor de ioni.
Aproximativ 99% din cantitatea de calciul , aproximativ 85% din cantitatea de fosfor și între
40 și 60% din cantitatea de sodiu și magneziu a organismului este depozitată în oase [9].

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

8

Fig.1 Structura ierarhică a osului uman și dispunerea cristalelor de HA p naturală de -a lungul fibrilelor
de colagen ale osului uman [10].
Există doua tipuri de țesut osos : compact și spongios. Țesutul osos compact conține în
interior canalul medular (cu măduvă ososă) și este format din lamele osoase dispuse
concentric în jurul unor canale subțiri (sistem Havelsian). Țesutul osos spongios este format
din lamele osoase diferit așezate (trabecule) ce delimitează Areolele (acestea oferă aspectul
spongios). Țesutul osos are rol în hematopoeză (datorită măduvei) , rol de aparat d e susținere
(împreună cu sistemul muscul ar formează aparatul locomotor) , rol de protecție pent ru unele
organe (cutia toracică , cutia craniană ) și este un depozit de săruri minerale (menține echilibrul
fosfocalcic) [11].

2. CA UZE ALE APARIȚIEI DEFECTELOR OSOASE

2.1. Osteoporoza

Osteoporoza a fost definită ca o boală sistemică caracterizată prin scăderea masei osoase
și deteriorarea microarhitecturală a țesutul osos, rezultând fragilitatea și susceptibilitatea
crescută a oaselor la fractura [12]. Fracturile osteoporotice sunt foarte răspândite la persoanele
în vârstă și sunt asociate cu calitatea vieții redusă și dizabilitate [13]. Osteopenia și
osteoporoza sunt asociate cu vârsta. Există o pierdere osoasă normală legată de vârstă de
aproximativ 0,5% /an după primii treizeci de ani de viață. La persoane le în vârstă (25% din
persoanele cu vârstă mai mare de 60 de ani), această pierdere osoasă este accelerată și mai
semnificativă afectând astfel masa și arhitectura oaselor ș i predispunându -le la fractu ră [14].

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

9

Rezultatul semnificativ din punct de vedere clinic al osteoporozei este fractura.
Osteoporoza este asimptomatică până la punctul de fractură și mulți adulți nu sunt
diagnosticați cu osteoporoză decât după o fractură, cu toate acestea osteoporoza poate preceda
fractura ani la rând fără vre -un sim ptom. Marea majoritate a adulților în vârstă care suferă o
fractură prezintă o pierdere a funcției locomotorii și dureri acute. Având în vedere asocierea
puternică a osteoporozei cu îmbătrânirea, mulți care prezintă o fractură pot avea afecțiuni
comorbide, cum ar fi demența sau afectarea senzorială. Acești pacienți pot avea dificultăți în
raportarea simptomelor și, prin urmare, ar trebui să fie suspectați de osteoporoză în cazul în
care există modificări de comportament nespecifice la cei care pot fi incapabili să raporteze
durerea din cauza tulburărilor cognitive sau senzoriale [15].
Osteoporoza , pierderea masei osoase , poate fi cauzată de mai mulți factori . Unele cauze
pot produce reducerea masei osoase direct prin modificări ale celulelor osoase sau compoziția
matricei sau indirect prin creșterea producției d e hormoni endogeni sau ectopici . Acești factori
sunt cunoscuți sub denumirea de cauze secundare ale osteoporozei și pot fi diverse boli
precum: cancer, boala hepatică colestatică, hipertiroidism cronic, boala renală cronică,
sindromul cushing, hipogonadismul, boala malabsorbtivă, mielom multiplu, boala paget ,
artrita re umatoida , accident vascular cerebr al și diabetul z aharat de tip Ⅱ sau pierderea osoasă
poate apărea în urma c onsumului de medicamente precum: terapia cu glucocorticoizi,
antiepilepticele, inhibitori de aromateza, chimioterapeutice , excesul de tiroxină s au în urma
consulumui de alcool , tutun sau a unui defici t de vitamina D [13].
Pentru tratarea osteoporozei în prezent se utilizează biofosfați. Biofosfații pr evin
pierderile osoase și reduc riscul de fracturi osoase, însă modalitățile de administrare a
tratamentului cu biofosfați și respectarea cu exactitate a planului de tratare de către pacient
pun probleme considerabile în utizarea lor. În consecință, având în vedere c ă eficiența clinică
a bisfosfaț ilor este redusă semnificativ din cauza nerespectării de către pacienți a planului de
tratare, este important să se descopere și să se dezvolt e noi medicamente de tratare a
osteoporozei. În această încercare, Galiul ar putea fi un potențial candidat având în vedere
proprie tățile antirezive [12].

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

10

2.3. Cancer ul osos

Tumorile osoase maligne po t apărea ca urmare a cancerului primar sau se dezvoltă din
cancerele care s -au metastazat la oase. Cancerul osos primar, cum ar fi osteosarcomul și
sarcomul Ewing, sunt maligne agresive care afectează aproximativ 3500 de persoane în
fiecare an și apar de obicei în copilărie . Aproximativ 30% dintre pacienții cu cancer osos
primar mor în termen de 5 ani ca urmare a unui răspuns slab la terapie. Metastazele osoase
apar din tipurile de cancer predominante, cum ar fi cancerul de sân, p rostată, plămâni și
rinichi [16]. Până la 90% din pacienții cu cancer de prostată avansat p rezintă metastaze
osoase și 60% -70% din pacientele cu cancer de sân prezin tă de asemenea afecțiuni osoase .
Deși canceru l osos apare din cauza multor tipuri de cancer, inclusiv de plămân i, de rinich i și
melanomuri , este rar întâlnit în majoritatea malignităților hematologice, cu excepția
mielom ului multiplu (MM ). Printre pacienții recent dianosticați cu MM, procente de la 65%
până la 70% prezintă o implicare osoasă și > 90% au o afecțiune osoasă avansată. După cum
se observă în Fig. 2 osul este un țesut foarte frecvent afectat de metastază și este depășit doar
de ganglionii limfatici, ficat și plămâni [17].

Fig.2 Proporția relativă de extindere a met astazelor pe diverse țesuturi [17].
Cancerele os oase primare sunt neoplasme rare, format e din celule care au suferit
transf ormări maligne în țesutul osos. Cancerele osoase primare diagnosticate cel mai frecvent
sunt osteosarcomul, condrosarcomul și sarcomul Ewing. Dintre acestea, osteosarcomul (OS)

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

11

și sarcomul Ewing (EWS) apar predominant la copii și adulți tineri. Osteosarcomele apar din
celulele transfor mate de origine mezenchimală și ca urmare, pot avea fenotipuri care seamănă
cu osteoblaste le, condroblaste le sau fibroblaste le, dar au în comun producția malignă de
osteoid. În schimb, sarcom ul Ewing aparține unei familii de tumori derivate din
neuroectodermul primitiv care formează tumori agresive care se dezvoltă cel mai frecvent în
oase, dar pot apărea și în țesutul extraosos [16].
Din păcate, odată ce cancerul se metastazează la os, marea majoritate a pacienților sunt în
prezent incurabili și suferă efectele adverse ale c ancerului în os. Aceste efecte inclu d dureri
osoase severe, fracturi patologice, sindromul de compresie a măduvei spinării și nervilor și
tulburări de homeostază cu calciu și fosfați, care au consecințe majore asupra supraviețuirii
pacientului ș i calitatății vieții . Cancerul osos fiind princ ipala cauză de durere severă pentru
pacienții care suferă un stadiu avansat de cancer. De exemplu fracturile car e apar frecvent la
persoanele ce suferă de cancer de sân și mielom multiplu cu leziuni osteolitice cresc riscul de
deces cu > 20%, respectiv 32%, comparativ cu pacienții fără fracturi [17].
Aceste efecte severe ale cancerului în os rezultă din dereglare a marcată a remodelării
osoase normale, proces care este indus de celulele canceroase și are ca rezultat dezechilibre
severe în formarea și resorbția osoasă. Formarea oaselor și resor bția sunt procese strâns
cuplate și sunt controlate de hormoni. Dezechilibrul remodelării osoase poate duce la
metastaze care sunt fie osteolitice, fie osteoblastic e. Metastazele osteolitice apar atunci când
remodelarea osoasă este predominant distructiv o soasă în timp ce metastazele osteoblastice
rezultă când predomină formarea oa soasă . Mulți pacienți au un amestec atât metastaze
osteolitic e cât și metastaze osteoblastice. Metastazele osteolitice sunt cel mai frecvent tip de
metastaza osoasă și are efecte majore asupra supraviețuirii și cali tatății vieții pacienților [17].

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

12

Fig 3. Schema țesutului osos în prezența celulelor canceroase [16].
În figura de mai sus se evidențiază interacțiunile dintre celulă –celulă și celulă -matrice la
nivelul măduvei osoase / osului lung. Osul este compus din matrice extracelulară extre m de
rigidă și specializată compusă în principal din minerale și colagen de tip I. Acest țesut
complex este menținut prin interacțiuni dinamice cu celule rezidente, incluzând osteoblaste,
osteoclaste, celule endoteliale, celule imune și celule hematopoieti ce. Țesutul osos este expus
continuu la stimuli mecanici, cum ar fi forfecarea și forțe de compresie, care modulează în
continuare homeostazia osoasă. Cum această nișă complexă promovează evoluția cancerului
rămâne slab înțeleasă [16].
2.3. Infecții cauzate de microorganisme

Complicațiile infecțioase după o operație ortopedică sunt probleme des întâlnite , care
pot duce la îndepărtarea implantului / grefei cu o a doua operație. Bacteriile gram -pozitive,
cum ar fi Staphylococcus aureus (S.aureus ), Staphylococcus epidermidis (S.epidermidis ) și
speciile Streptococcus, sunt cauzele principale ale infecțiilor în domeniul ortopedic. S. aureus
a fost identificat ca fiind cel mai frecvent microorganism care cauzează infecție [10]. În
ultimii ani , din cauza co nsumului excesiv de antibiotice , bacteriile au devenit mult mai

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

13

rezistente la antibiotice astfel că descoperirea unor agenți antibacteri eni a devenit extrem de
urgentă . Materia lele antibacteriene, în special cele anorganice , au atras un deosebit interes
deoarece pot elimina in fecțiile cu bac terii încrucișate, au stabilitate chimică bună, eficiență
îndelungată și si guranță ridicată pentru organismul uman. Mulți ioni metalici au proprietăți
antibacteriene precum Ag+, Cu2+, Ga3+, Zn2+ etc.[18].
Biofilmele microbiene sunt structuri complexe alcătu ite dintr -un ansamblu de celule
microbiene, care se formează prin aderarea ireversibilă la suprafața unui biomaterial a
microorganismelo r, implantat în organismul uman . Acesta este închis într -o matrice de
polizaharidă care îl protejează de antibiotice și anticorpi. Avantajul utilizării nanoparticulelor
metalice antibacteriene în comparație cu substanțele antibiotice este că acesta are o toxicitatea
redusă asupra celulelor umane și că acestea pot elimina problema bacteriilor și
microorganismelor rezistente la antibiotice [19].

3. REPARAREA DEFECTELOR OSOASE

Repararea defectelor osoase este una dintre cele mai frecvente proceduri de regenerare
cu peste 2 milioane de grefe osoase efectuate anual în întreaga lume. Cauzele majore ale unor
defecte osoase mari sunt t raumele, anomaliile congenitale , rezecția țesuturilor din cauza
cancerului sau resorbț ia osoasă din cauza m etastazei osoase sau osteoporozei . Deși osul are un
proces de reparație excelent, capacitatea sa de a reface defectele osoase semnificative rămâne
limitată [20].
Vindecarea fracturilor osoase este un proces fiziologic complex care implică evenimente
în cascadă, incluzând interacțiunea diferiților factori celulari și biomecanici . Aproximativ 5%
-10% din fracturile osoase nu se vindecă normal, astfel că se întâlneșt e destul de frecvent
alinierea fracturilor incorec t. Există două modele de vindecare a fracturilor osoase în mod
natural, vindecarea p rimară și vindecarea secundară . În primele ore după fractură în jurul
acesteia apare inflamația acută . Mai multe ti puri de celule (cu specific imunitar) apar în zona
imflamată și elibe rează diverși factori biologici . Celule osteoprogenitoare și celule le stem
mezenchimale aderă și se diferențiază ( condrocite și osteoblaste ) adiacent liniei fracturate
formând calusul cartilaginos . În același timp, în zona subperiostală se formează un calus dur
prin osificare intramembranoasă. Apoi, condrocitele devin hipertrofice, eliberează calciu și

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

14

suferă de apoptoză ș i apare osificarea endocondrală . Monocitele se diferențiază în ce lule
asemănătoare osteoclastului, care resorb cartilajul calcificat, iar celulele mezenchimale se
diferențiază în osteoblaste, care umplu lacuna de resorbție cu os nou. Aceste procese conduc
la formarea oaselor cu o structură trabeculară. În acest proces, calusul cartilaginos este preluat
de un calu s dur . În urma acestor procese, remodelarea osoasă începe cu activități coordonate
de osteoblast și osteoclast pe o perioadă de câteva luni în care calusul fracturii este remodelat
spre osul lamelar [21].

3.1. Remodelare osoasă

Remodelarea osoasă este esențială pentru me nținerea homeostaziei calciului . Conceptul
de resorbție osoasă și formarea concomitent de țesut osos nou a fo st dezvoltată în 1970 .
Resorbția osoasă are loc în principiu pentru a remodela structura osoasă . Această structură
este necesară pentru îndeplinirea funcției mecanice și pentru elibera rea calciul în organism.
Pentru a menține echilibrul formării și resorbției osoase (homeostazie) , resorbția osoas ă
intiază formarea de țesut nou , iar cantitatea de os nou formată restabilește cantitatea d e os
îndepărtată prin resorbție . Studii cinetice care utilizează radiocontra ctoare pe bază de calciu
sau stronțiu cu scopul de a estima ratele de formare și resorbție osoasă la animale sau oameni
în condiții normale sau patologice au arătat că dacă resorbția osoasă crește în condiții
fiziologice sau condiții patologice, formarea de țesut osos nou crește și ea.
O serie de descoperiri de la sfârșitul anilor 90 au dezvăluit multe despre căile de
semnalizare moleculară care influențează aceste procese, inclusiv diferențierea și funcția
osteoblastului și controlul formării și activit ății osteoclastului. Deocamdată nu se știe ce
controlează amploarea resorbției osoase și gradul de formare a țesutului osos nou și mai ales
cum cele două sunt determinate să fie egale [22].
Ciclul de remodelare osoasă, începe în viața fetală timpurie, depinde de intera cțiunea
dintre 2 linii celulare , osteoblaste și oste oclaste. Celulele oste oblaste contribuie la creșterea
oaselor și au origine mezenchimală . Celulele mezenchimale sunt celule stem care se pot
diferenția într -o varietate de tipuri de celule, cum ar fi osteoblaste, co ndrocite, miocite și
adipocite. Celulele osteoclaste provoacă r esorbția osoasă și provin dintr -o linie
hematopoietică, care include o varietate de tipuri de celule din sânge și măduva osoasă.

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

15

Procesul celular de remodelare începe atunci când celulele precursoare ale osteoblastului și
osteoclastului fuzionează pentru a forma o celulă multinucleată, osteoclastică.
Osteoclastul multinucleat rezultat se atașează la suprafața osoasă și începe resorbția.
Aceste celule folosesc o combinație de enzime lizozomale și ioni de hidrogen pentru a
descompune matricea osoasă. Această matrice osoasă este alcătuită dintr -o porțiune
anorganică de cristale de fosfat de calciu (hidroxiapatită) și o porțiune organică formată din
colagen, proteoglicani și glicoproteine [23]. Osteoclastele descompun matricea osoasă prin
activarea mai multor factori care eliberează calciul și fosfatul din hidroxiapatita naturală.
Printre acești factori, cathepsina K este o protează care cata bolizează elastina, colagenul și
gelatina cu capacitatea de a descompune osul și cartilajul. Numărul sau activitatea ridicată a
osteoclastului va crește resorbția osoasă, încălcând astfel echilibrul dintre resorbție și formare
și inducerea osteopeniei / os teoporozei [14]. Procesul de resorbție lasă regiuni „s coase” din
matricea osoasă ( Lagune Howship ) [23].
Un proce s invers , de umplere a Lagunelor Howship este realizat de celulele
mononucleare din linia de macrofage , care continuă să se degradeze și să depună materiale
organice în timp ce eliberează factori de creștere pentru a iniția faza de depunere osoasă.
Precurs orii mezenchimali diferențiați ( osteoblaste ) umplu Lacunele Howship prin depunerea
de noi matrici de colagen și minerale [23]. Osteob lastele, (celule de origine mezenchimală) au
capacitate puternică de a produce matrice nemineralizată, facilitând totodată mineralizarea
acesteia. După finalizarea acti vității lor de formare a osului , osteoblastele își pot păstra
capacitatea de formare oso asă, se pot diferenția în osteocite și se pot îngloba în matrice sau
pot muri prin apoptoză. P redominanța uneia dintre aceste căi celulare potențiale va determina
formarea osoasă normală sau cu modificări [14].
Osteocitele sunt celulele cele mai abundente din matricea osoasă, care se află în spații
mici din cadrul matricei oso ase mineralizate numite lacune. După înglobarea în matrice,
osteoblastele își schimbă fenotipul și devin celule „asemănătoare neuronului” care își trimit
procesele dendritice (cuprinse între 40 și 100 pe celulă) prin canaliculi pentru a dezvolta rețele
extrem de interconectate, care sunt utilizate pentru schimbul de nutrienți și deșeuri prin
joncțiuni la distanță. Până de curând, osteocitele erau considerate jucători pasivi în procesul de
formare osoasă, însă cercetările recente [24–26] au demonstrat că osteocitele sunt regulatori
majori ai acestui proces prin secreția de factori pro -osteoclastogeni, cum ar fi activatorul

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

16

receptor al factorului nuclear kappa -nuclear ligand (RANKL) și important regulatori ai
osteoblastogenezei cum ar fi sclerostina (inhibitor) sau Dickkopf WNT Signging P athway
Inhibitor 1 (stimulator) [13]. Osteocitele sunt mecanico -senzori importanți. Ca atare, la
osteocite răspund forțe mecanice prin scăderea secreției de sclerostină și creșterea Dkk1, c eea
ce induce formarea oaselor. Odată cu îmbătrâni rea, numărul osteocitelor scade . În plus,
datorită altor factori precum sedentarismul, scăderea nivelului factorilor de cre ștere
anabolizanți sau menopauză, osteocitele produc cantități mai mari de sclerostină, având astfel
un impact negativ asupra formării oaselor. Datorită acestor modificări legate de vârstă,
osteocitele secretă nivele mai mari de RANKL, ceea ce crește resor bția osoasă [27].
Dovada formării osoase este indicată de prezența fosfataz ei alcaline (ALP), a fosfatazei
alcaline osoase (B -ALP), a osteocalcinei (OC) și a propeptidei C și N -terminale de tip
procollagen (PICP și PINP). ALP este specific pentru formarea oaselor, dar numai dacă
pacientul prezintă afecțiuni hepatice. B -ALP este un produs specific celulelelor osteoblasti ce.
OC este un alt produs specific pentru osteoblast și pot exista mai multe tipuri active. PICP și
PINP sunt produse ale fibroblastelor și o steoblastelor care prol iferează [23].
Mark erii de resorbție osoasă include hidroxiprolina (OHP), piridinolina (PYD),
deoxipiridinolina (DPD), sialoproteină osoasă (BSP) și fosfatază acidă rezistentă la tartrat
(TR-ACP). OHP este o parte majoră a colagenului proteic și joacă un rol în stabilitatea
colagenul ui. PYD are concentrații mari în colagen ul osos și cel al cartilaj ului osos, dar nu este
prezent în colag enul din piele. Spre deosebire de PYD, DPD este foarte concentrat în
colagenul osos, dar este absent în cartilaj și piele. BSP este făcută de osteoblaste și este
prezentă în matricea osoasă extracelulară [23].

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

17

Fig.4 Ciclul de remodelare osoasă. Remodelarea osoasă . Activarea osteoclastelor este controlat ă prin
calea RANK / RANKL / OPG [8].

3.2. Grefe osoase

În mod tradițional, tratamentele osoase s-au bazat pe utilizarea grefelor osoase, în special
grefe autologe,alogene,xenogene și aloplastice, sau pe înlocuirea cu proteze folosin d sisteme
de materiale metalice, ceramice, și polimerice [20].
3.2.1 . Grefe osoase autogene , alogene și xenogene

În ciuda numeroaselor progrese în medicină, standardul de aur pentru tratamentul acestor
defecte osoase este încă transplantul de osos autolog. Aceasta presupune recoltarea osului
dintr -o altă zonă anatomică la pacient pentru a fi utilizat ca material de transplant la locul
defectelor. Grefa osoasă de origine autogenă are ca dezavantaj cantitatea limitată d e material
precum și stress chirurgical suplimentar , cea ce nu reprezintă situația i deală pentru pacient
[20]. Avantajele autogrefei osoase sunt: biocompatibilitatea crescută, induce osteogeneza , nu
prezintă probleme de imunog enicitate și trasmitere de boli . Grefa osoasă de tip alogrefă
presupune prelevarea de material osos de la alt pacient din aceeași specie . Materialului osos
prelevat ii se aplică tratamente de uscare , deshidratare și refrigerare în vederea diminuării sau
eliminării riscului de trasmitere de boli și a problemelor de imunogenicitat e. Dezavantajul
alogrefelor constă în lipsa de celule osteoformato are și a factorilor de creștere . Grefele osoase

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

18

xenogene presupun transplantul de grefă osoasă prel evat de la animale (os bovin ). Aceste
sunt preparate din os animal devitalizat, deproteinizat și sterilizat. În aceasta categorie intră și
membranele de colagen resorbabile. Matricea osoasa anorganică menține structura osoasă dar
nu ar e și proprietăți osteogenice. Osul de origin e bovină este frecvent folosit , acestuia i se
îndepartează în totalitate componenta organica ceea ce reduce riscul de reject imunologic [28].
Tehnicile de înlocuire osoasă sau repararea anumitor de fecte osoase reprezintă un interes
de peste 500 de ani . În anul 1505 d.Hr chirurgul Ibrahim Bin Abdullah menționează pentru
prima dată tehnica folosirii oaselor craniene de capră sau câine pentru a vindeca un defect
osos cranian uman (cranioplastie). Se crede că este prima descriere detaliată a procedurii
cranioplastiei. Astăzi, cele trei abordări de grefă osoasă de tip autolog (de la pacient), alogen
(de la un alt donator uman) și xenogen (transplantul de grefă osoasă derivat de la animale) nu
ar părea atât de diferite de abordarea descrisă în cartea sa [20].
3.2.2 . Materiale aloplastice

Materiale aloplastice sunt cunoscute ca fiind materialele sintetice , utilizîndu -se metale,
materiale ceramice , polimeri sau alte materiale compozite [6].
Proiectarea structurală avansată pentru restaurarea țesutului osos necesită ma teriale cu
combinații complexe de proprietăți mecanice. Rig iditatea adaptată, rezistența ridicată la
coroziune , rezistența la impact, abraziunea și chimismul suprafeței reprezintă o combinație de
proprietăți care influențează biocompatibilitatea și ad eziunea celulelor . Un alt aspect
important este durata de viată a im plantului sau a biomaterialului [6].
Stucturi tridimensionale de tip schelă necesită proprietăți multifuncționale pentru a oferi
un substrat adecvat pentru atașarea celulelor, migrație, proliferare și diferențiere. Mai mult,
proprietățile biomecanice programate trebuie să fie satisfăcute, deoarece funcția portantă
trebuie transferată de la materialul proiectat la matricea extracelulară în creștere. În acest scop,
sunt luate în considerare materiale degradabile și parțial degradabile [6].
3.2.2.1 Materialele metalice

Cererea de compatibilitate mecanică cu țesutul dur duce istoric la considerarea metalelor
și a ceramicii mai potrivite decât polimerii pentru aceste tipuri de aplicații. Cu toate acestea,

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

19

această abordare nu este complet acceptabilă în multe cazuri, din ca uza nepotrivirilor cu
proprietățile țesuturilor mineralizate naturale. Mai precis, metalele sunt preferate pentru
rezistență ridicată, ductilitate și rezistență la uzură, dar pot oferi probleme în ceea ce privește
biocompatibilitatea scăzută, coroziunea, r igiditatea prea mare în comparație cu țesutul natural,
densități mari și eliberarea de ioni metalici cu posibile reacții alergice ale țesuturilor [6].
Metale precum oțelul in oxidabil, titanul și aliajele Co / Cr au fost utilizate în mod
obișnuit pentru fixarea fracturilor și pentru artroplastii osoase . Deși oferă rezistența și
rigiditatea potrivite pentru a alinia și controla mișcarea oaselor în timpul vindecării, acestea
sunt mult mai rigide decât osul natural . Ca urmare a diferenței mari de rigiditate între os și
metale poate apărea un efect de prote cție la stres , determinând atrofia osoasă pe termen lung.
În consecință, osul protejat împotriva stresului nu se vindecă complet și este susceptibil la o
fractură nouă . Mai mult decât atât, compoziția chimică metalică poate provoca reacții adverse
(răspuns uri alogene cu efecte negative asupra mineralizării osoase și răspunsuri sistemice
adver se ca formare de tumorii locale ) prin eliberarea de ioni metalici , datorată coroziunii
necontrolate, ca efect a diferenței de potențial electric [6]. Metalele sunt folosite în diverse
forme pentru a fixa osul fracturat, cele mai utilizate fiind: cuie, ace, șuruburi, plăci, tije, etc .
Cel mai mare dezavantaj al acestor materiale este că aces tea vor rămâne în corpul uman dacă
nu este necesară îndepărtarea lor printr -o inte rvenție chirurgicală ulterioară , producând o serie
de efecte adverse precum inflamații și alergii datorită corozi unii și uzuri acestor materiale
[21].
Există două tipuri de aliaje CoCr utilizate pe scară largă în fabricațiile de implanturi
precum genunchiul și șoldul. Primul aliaj CoCrMo este cunoscu t sub numele de „Vitallium”,
este un aliaj turnat , descoperit de Venable și Stucke în 1936. Acest aliaj a fost folosit mai
multe decenii și în stomatologie.
Al doilea aliaj CoCrWNi este prelucrat prin forjare la cald (aliaje forjate) și conține
wolfram și un conținut mai mare de nichel. Aliajele turnate conțin până la 0,5% (procent
gravimetric) carbon pentru a îmbunătăți cas abilitatea prin scăderea temperaturii de topire la ~
1350șC. Cromul îmbunătățește rezistența la coroziune, precum și rezistența aliaj ului. Se
adaugă molibdenul pentru a produce particule mai fine, ceea ce duce la rezistențe mai mari
atât pentru componentele tur nate cât și pentru cele forjate [21].

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

20

Titanul este utilizat în implatolog ie ca titan pur comercial (CP Ti) sau aliaj Ti –6Al–4V și
Ti–6Al–7Nb. Titanul și aliajele sale îndeplinesc criteriile cheie necesare pentru proiectarea
implanturilor ortopedice, inclu siv rezistență la coroziune superioară, biocompatibilitate și
rezistență mecanică. Se utilizează foarte des în implantologia dentară și artroplastii osoase,
deoarece este bio -inert. Pentru a spori performanțel e clinice sunt necesare procese de
optimizare s emnificativă a geometriei și modificarea suprafeței [29].
Un nou aliaj pe bază de Zirconiu și Niobiu este folosit pentru fabricarea componentelor
metalice ale protezei de genunchi , cunoscut sub denumirea comercială OXINIUM . Acesta
conține 97,5 % Zr și 2,5 % Nb . Cel mai mare avantaj al acestui aliaj constă în faptul că nu
necesită modificarea suprafeței prin acoperirea cu fosfați pentru a favoriza osteointegrarea ci
printr -un tratament termic suprafața acestuia se transformă în ceramică zirconică. Acest aliaj
combină proprietățile mecanice excelente ale metalului cu proprietățile care favorizează
osteointegrarea ale oxidului de zirconiu . În comparație cu aliajul CoCr , OXINIUM are un
coeficient de frecare mult mai mic , rezistență la oboseală și duritate mai mare [30].
Implanturile osoase trebuie să respecte o serie de proprietăți precum caracteristicile fizico –
chimice ale implanturilor, inclusiv proprietățile mecanice, topologia suprafeței cât mai
asemănătoare cu ale oaselor naturale pe care le substituie , pentru a favoriza
osteointegrarea [29].
Forma implanturilor metalice sau componentelor de fixare se poate realiza prin metode
convenționale sau neconvenționale: turnare, forjare la cald sau rece, extrudare , presare
izostatică la cald ( HIP ) , frezare proiectare a sistată de computer, fabricare asistată de
computer (CAD / CAM) etc . [31].
3.2.2.2 Materiale ceramice și biosticle

Materiale bioactive și bioresorbabile
Materialele bioactive sunt materiale care realizează interacțiuni fi zico-chimice cu țesutul
viu (țesut osos) în vederea favorizării biointegrării biomaterialului cu țesutul (osteointegrare).
Aces te interacțiuni pot fi de tipul : schimb ionic între materialul bioactiv și lichidele fiziologice
rezultând în timp un strat biologic activ care este chimic și cristalografic echivalent cu
structura osoasă [32].

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

21

Materialele biodegradabile (sau biores orbabile): sunt materiale care po t fi ușor absorbite
de organism și înlocuite treptat de țesuturile adiacente (țesutul osos) în urma unui proces de
dizolvare / resorbție [32].
Deoarece grefele osoase au unele dezavantaje, inclusiv morbiditatea locului de unde se
rezectează osul donatorului, disponibilitatea limitată și volumul osos mic la autografe,
transmiterea bolilor și răspunsu l imun la alogrefă, s -au luat în considerare diverse biomateriale
pentru a înlocui grefe le osoase naturale. Un scaffold ideal ar trebui să aibă o structură poroasă
interconectată, biodegradabilitate controlată, proprietăți mecanice simil are cu osul,
biocom patibilitate , dimensiunea porilor adecvată pentru a permite creșterea și înmulțirea
celulelor și transportul substanțelor nutritive. Porozitatea schelei este importantă pentru
aderența celulară, creșterea, revascularizarea, alimentația adecvată și alți fac tori care pot
influența creșter ea celulară și a țesuturilor [33]. Însă gra dul de porozitate și dimensiunea
porilor mai mare duce la scăderea proprietăților mecanice. Numero ase materiale ceramice
inclusiv hidroxiapatită , tri fosfat de ca lciu, silicat de calciu etc. precum și biosticle sunt
utilizate pentru a crea structuri 3D care să favorizeze regenerarea osoasă [34].
Fosfatul de tricalciu (TCP) face parte din categoria materialelor bioresorbabile și este
utiliza t pe scară largă în ingineria țesuturilor osoase datorită structurii și compoziției chimice
similare cu a conținutului de minerale din osul natural. TCP prezintă caracteri stici precum
osteoconductie, ost eointegrare (la contactu l cu suprafața osului natural ), osteoinducție,
favorizea ză creșterea țesutului vascular . TCP poate fi găsit cu diferite structuri cristaline β și α
–TCP. Faza β-TCP este ce a mai popular ă datorită temperaturii de formare mai scăzute,
proprietăților structurale, mecanice și biologice. Faza α -TCP este mai puțin densă, mai fragilă
și necesită o temperatură mai mare de formare [34].
Fosfatul dicalcic (DCP) este mult mai puțin utilizat în ingineria țesutului osos din cauza
proprietăților mecanice slabe și fragile și a rate i mari de resorbție in vivo [35].
Ceramic a pe bază de silicați de calciu (CaSi) a fost, de asemenea, studiată în ultimele
decenii, datorită biocompatibilității superioare și proprietăților mecanice mai bune în
comparație cu HAp , precum și a bioactivității excelente și a ratei de degradare mai rap idă în
comparație cu materia lele pe bază de fosfați . Degradarea structurilor de silicat de calciu
eliberează ioni de Si și ioni și Ca care s -au dovedit a stimula prolif erarea celulelor
osteoblastice [35].

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

22

Biosticla este un compus chimic care face parte dintr -o familie compozițională
recunoscută pentru proprietățile sale excelente precum bioactivitate și o capacitate mai mare
de a dezvolta o legătură puternică cu țesutul osos și de a se lega cu osul natural mai repede
decât alte ceramice bioactive. Pe lângă aceste proprietăți , biosticlele , prezintă și proprietăți
antimicrobiene și antiinflamatorii. Această clasă de biomateriale este bazată pe un amestec cu
cristalinitate redusă de ox izi (SiO 2-Na2O-K2O-CaO-MgO -P2O5). Prima biosticlă apărută est e
cunoscută sub numele de ,,BIOGLASS 45S5 ” și a fost brevetată în anul 1968 de către Larry
Hench . În funcție de procentul de SiO 2 aceste biomateriale pot fi bioinerte, bioactive sau
bioresorbabile [36].
Materiale inerte
Materialele bioinerte (sau inerte chimic) sunt materiale care nu interacționează cu țesutul
viu când sunt puse în contact direct cu osul , deasemenea acestea nu provoacă răspuns negativ
sau provoacă un răspuns minim din partea gazdei [32].
Cele mai utilizate ceramici inerte din punct de vedere chimic, în aplicații ort opedice sunt
Zircona și Alumina . Ceramica pe bază de Alumină (Al 2O3) apare în mod natural sub for mă de
bauxită, safire și rubine . Este utilizată în aplicații ortopedice precum proteze de șold și în
implanturile dentare datorită rezistenței sale excelente la coroziune, compatibilitate bună,
rezistență la uzură, și rezistență mar e la tracțiune . Ceramica stabilizată pe bază de Zirconă este
mai puțin fragilă decât Al 2O3. Zirconia (ZrO 2) este folosită deasemenea în protezele totale de
șold și în medicină dentară. Avantajele zirconiei sunt reprezentate de modul ul de elasticitate
scăzut și rezistența ridicată la uzură precum și de afinitate a ridicată pentru țesutul osos,
proprietăți le noncarcinogene și absența unui efect oncogen. Cel mai mare dezavantaj al ace stei
ceramicii constă în îmbătrâ nirea aces teia în prezeța unui mediu apos , care promovează
transformarea fazei tetragonale în faza monoclinică și, în cele din urmă, duce la ruperea și
fisurarea suprafeței [37]. Pentru a evita această transformare zircona poate fi stab ilizată cu
diverși oxizi precum: oxid de ytriu, oxid de calciu , oxid de magneziu etc. [38].

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

23

3.2.2.3 Materiale Compozite de tip ceramică – biopolimer

Deoarece știința și tehnologia materialelor reprezintă astăzi, singura modalitate posibilă
de a satisface nevoile multifuncționale convingătoare și de a extinde combinațiile de
proprietăți ale materialelor se bazează pe dez voltarea materialelor compozite [39].
Biomaterialele compozite sunt o clasă relativ nouă de materiale care pr esupun existența
a 2 componente : un material biopolimeric și biodegradabil și a unei ceramici bioactive și ușor
resorbabile, de preferat cu particule de dimensiuni nanometrice. Biopolimeri i se îm part în
două categorii : biopolimeri naturali, preum chitosanul (CS), colagenul (Col), celuloza,
fibroina de mătase (SF), alginatul și fucoidanul și polimeri sintetici , precum policaprolactona
(PCL), acid poli (lactic -co-glicolic) (PLGA), polietileng licol (PEG), poli (acid lactic) (PLA) și
poliuretan (PU) [39].
Deoarece osul natural este un biocompozit, o atenție considerabilă s -a concentrat pe
producerea de materiale compozite pentru regenerarea țesutului osos . Materiale compozite
bazate pe biopolimerii naturali și fosfații de calciu sunt utilizați pe scară largă pentru
înlocuirea oaselor deoarece compoziția lor imită matricea extracelulară (ECM), acestea sunt
bioabsorbabile, biocompatibile, biodegr adabile și capabile să adsoarbă molecule bioactive
[40]. Deși polimerii naturali prezintă proprietăți biologice excelente [41] aceștia prezintă mai
multe dezavantaje privind proprietățile mecanice slabe [42], reproductibilitate scăzută în
funcție de sursa naturală, solubilitate în apă s au hidrofilicitate ridicată (umflare) [43],
procesabilitate slabă, posibilă denaturare în timpul prelucrării, imunogenitate [44] și, în unele
cazuri, potențial risc de transmitere a agenților patogeni de origine animală. Ceramicile
precum HA p sau alti fosfați de calciu în ciuda osteoconductivității excelente sunt foarte
fragile și greu de procesat pentru a obține structuri foarte poroase. Combinația dintre
biopolimer –ceramică prezintă avantajele ambelor componente și în plus sunt îmbunătățite și
proprietățile mecanice [40]. De exemplu colagenul este moale și ductil iar cristalele de apatit
sunt rigide și fragil e. În compozit fibrilele de colagen cu diametrul de aproximativ 100 nm
sunt întărite de cristale de apatit iar proprietățile elastice ale colagenului red uc fragilitatea
hidroxiapatitei , astfel că materialul compozit are prop rietăți mecanice sup erioare materialelor
componente [6].

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

24

Materialele compozite sunt similare cu țesutul osos natural datorită matricei polimerice
biocompatibile și biodegradabile cu pori deschiși și interconectați . În acest caz, matricele
polimerice trebuie să posede proprietăți multifuncționale pentru a oferi un aspect al suprafeței
adecvat pentru atașarea , migrării, proliferării și diferențierii celulelor . Mai mult, materialele
compozite trebuie să prezinte pr oprietăți biomecanice adecvate pentru a garanta transferul
optim al funcției portante din materialul pr oiectat în mat ricea extracelulară aflată în creștere .
Acestea pot fi proiectate pentru a satisface cerințele de rigiditate și rezistență pentru înlocuirea
țesutului dur . Mai mult, ele pot reprezenta, de asemenea, o modalitate interesantă de a
satisface nev oile multifuncționale convingătoare cerute pentru rezultatele biologice specifice.
În acest scop, în ultimele două decenii au fost proiectate diferite compozite degradabile și
parțial degradabile, folosind diferite tehnici de fabricație [6].

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

25

CAPITOLUL 1

1.1 HIDROXIAPATITA

1.1.1 Aspecte generale

Hidroxiapatita (HA p) este un fosfat de calciu cu formula chimică Ca 10(PO 4)6(OH) 2, este
un mineral important în compoziția oaselor și a dinților . HAp este des folosită în ultimele două
decenii în aplicații ortopedice datorită proprietăților sale unice, cum ar fi excelentă
biocompatibilitate și bioactivitate [45]. HAp este un compus anorganic important, cu
capacitatea de a stimula osteoconductia (permite atașarea și promovează creșterea celulelor
osoase) și osteoinductia (stimulează activ formarea de noi celule osoase) [35]. În contact cu
organismul uman, nu produce reacții inflamatorii și este bioactiv [46]. De asemenea, aceasta
este termodinamic stabilă în starea sa cristalină î n fluidul corpului și are o compoziție foarte
similară cu gode ul mineral al osului natural și se poate integra cu acesta fără a provoca
toxicitate locală sau sistemică, inflamați e sau răspunsul corpului străin [47]. În oasele umane
HAp naturală se găsește sub formă de particule (morfologie d e tijă) cu lățimea și lungimea de
ordinul nanometrilor [48].
Zhou și colaboratorii [49] au raportat rezultatele clinice ale HA p. Autorii au rema rcat
integrarea de către osul natu ral a HAp sintetic și favor izarea formării de os nou. Dimensiunea
particulelo r de hidroxiapatită fiind foarte importantă , observandu -se că particulele de ordin
nano pot influența mai mult formarea de os nou în comparaț ie cu cele de ordin micrometric .
Nanoparticulele de H Ap pot p romova adeziunea osteoblastelor , proliferarea ș i sinteza de
fosfatază alcalină , astfel că poate favoriza refacerea defectului osos într -un timp mult mai
scurt [48].
Proprietățile fizice ale HAp depind de metoda de s inteză . Forma sintetică prezintă un
grad de cristalinitate mai mic ,având o suprafață specifică ma re în comparație cu HA p natural .
De altfel , în cazul HA p sintetic e, se pot obține valori ridi cate ale gradului de porozitate [47].
Proprietăți le mecanice ale HAp sunt foarte scăzut e, ceramica este în general casantă , acesta
fiind principalul dezavantaj. Pentru a îmbunătății aceste proprietăți se poate utiliza HA p în
combinație cu un polimer sau un amestec de polimeri (colagen , chitosan , alginat etc.). În urma
acestui amestec rezultă un compozit care combină rezistența la compresiune și duritatea

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

26

ceramicii și elasticitatea polimerilor ce se poate utilizeaz a în aplicațiile ortopedice sub formă
de granule , material poros sau dens și pentru a acoperi suprafața care se află î n contact cu osul
a implantelor [46].
1.1.2 Stuctură

În anul 1926 Jong și colaboratorii [50] constată formula chimică a Hidroxiapatitei (Ca 10
(PO 4)6(OH) 2 și confir mând astfel componenta minerală a osului ca fiind o formă de
Hidroxiapatită [47]. Kay și colaboratorii [51] precum și Posner și colaboratorii [52], în anii
1950 -1960, cu ajutorul radiației X și a difracției de neutroni a fost determinată structura
cristalografică a Hidroxiapatitei . Aceasta are un conț inut de 55,82% CaO, 42,39% P2O5 ,
1,79% grupări OH și raport atomic Ca/P =1,67 . Deși HAp a re o compoziție stoechiometrică ,
structura și rețeaua cristalului asemănătoare cu substanța anorganică din osul natural [37], îi
lipsește mulți alți ioni care sunt pr ezenți și în osul nativ, dar poate fi substituită cu ioni pentru
a reda îndeapro ape compoziția chimică a osului [53]. Fiecare substituție afectează parametrii
celulei elementare a Hidroxiapatitei , care la rândul său afectează cristalinitatea, stabilitatea
termică, stabilitate structurală, micromorfologie, alte proprietăți fizico -chimice și proprietăți
biologice. Totuși aceasta rămâne cea mai stabilă fază dintre toți fosfații de calciu având o
densitat e de 3,156 g/cm3, un punct de topire de 1650 °C, un indice de refracție de la 1,64 până
la 1,65 , o duritate de nivel 5 pe scara Mohs și o constantă de solubilitate în apă de 58,65 la
37 °C [48].
S-a constatat că , de regulă , HAp are o structură hexagonală cu parametrii de rețea
a=9,432 Å, b=6,881 Å și c=6,881 Å, ce se înc adrează în grupul spațial P63/m . Doar în unele
excepții structura HAp este monoclinică [37]. Structura hexagonală este formată din
aranjamentul tetraedic al grupărilor fosfat (schelet ul celulei unitate), doi dintre atomii de
Oxigen sunt aliniați cu axa c iar ceil alți doi sunt în plan orizontal . Conține două situsuri de
cationi pentru ionii de Ca (situsul Ca( ɪ) și Ca( ɪɪ)) și un singur situs pentru(PO 4)3, ionii OH-
sunt poziționați la colțurile celulei unitate în axe paralele cu axa c. Atomii de Ca ( ɪ) sunt
coordonați de nouă atomi de oxigen situați în șase tetraedri fosfat diferiți, în timp ce atomii de
Ca (ɪɪ) au o coordonare neregulată de șapte ori cu șase atomi de oxigen a cinci grupe fosfat în
plus față de ionii hidroxil [11]. Posturile vacante de -a lungul axei c trebuie să fie, de
asemenea, menționate, deoarece există diferențe dependente de direcție în mobilitatea ionilor
OH și, de asemenea, cu ioni Ca2+(ɪɪ) asociați acestora. Acestea sunt foarte importante

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

27

deoarece pot juca un rol în transformarea structurală a fosfatului de calciu amorf în HA p
cristalină și la deshidroxilarea HAp în O xitohidroxiapatită [54].

Fig.1.1 Structura cristalului de Hidroxiapatită de -a lungul axei c [54].

1.1.3 Metode de obținere a Hidroxiapatitei

Deși s -au dezvoltat multe metode de sinteză, prepararea HA p cu caracteristici specifice
rămâne încă dificilă din cauza posibilității formării de produse intermediare toxice sau
nedorite în timpul sinteze i HAp . Prin urmare, studiile asupr a noilor parametri de sinteză HA p
sunt încă în curs de desfășurare. HAp poate fi sintetizat chimic (HA p sintetic) sa u extrasă din
surse naturale (HAp natural ) . Sadat -Shojai și colaboratorii [55] au ajuns la concluzia că HA p
sintetic poate fi f abricată prin diferite metode, metode uscate (în stare solidă și
mecanicochimică), metode umede (precipitații chimice, hidroliză, sol -gel, hidrotermale,
emulsie și sonochimice) și procedee la temperaturi ridicate (ardere și piroliză) . Comparativ c u
HAp sintetic, HA p natural este non -stoichiometric, deoarece conține oligoelemente precum
Na+, Zn2+, Mg2+, K+, Si2+, Ba2+, F și CO 32- care o fac similară cu c ompoziția chimică a osului
uman [2].

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

28

1.1.3. 1 Metode uscate

Nu necesită solvenți , nu necesită condiții de sinteză controlate precis deoarece
caracteristicile pulberii de HA p nu depind de parametrii de sinteză [56].
Reacția în fază solidă este o procedură relativ simplă cu cost scăzut, folosită pe ntru
producerea de pulbere de HA p în masă. Precursorii de calciu si fosfat sunt măcinați,
amestecați și apoi calcinați la t emperatură înaltă (exemplu 1000° C). Se obțin dimensiuni ale
particulelor de ordinul micrometrillor cu morfologie neregulată, stoechiometria raportului
Ca/P este variabilă, pulberea de HA p poate prezenta eterogenicitate datorită coeficie nților de
difuzie mici în fază solidă, se obține o pulbere de HA p cristalină datorită t emperaturii înalte
de calcinare [56].
Metoda mecano -chimică este o metodă simplă cu costuri mici , materialele sunt
macinate cu ajutorul unei mori planetare , se menține raportul stoechiometric între
reactivi.Variabilele de care depind caracteristicile HA p sunt tipul de reactivi, mediul și timpul
de macinare, tipul și diametrul bilelor de măcinare, rapor tul de masă pulbere -bilă și viteza de
rotație [48]. Se obține pulbere de HA p foarte cristalină însă de puritate scăzută [56] și
particule heretoge ne cu o struc tură bine definită [48].
1.1.3. 2 Metode umede

Avantajul acestor metode constă în faptul că se poate controla morfologia și
dimensiunea particulelor în funcție de condițiile de sinteză. Unul dintre dezavanta jele
potențial principal este temperatura scăzută de preparare în comparație cu metodele uscate,
ceea ce duce la generarea de faze CaP, altele decât HAp (α-Tricalcium phosphate (α -TCP) , β-
Tricalcium phosphate (β -TCP) etc.) și / sau la scăderea gradului de cristalinitate a pulberii
rezultate. În plus, diverși ioni din soluția apoasă pot fi încorporați în structura cristalului, ceea
ce duce la o pulbere de HA p cu impurități [56].
Reacția de Coprecipitare este cea mai simplă cale de sint eză umedă de nanoparticule
de HA p. Se realizează la temperatura camerei [56], presupune precipitarea a doi sau mai mulți
compuși simultan într -un solvent , implică nuclearea ( începutul formării particulelor) , crește rea
și aglomerarea particulelor , această metodă fiind un rezultat al suprasaturării [47]. Exemplu d e
flux de obținere a HA p prin medota coprecipitării : se solubilizează precurso rii de calciu și

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

29

fosfat separat , prin picurare solutia de fosfat se adaugă peste c ea de calciu menținându -se un
pH bazic . Urmează etapa de maturare la temperatura camerei . Impuritățile se elimină î n etapa
de spălare și calcinare [56]. Dimensiunea , morfologia și suprafața specifică a particulelor
depinde de condițiile de sin teză (temperatura de reacție, PH, dimensiunea și vit eza de picurare
etc.). Se păstrează raportul Ca/P =1,67 și se poate co ntrola dimensiunea particulelor [46].
Reacția de Hidroliză se utilizează atunci când dorim să trasformăm un fosfat de
calciu deja pregătit sau comercial (DCPA, fosfat de ca lciu dibasic deshidratat (DCPD) , TCP )
în HA p. Transformările de faz ă depind puternic de valoarea PH -ului, temperatura și prezența
altor ioni în afară de excesul de calciu și fosfat. Dimensiunea și morfologia particulelor este
variabilă [56].
Metoda Sol-Gel presupune o primă etapă de hidrolizare în care un reactant sau un
amestec de reactanți (de reg ulă alcoxizi) sunt hidrolizați , trecând într -o stare de soluție și o a
doua etapă presupune formarea rețelelor 3D ( prin policondensare sau poliesterificare ). Etapa
ulterioară a acestui proces implică mat urarea gelului (solidificare ), urma tă de uscare și
deshidratare ( temperatură > 800° C) [47] și în final, eliminarea reziduurilor organice din gelul
uscat rezultat folosind un tratament termic (calcina re) [56]. Avantajul acestei metode este
faptul că s e obține o pulbere omogenă de HAp , se pastrea ză raportul stoechiometric Ca/P ,
particule de dimensiuni nano. Dezavantajele majore includ generarea de faze secundare (de
obicei oxid de calciu, CaO) și costul ridicat al unora dintre materiile prime, în special
precursorii alcoxid [56], controlul asupra morf ologiei particulelor este redus , tratamentul
termic al produsului amorf modifică morfologia particulelor, modifică cristalinitatea, și induce
aglomerarea particulelor [47].
Sinteza hidrotermală este un proces ecologic (se află sub chimia verde) și este calea
directă pentru fabricarea nanoparticulelor submicronice la o temperatură relativ mai scăzută
fără a fi necesară o etapă ulterioară de calcinare. Procesul hidrotermal a fost utilizat pentru
sinteza diferitelor produse, cum ar fi oxizii metalici, fosfa ți și HA p [47]. Mecanismul metodei
este asemănător cu cel al meto dei de coprecipitare chi mică doar că etapa de maturare este
realiz ată la o temperatură ridicată, de obicei deasupra punctului de fierbere al apei, în
interiorul unui vas sub presiune într -o incintă închisă [56]. Se utilizeaz ă precursori de calciu
(nitrat,carbonat , clorură de calciu ) și precursori de fosfat (fosfat de dihidrogen de amoniu , acid
fosforic , fosfat de dihidrogen de sodiu ) [47]. Se păstrează stoechiometria raportului Ca/P

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

30

asemănătoare cu a HAp natural, se obține pu lbere de HA p foarte cristalină și de puritate
ridicată, favorizează diminuarea gradului de aglomerare ale particulelor, distribuția
particulelor este într -un domeniu îngust. În funcție de modificarea anumitor parametri de
sinteză (timp d e maturare în timpul procesului, temperatura, presiune , Ph etc.) se obțin diverse
morfologii (nanotije [57], nanotuburi [58], nanoplaci [59] etc) și dimensiuni al e particulelor
(nano sau micro) [56], de exemplu valoarea ridicată a P H-ului va contribui la o creștere
izotropă sau anisotropă slabă, astfel încât cristalul poate crește pentr u a forma nanoparticule
sferice , în general această metodă folosi ndu-se pentru obținerea d e tije , deoarece această
metodă fa vorizează creșterea p articulei pe o singură direcție [48]. Se pot utiliza aditivi pentru
modificarea mor fologiei nanoparticulelor de HA p în timpul sintezei (bromură de
hexadeciltrimetilamoniu (CTAB),poliamidoamină (PAMAM) ,dendrimeri -de-etil-diamin -tetra-
acetic (EDTA) ). Nanoplăcile de HA p sunt foart e ușor de utilizat în ingineria țesuturilor
deoarece această morfologie este similară cu morfologia țesutului biologic natura l [46].
Dezavantajul acestei metode este costul crescut asociat cu utilizarea unor echipamente scumpe
și controlul dificil al distribuției de mărime a nanoparticul elor [48].
Sinteza hidrotermală asistată de câmp de microunde presupune utilizarea unui câmp
de microunde în timpul procesului de maturare; creșterea temperaturii depinde de
interacțiunea între microunde și materiale. Sub câmpul electromagnetic, particulele pot
prezenta polarizare, cum ar fi polarizarea electronilor, polarizarea atomului, polarizarea
orientării și polarizarea încărcării spațiale. În comparație cu metodele tradiționalele de
încălzire externă, încălzirea cu microunde este rapidă , volumetric ă (în toată masa de material,
dinspre interior spre exterior ); încălzire a se realizează fără procesul de condu cție a căldurii,
determinând o încălzire uniformă într -o perioadă scurtă de timp (de câteva minute în
comparație cu metoda convențională care necesită multe ore). Astfel că se reduce considerabil
timpul de sinteză , deci și c ostul de sinteză a pulberii de H Ap [60]. Datorită lipsei de gradient
termi c se accelerează rata de cristalizare , se scurtează timpul de cristalizare și se red uce
temperatura de cristalizare și în plus metoda se realizează fără a utiliza surfactanți / șabloane
pentru a contr ola morfologia nanoparticulelor [61]. Metoda hidrotermală asistată cu câmp de
microunde poate fi , de asemenea , aplicată pentru a fabrica corpuri structurate poroase
interconectate prin spumarea precipitatelor HA p (def iciente de Ca) care conțin apă. Se
utilizează carbune activ ca material de înglobare pentru prepararea de ceramice cu dimensiuni
nano și /sau micro ale particulelor [48].

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

31

Metoda microemulsiei este folosită pentru a obține nanoparticule de HA p cu
dimensiune controlată , o bună dispersie, control asupra aglomerării nanoparticulelor și
distribuție de dimensiuni restrânse [46], de altfel se poate controla morfologia și nu necesită
utilizarea temperaturii înalte [56]. Microemulsiile sunt stabile în soluții izotrope care sunt
compuse dintr -o fază non -polară (d e obicei ulei), o fază polară ( de obicei apă) și un agent
tensioactiv [46]. Se utilizează surfactanții (moleculă amfifilă cu un cap hidrofil și coadă
hidrofobă) care pot reduce tensiunea superficială a lichidelor imiscibile, rezultând o fază
dispersată limitată în regimurile nanometrice, emulsia generată este astfel capabilă să
elibereze partic ule de dimensiuni nano [56].
1.1.3. 3 Procese la temperaturi ridicate

Se remarcă prin utilizarea temperaturii ridicată pentru a arde sau a arde partial
precursorii.Se realizează pri n două tehnici : combustie și piroliză [56].
Combustie este o metodă relativ simplă , necostisitoare în urma căreia se obține o
pulbere de HA p foa rte omogenă și de puritate mare , cu particule de dime nsiuni nano. Se
amestecă soluțiile apoase de precursori de calciu și fosfat , se adaugă HNO 3 concentrat pentru
a dizolva precipitatul alb rezultat, combustibilul este încorporat ulterior în soluția rezultată.
Reacția este inițiată prin încălzirea amestecului într -un cuptor la o temperatură destul de
scăzută (de exemplu 300 °C), aceasta este apo i urmată de o creștere bruscă a temperaturii, ca
urmare a arderii, la o valoare maximă. Ultima etapă este răcirea rapidă a amestecului [56].
Piroliză nu necesită un comb ustibil amestecat cu reactanții. P articulele de HA p se
formează într -o fază gazoasă generată de evaporarea fizică a precursorilor în stare lichidă.
Procesul de piroliză se desfăsoară într -o incintă închisă în lipsă totală sau partială de oxigen.
Se obține pulbere de HA p de cri stalinitate mare cu nanoparticule asamblate în agregate
micrometrice [56].
1.1.3. 4 Sinteza din surse biologice

Hidroxiapatita naturală e ste extrasă din surse biologice precu m: os de mamifere ( os de
pește, os bovin , os de cal ), plante și minerale (cal car), coajă de ou, cochilie de scoici, din surse
acvatice ( alge, os de pește) [62–65]. HAp naturală este nonstoechiometric fiind fie deficidar ă
în calciu fie în fosfor. HA p naturală este substituită în pozițiile d e calciu de către ioni de

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

32

sodiu, magneziu , zinc etc. și de către ionii flu orid în locul ionilor hidroxil . Prezența acestor
ioni în HA p naturală îmbunătățește interacțiunea cu țesutul osos natural și totodată utilizarea
HAp extrasă din surse naturale poate fi considerată a fi un proces ecologic, durabil și
economic pentru fabricarea acestor materiale, deoarece aceste materiale sunt disponibile în
cantități mari. Pentru e xtragerea HA p naturală din osul bovin se ef ectuează fie o etapă de
spălare (fierbere, agenți tensioactivi , soluții alcaline) sau o etapă de calcinare la temperaturi de
până la 1400° C pentru a eli mina compușii organici (grasime, maduvă osoasă , celule etc.) [66–
69]. În funcție de metoda de extragere și de parametrii spefici metodelor ( temperatură, timp ,
conce ntrație ) se poate obține particule de HAp cu morfologie de tip fulg (nanof lakes), semi –
sferice, de tip ac , plăcuțe (plate like) și dimen siuni nanometrice sau micronice [2].
Extragerea HA p din surse biogene este efecientă di n punct de vedere al costurilor , are mai
puține produse secundare , disponibilitate mare și în funcție de sursa biogenă se poate obține
HAp cu cristalinitate ridicată.Mai mult de atât se poate păstra arhite ctura naturală a țesutului
osos. Rahavi și colaboratorii [70] au comparat HA p ob ținută prin metoda sol -gel și HA p
obținută prin calcinarea oaselor provenite de la animale la 700 °C. În urma acestui studiu s -a
constatat că î n cea ce privește metoda sol-gel, conversia ma teriilor prime nu a fost de 100 % ,
regăsindu -se cantităț i mici de fosfat beta -tricalcic . Prin metoda sol -gel se menține raportul
stoechiometric Ca/P însă gradul de aglo merare este mai mare în cazul HA p sintetică
(dimensiunea particul elor este m ai mică) . HAp extrasă din oase naturale are un grad mai mare
de cristalinitate [47].

1.2 HIDROXIAPATITĂ DOPATĂ

1.2.1 Aspecte generale

Hidroxiapatit a naturală este un material cristalin și nonst oichiometric datorită prezenței
altor ioni precum ioni Zn2+, Mg2+, K+, Fe2+, F-, etc. HAp sintetic în comparație cu HA p natural
este un materia l stoechimetric, mai puțin cristalizat și se reso arbe cu viteze mai lente d ecât
viteza regenerării osoase . De acee a sunt de preferat ceramicele HA p slab cristaline sau amorfe
atunci când se ia în considerare viteza de formare a osului nou . Pentru a imita cât mai precis
chimismul Hidroxiapatitei naturale , se poa te dopa și co -dopa Hidroxiapatita sintetică cu
diverși ioni [9].

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

33

Un avantaj remarcabil al Hidroxiapatitei sintetice este acela că poate să incorporeze în
structura sa atomică aproape jumătate din el ementele din sistemult periodic [10]. În principiu
complexele anionice pot înlo cui grupările fosfat iar cationii metalici bivalenți și trivalenți pot
substitui calciul . Substituția ionică p oate afecta structura cristalul , cristalinita tea, proprietățile
suprafeței ( de exemplu sar cina electrică ), solubilitatea , proprietățile mecanice și proprietățile
biologice [71–78] (mineralele și urmele de elemente metalice accelerează formarea
oaselor) [10]. Tot mai multi cercetători prezintă un interes deosebit față de dopajul și co –
dopajul Hidroxiapatitei sintetice datorită îmbunătățirea performanței biologice a
Hidroxiapatitei prin această metodă [10].
În figura de mai jos se pot observa numărul anual de articole despre Hidroxiapatită
dopată și co -dopată publicate pe site -ul “ Science Direct ,, în perioada 2015 -2020 [79].

Fig.1.2 Numărul anual de articole despre Hidroxiapatită dopată și co-dopată în perioada 2015 -2020
[79].
Există 2 tipuri de substituție: cationica (ionii substituienți înlocuiesc atomii de Ca ) și
anionică (substituie atat grupări hidroxi l cât și fosfat). Substituția HA p cu zinc este o
substituție cationică. Bigi și colab. [80] au descoperit că doar 20% dintre ionii de Ca pot fi
substituiți [53].
Substituțiile ionilor bivalenți ( Zn2+, Mg2+ ,Sr2+ ) nu provoacă dezechilibru de sarcină în
structura de apatit, însă ionii monovalenți precum Na+ și K+ provoacă un dezechilibru de

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

34

sarcină care poate fi neutralizată prin crearea de vacanțe suplimentare sau prin apariția
substituțiilor simultane ale cationilor și anionilor fără formarea vreunui post vacant [81].
Localizarea cationilor de substituț ie în structura apatitică este, în gene ral corelată cu raza
lor ionică . Site -ul Ca (I) este mai m ic în volum decât situl Ca (II). Astfel că , un cation cu o rază
mai mare decât raza din Ca (I) trebuie să prefere și să ocupe site -ul Ca(II). Cu toate acestea,
unele experimentele au arătat invers (de exemplu, ionul Mn2+ (raza ionică de 0,080 nm)
substituie calciul ( raza ionică de 0,099 nm) în site -ul Ca(I) în fluoroap atit, însă în
clorarapatită, se substit uie simultan în ambele site -uri. Sarcina ionilor și legăturile
corespunzătoare afec tează distribuția dintre cation i între aceste două site -uri. În altă ordine de
idei distribuția catinonilor poate fi influențată de in teracțiunea Metal -Oxigen: site -ul Ca(I)
permite cationi mai mari datorită distanței Metal –Oxigen mai l ungi. Însă când numărul
ionilor mai mari crește, repulsia între atomii din poziția Metal (I) ar provoca o lărgire a axei c,
care este parțial restrânsă p rin distribuirea atomi lor metalici în site -ul Ca (II) [9].
Cationi trivalenți ( Ga3+, Al3+, Y3+ ) sunt încorporați sub formă de hid roxi-ioni cu valență
inferioară , pentru a menține echilibrul de sarcină . Capacitatea de schimbare a ionilor trivalenți
pare să depindă mai mult densitatea lor de încăr care decât de razele lor ionice [9]. Santos și
colab. [10] au investigat defectele în urma dopajului HA p cu ioni trivalenți și tetravalenți și
au raportat că ionii trivalenți au o pref erință energetică pentru site -urile de Ca iar ionii
tetravalenți pentru cele de P . [10].
1.2.2 Hidroxiapatită dopată c u ioni de Ga3+

Galiul (Ga) este un element din grupa a treia a metalelor cu numărul atomic 31, el a fost
descoperit î n 1875 de chimistul francez Emile Lecoq de Boisbaudran. Acest element există în
scoarța terestr ă, este de culoare alb -argintiu , are o temperatură de topire de 28,7646 °C și este
obținut ca produs secundar la extracția minereurilor de aluminiu și zinc. Ionul de Ga3+ are
proprietăți asemănătoare cu ionul de Fe3+ în sensul că raza ionică octaedrică pentru Ga3+ este
de 0,620 Å în comparație cu 0,645 Å pentru Fe3+, raza ionică tetraedrică este 0,47 Å pentru
Ga 3+ și respectiv 0,49 Å pentru Fe3+ , potențialul de ionizare și afinitatea electronilor pentru
Ga3+ sunt 6 4 eV și 30,71 eV, în timp ce pentru Fe3+ sunt 54,8 eV și, respectiv, 30,65 eV [82].
Inserția ionilor de Ga3+ în matricea Hidroxiapatitei ajută la îmbunătățirea proprietățil or
mecanice ale Hidroxiapatitei . S-a demonst rat că parametrii de rețea ai HA p nesubstituită sunt

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

35

identici cu ai Hidroxiapatitei subtituite cu ioni de Ga3+. Ionii de Ga3+ nu înlocuiesc ionii de
Ca2+ din reteau a de HA p datorită substituției heterovalente , deci nu se produc distorsiuni în
cadrul matricei hidroxiapatitei, acești a rămân puternic fixați sub formă de soluție solidă de
intercalație [83]. Există două moduri posibile de încorporare a metalelor trivalente în rețea
cristalină de hidroxiapatită: prin heterovalență / substituire și prin intercalare, de ex. prin
formarea de soluții solide de substituție / intercalare. Ca sumă de raze ionice Ga3+ + NH4+=
2,69 Å depășește spațiul disponibil pentru situsul Ⅱ al Ca2+ = 1,98 Å și, în același timp,
parametrii de rețea nu cresc, înseamnă că a tunci când se utilizează Ga (NO 3)3 ( precursor ),
galiul formează o soluție solidă de intercalare / substituție. Pe de altă parte, când se utilizează
galatul de sodiu pentru sinteză (suma Ga3+ + Na+ = 1,64 Å), în principiu, perechea
heterovalentă poate înlocui Ca2+ din situsul Ⅱ disponibil în rețea, dar este prea mică pentru a
forma o soluție solidă de substituție. In cele din urma, eșecul de a obține soluții solide de
înlocuire poate fi datorat solubilității mai mari a acestor compuși în comparație cu a
hidroxiapatitei fără galiu [84].
Deși sărurile și complexele de galiu nu au nicio funcție fiziologică cunoscută în corp ul
uman, anumite caracteristici, în special proprietățile asemănătoare cu fierul ale acestora , le
permite să interacționeze cu procesele celulare și proteinele biologice importante , (raza ionică,
afinitatea electronilor, potențial de ionizare) [83]. Fierul joacă un rol important în transportul
de electroni mitocondriali, sinteza ADN -ului, metaloenzime, reacții redox și proliferare
celulară, astfel că odată ce ionii de Galiu intră în celulele cu activitate metabolica rapidă
(celule canceroase sau bacte riene) prin canalele ionilor de Fe , prin mecanisme de transf er in
dependență și independență , ionii de Galiu induc apoptoza celulară. S-a demo nstrat că galiul
are efect antineo plastic asupra cancerului mamar , de prostată și limfatic [85].
O proprietate importantă a galiului este afinitatea ridicată de a se lega la tran sferină
(proteina de transport a fierului în circulație), însă î n comparație cu fierul , galiul nu poate f i
redus în condiții fiziologice . Acestă proprietate face ca ionii de Galiu să aibă u n efect
antibacterian pronunțat . Bacteriile necesită ioni de fier pentru creștere și pentru funcționarea
unor enzime (cele implicate în s inteza ADN, transport electroni ), prin urmare , galiul perturbă
homeostazia de fier celular ( galiul se leagă de anumite proteine ) astfel că galiul inhibă
creșt erea și reproducerea bacterilor [18].

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

36

În 1931 Levaditi [86] a pus în evidență pot ențialul terapeutic al galiului , folosind tartrat
de Ga pentru tratarea sifilisului la iepure. Cercetările privin d toxicitatea acestuia și distribuția
tesuturilor au început în 1940 utilizând radioizotopii 67 Ga, 72 Ga, constatări precum cresterea
și remodelarea unor țesuturi ( de exemplu țesut osos), precum și prezența unor elemente
similare galiului cu activitate antineoplastică au condus la orientarea cercetărilor galiului în
tratamente împotriva cancerului. Acesta a fost găsit ca fiind extrem de eficient în reducerea
creșterii unor tumori subcutanat e făra a prez enta o toxicitate semnificativă . În urma unor
studii clinice ulterioare , 43% din pacienții cu limfoame maligne recidivate au raspuns
favorabil la trat amentul cu nitrați de galiu . S-au constat și alte proprietăți ale galiului precum
proprietăți antiinflamatorii (galiul acumulându -se în zona de interes reducâ nd inflamația) ,
imunosupresivitate (suprimarea artritei adjuvante la șoarece similară cu artrita reumatoidă a
oamenilor) , antiresorptivitate (în țesutul osos , galiul este utilizat pentru suprimarea osteolizei
și durerilor osoase asociate cu mielom multiplu și metastaze osoase precum și în tratarea
microcalcifierilor de malignitate) [12].
Efectul inhibitor al ionilor de Ga asupra activității de resorbție osoasa a osteoclastelor a
fost evidențiat în numeroase studii. Hall și colab. [87] au efectuat teste in vivo, acestia au
implantat subcutanat particule osoase incărcate cu Ga (provenite de la șobolani injectați
anteri or cu Ga) unor șobolani timp de 5 -12 zile. În urma acestui test s -a demostrat că
particulele osoase care conțineau galiu au fost resorbite în număr mai mic în comparație cu
cele făra galiu precum și că efectul galiului de a inhiba resorbția osoasă nu a red us numărul de
osteoclaste și nu a afectat morfologia acestora. Un alt studiu ce viz a tratare osteoporozei la
găini , a arătat reducerea mortalității găinilor hrănite cu suplimente cu galiu, creșterea
concentrațiilor de minerale osoase a vertebrelor, creșter ea volumului osului trabecular si a
grosimei trabeculare și corticale [12].
Deoarece galiul inhibă activitatea osteoclastelor fără a afecta negativ osteoclastele
poate reprezenta o strategie terapeutică locală promițătoare împotriva resorbției osoase
cauzate de osteoporoză și metastază osoasă [12]. În plus proprietatea galiu lui de a se lega de
transferină , ii permite acestuia să se acu muleze în celule cu proliferare accelerată, inclusiv în
țesutul malign . Odată intrat în celulele tumorale , Ga blochează sinteza ADN -ului, modifică
permeabilitatea membranei plasmatice și funcțiile mitocondriale, aces te evenime nte ducând la
apoptoza celulară [88].

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

37

Comportamentul ionilor de Ga în mediul fiziologic
În condiții fiziologice, în soluții apoase, ionul de Ga este trivalent și se poate hidroliza
aproape complet pe o gamă l argă de PH, rezultând în urma h idrolizării ionului Ga3+ diferite
specii de hidroxid precum Ga(OH) 4 , concomitent cu scăderea PH -ului cauzată de formarea
H3O+. La PH mare precipită Ga(OH) 3 amorf și foarte insolubil care tinde să se transforme
într-o stare stabila, cristalină , GaO(OH), însă la PH fiziologic (aproximativ 7,4) nu există în
esență Ga3+deci proce ntul de Ga (OH) 3 este foarte mic , Ga hidrolizat găsindu -se în mare parte
sub formă de Ga(OH) 4. Insolubilitatea Ga(OH) 3 este cauzată de coordonarea a șase molecule
de apă cu ionul Ga3+ care apoi sunt înlocuite progresiv cu grupări hidroxil [12].

Fig.1. 3 Diagrama ilustrează diferite specii apoase de Ga în funcție de PH la 25◦C [12].
Comportamentul ionilor de Ga în funcție de pH este luat în considerare la administrarea
și dezvoltarea medicamentelor pe bază de Ga. De exemplu dacă săruri de G a s-ar administra
pe cale orală , absorbția de ioni de Ga ar fi foarte scazută din cauza formării unor hidroxizi
slab solubili la nivel gastric (p H acid), de aceea este necesar să se dezvolte un sistem de
eliberare a ionilor de galiu direct în zona de interes. La nivelul țesutului osos Ga se
acumulează preferențial în regiuni me tabolice active precum matafiză , cartilaj de creștere și
zone de fractură [12].

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

38

1.2.3 Hidroxiapatită dopată cu ioni Zn2+

Zincul este un element din perioada a patra , grupa a douăspre zecea din tabelul lui
Mendeleev , cu numărul atomic 30 și cinci izotopi stabili ( 64Zn, 66Zn, 67Zn, 68Zn, 70Zn). Se
găsește în scoarța terestră sub formă de minereu de zinc (Sphalerită). Zincul a fost folosit
începând cu secolul I î.Hr.pentru fabricarea monedelor și a obiectelor decorative din alamă
(aliaj de cupru și zinc), însă prima sinteză de metal pur a avut loc în anul 1746 de către
savantul Andreas Marggraf prin reducerea calaminei folosind cărbune [89].
Substituția HA p cu z inc este o substituție cationică. Bigi și colab. [53] au descoperit că
doar 25% dintre ionii de Ca pot fi substituiți [53]. Studiile de simulare numerică au relatat că
ionii de Zn2+sunt mai favorabili din punct de vedere energetic p etru substituirea ionilor de
Ca2+ din situsul Ⅱ . Rezultate contradictorii apar în cazul subtituției ionilor de Zn2+ în locurile
vacante de Ca2+ și în coloanele de ioni OH-. Zn efect ează structura cristalului de HA p
deoarece acesta inhibă cristalizarea și formarea de HAp , cauzează distorsiuni în structură și
modifică proprietățile biologice [54].
Li și colaboratorii [90] au observat că stabilitatea termică și cristalinitatea apatitului
scad semnificativ odată cu creșterea concentrației de Zn, de altfel cantitate a care poate fi
incorporată în rețeaua de apat it depinde de metoda de sinteză . Miyaji și colab. [91] au studiat
substituția Zn progresivă în HA p, iar concluziile lor indică faptul că crescând concentrația de
Zn produsul final se sc himbă de la apatitul cristalin substituit la o fază asemănătoare cu
apatitul amorf, ei sugerând limita de substituție a Zn în HA p fiind de 15 mol%, comparativ cu
25% mol sugerat de Bigi și colab. S -au observat modificăr i ale parametrilor de rețea a HA p
substituită cu Zn datorat e diferențelor de rază ionică ( 0,074 nm pe ntru ionul Zn2+ și 0,099 nm
pentru Ca2+). Miyaji și colab. [91] sugearează că parametrul de rețea c scade progresiv c u
creșterea concentrației de Zn , parametrul a crește pentru conce ntrații de Zn mai mari de 5 %
(atribuindu -se probabil unor substituții ale grupărilo r OH din apatit cu ioni de Z n).
Tang și colab. [92] au arătat că cea mai favorabilă structură pentru Zn este coordonarea
tetraed rică, așa cum se arată în Fig.1.4 . Privind mai mult îndeaproape la coo rdonarea
tetraedrică (Fig.1.4 ), se poate vedea că printre cei patru atomi de oxigen legați de Zn, unul
este din cea mai apropiată gru pare hidroxil și trei sunt din grupări de fosfat adiacente. Aceast ă
aranjare a atomilor provoacă reducerea parametrului de rețea a de la 0,9488 la 0,9319 nm.

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

39

Gruparea hidroxil se îndepărtează de poziția axei sa le C și de Zn , atomul se depl asează
în afara site -ului Ca (Ⅱ). Ambele se apr opie între ele, iar distanța Zn – O(OH) este de 0,202 nm
față de 0,269 nm în distanțele ideale în HAp . Prefe rința Zn pentru situsul Ca (Ⅱ) poate facilita
absorbția și eliberare a Zn de către HA p [9].

Fig.1. 4 Vizualizare detaliată a coordonării octaedrice locale a Zn încorporat în structura Hap cu
distanțe interatomice [9].
Zincul este al doilea cel mai abundent oligo -metal din organismult um an și un
micronutrient esențial , el fiind implicat în peste 300 de reacții enzimatice (a nhidraza
carbonică, superoxid dismutaza, dehidrogenază lactică, fosfataza alcalină, carboxipeptidaza
etc.), în plus acesta nu se red uce în mediu fiziologic precum fierul și c uprul. Corpul unui adult
conține aproximativ 2 -3 grame de Zn, dintre care 30% aparțin țesutului osos și 60% mușchilor
scheletici . [93] Cantitatea de Zn necesară unui organism adult este de 15 mg/zi. Zincul joacă
un rol deosebit în creșterea și dezvoltarea organismului atât în perioada intrauterină cât și
după aceea , deoarece joacă un rol crucial în sinteza de ADN și ARN (responsabili de
diviziunea c elulară) datorită enzi melor dependente de Zn (timidin kinază, ADN polimerază,
ARN polimerază) [53].
Papirusurile egiptene dezvăluie utilizarea zincului în creme de piele, terapeutice
(vindecarea rănilor și tratarea bolilor de piele) în Egiptul Antic. În 1771 Gaubis a menționat
pentru prima dată într -o lucrare științifică te rapia cu zinc pentru tratarea convulsiilor și
spasmelor. În 1961 neurologul Schouwink [94] a demonstrat că sărurile de Zinc nu produc
reacții adverse , zincul devenind principalul element în tratarea bolii Wilson. În secolul
douăzeci se recomandă suplimente cu zinc persoanelor cu dezvoltare sexuală întârziată,

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

40

creștere ș i dezvoltare întârziată , pre cum si pentru a accelera vindeca rea rănilor. În 1975,
zincul este folosit pentru a vindeca acrodermatita entero hepatică [89].
În prezent nanoparticulele de zinc sunt folosite în aplicații biomedicale precum terapia
cancerului, administrare de medicamente, agent antimicrobian, bioimagistică, ingineria
țesutului osos, în produse farmaceutice regenerative (dermatologie) etc. [89,95 –97].
În 1974 , Ronaghy și colaboratorii [93] au efectuat studii ce implică suplimentarea cu Zn
a copiilor de sex masculin din Iran , în urma cărora s -a descoperit că 40mg/zi de Zn stimulează
creșterea osoasă [53]. Deficitul sever de Zn se manifestă ca anemie, boli cardiovasculare,
retard de creștere, hipogonadism și epuizare mentală. Alte studii efectuate de Laudermilk [98]
în 2012 suplimentând fete prepubescente, au de zvăluit ca Zincul ajută la creșterea
dimensiunilor oa selor și a rezistenței acestora , influențân d pozitiv și geometria acestora ,
densitatea oaselor crescând cu 1% .
În 2006 , Tang și coloboratorii [99] au identificat transportorii de Zn , ZIP-1, iar în anul
2008 , Yamaguchi [100] a demostrat că prezența zincului sporește expresiile RUNX2 (factor
de tra nscripție asociat cu osificarea ), osteoprotegrin și regucalcin în osteoblaste. Efectul
asupr a inhibării osteoclastelor se datorează faptului că zincul poate inhiba stimularea RANKL
și semnalizarea unei căi înrudite cu RANKL în pre -osteoclaste (dezvoltarea osteoclastelor
depind e de doi factori hematopoietici : citokina , activatorul recep tor al ligantului HF -kB
(RANKL ) și factor de stimulare a coloniei 1 -macrofag ( MSCF ) [53].
Efectul antimicrobian al zincului se atribuie parțial oxidării ionilor de Zn2+ și generării
de ROS (specii reactive de oxigen care produc liza celulară), interacțiunea electrostatică între
Zn2+ și peretele celular încărcat negativ dar și deteriorării pereților celulari indusă de
interiorizarea ionilor de Zn în celula bacteriană [19]. Diverse studii relatează e fectul toxic
impotriva S.aureu s, E. Coli, bacteriilor de holeră, Bacillus subtilis (gram pozitive) , ciuperca
Candida albicans, Pseudomonas aeruginosa în m are parte prin generarea de ROS . O
dezorganizare mai mare a peretele celular și membrana celulară și contracția celulară a
bacteriilor la tratamentul cu Zn a fost observată la β -lactamazelor cu spectru e xtins care
generează E.coli și Klebsiella pneumoniae [89].

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

41

1.3 COLAGEN

Colagenul este o proteină fibroasă insolubilă în soluții apoase în forma sa natală d ar
solubilă în forma denaturată . Colagenul este principala proteină responsabilă pentru structura
corespunzătoare a oaselor, tendoane, piele, printre alte țesuturi și organe. Este distribuit din
abundență în matricea ex tracelulară (ECM) și în țesutul conjunctiv al mamiferelor și este cea
mai abundentă proteină la animale [101] (constituind mai mult de o treime din țesutul proteic
al corpului ) [39], deoarece este responsabilă de menținerea integrității structu rale a organelor
și țesuturilor . Pe lângă funcția sa de proteină structurală, colagenul are mai multe alte funcții
biologice, cum ar fi reglarea aderenței celulare, a migrării și diferențier ii [101] .
De-a lungul mai multor decenii, a evoluat un sistem de nomenclatură în care fiecărui tip
de co lagen i s -a atribuit un număr ( numere romane ), care reflectă în general ordinea
cronologică în care a fost descoperit. Fiecare lanț α de un tip diferit de colagen este desemnat
cu un număr progresiv (α1, α2, s.a.m.d. ) urmat de numărul tipului de colagen. De exemplu,
pentru a exprima compoziția în lanț a unei molecule tipice de colagen I, care este formată din
două catene α1 și o catena α2, se utilizează notația [α1 (I)] 2 [α2 (I)] [102] .
Exist ă cel puțin 20 de tipuri de colagen, în funcție de anu mite caracteristici structurale,
totuși, în corpul uman, 80% -90% colagen aparține tipurilor I, II și III, care sunt colageni
fibrilari cu o lungime de aproximativ 30 0 nm. Tipul I este cel mai abundent tip de colagen în
piele, tendon, os, ligamente, dentină și țesuturi interstițiale, tipul II se găsește în principal în
cartilaj și umoarea vitroasă , iar tipul III este localizat de preferință în piele, mușchi și vase de
sânge. Restul de 20% -10% dintre colagenii umani aparțin colagenului de tip V ( colagen
fibrilat similar cu t ipul I) și tipurilor VI și IX . Colagenul de tipul VI este abundent în
majoritatea țesuturilor interstițiale iar colagenul de tipul IX se găsește în principal în cartilaj și
umoare vitroasă [103] .
Colagenul este generat de fibroblaste într -o formă procolagenă, cu o structură triplă
elicoidală [103] . Procolagenul este transformat în tropocolagen prin îndepărtare a N- și C-
propeptidelor cu ajutorul proteazelor, ceea ce du ce la telopeptide scurte nonelice.
Tropocollagenul triplu se a utoasamblează în formă de elice , liniar ( propeptidele terminalele N
și C fiind dispuse față în față) și lateral, în mod eșalonat, pentru a forma tablouri organizate
de micro -fibrile . Ansamblurile sunt stabilizate prin legături intra și intermole culare . Fibrilele

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

42

mature capătă r ezistență și stabilitate după procesul de re ticulare în ca re sunt implicate
telopeptidele . Procesul de reticulare are loc după asamblarea fibrilelor. Fibrele se pot asambla
suplimentar pentru a produce fibre și rețele macroscopice distribuite în diferite țesuturi
corporale [104] .

Fig 1. 5 Structura colagenului . Transformarea Procolagenului în Tropocolagen [104] .
Structura primară a colagenului este o triplă de aminoacizi ( -Gly-X-Y-) n unde Gly
este glicina , X este prolină și Y este hidroxiprolină [40] (singura secvență care nu perturbă
conformația elicoidală a triplului helix ) [102] . Hidroxiprolina este un aminoacid necodat
produs prin hidroxilarea posttranslațională a prolinei și constituie în colagen mai mult de 50%
din conținutul total de aminoacizi [40]. Cel mai frecve nt triplet este Gly -Pro-Hyp (10, 5% din
toate triplete le), amino -acizii Prolină și Hydroxyprolină contribuie la stabilitatea triplului
helix . Alte triplete frecvente sunt: Gly-Leu-Hyp (5,5% din totalul tripletelor), Gly -Pro-Ala
(3,4%), Gly -Ala-Hyp (3,4%), Gly -Glu-Hyp (2,8%), Gly – Pro-Lys (2,7%), Gly -Glu-Arg
(2,7%), Gly -Pro-Arg (2,6%), Gly -Glu-Lys (2,5%), Gly -Phe-Hyp (2,5%), Gly – Pro-Gln (2,5%)
și Gly-Ser-Hyp (2,3%) [102] .
Structura secundară este un α helix , unde ( -Gly-X-Y-) n tripeptide sunt lega te între
ele, cu formarea unei elice triple de tip I, II și III. Domeniile nonelic e sunt la sfârșitul
lanțurilor α , unde C -terminal inițiază formarea triplu helix și N -terminal este implicat în
reglarea diametrelor fibrilare primare. Telopeptidele scurte nonhelicoidale ale colagenului
sunt legate prin legături covalente cu alte molecule de colagen ș i alte molecule prezente în
ECM [40].

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

43

Structura terțiară a moleculelor de colagen este un triplu helix, care este de obicei
format ca un heterotrimer cu două catene identice și o catenă dif erită [40].

Fig 1. 6 (a) Tripla helix de colagen. (b) lanțuri α c ) secvența polipeptidică Gly -X-Y, X și Y fiind
prolină și hidroxiprolină [102] .
Structura de triplu helix este specifică familiei de colagen și este responsabilă pentru
proprietățile mecanice și bioactivitatea sa . Modificarea acestei structuri (mutații, denaturare)
fiind asociate cu diferite boli sau îmbătrânire [102] . Triplul helix are o structură asemănătoare
unei tije, cu diametrul de 1,5 nm și lungimea de aproximativ 300 nm, cu domenii nonhelicale
terminale, N – și C- propeptide [104] . Triplul helix de colagen se caracterizează prin împletirea
a trei lanțuri polipeptidice elicoidale (n umite lanțuri α) cu pasul 9,5 Å , formând o structură
superhelicală. Fiecare polipeptidă formează o helixă stângă în care fiecare al treilea reziduu de
aminoacid ajunge în centrul superhelixu lui [102] .
Un lanț de prote ine conține 1000 de aminoacizi , este format printr -o legătură covalentă
a secvențelor repetate de trei aminoacizi Gly -X-Y, corespunzând glicinei (Gly -reprezentând
aproximativ o treime din secvență), prolină sau hidroxiprolină (reprezentând o șesime din
motivul secvenței) și un alt aminoacid [104] .
Trei lanț uri individuale de procolagen se conectează prin legături de hidrogen, legături
dipol -dipol , legături ionice și interacțiuni van der Waals pentru a forma un triplu helix la
dreapta [104] . În tripla helix de colagen, legăturile peptidice care leagă aminoacizii adiacenți

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

44

sunt în interiorul moleculei. Astfel, triplul helix de colagen este rezistent la atacul proteaze lor
generale , cum ar fi pepsina . Potențialul de interacțiune și legături le încrucișate cresc deoarece
aminoacizii din pozițiile X și Y au lanțurile lor laterale pe s uprafața exterioară a
proteinei [102] .
Din motive sterice, centrul triplului helix trebuie să fie ocupat de glicină (aminoacidul
trebuie să aibă dimensiuni mici pentru a permite o asamblare strânsă )[102] , în timp ce
celelalte reziduuri de aminoacizi sunt dispuse pe suprafața exterioară [104] . Aminoacizii
succesiv i sunt separați axial cu 2,86 Å [102] .
În structura cuaternară fibrilele de colagen sunt capabile să se autoasambl e într -o
formă supramoleculară de cinci molecule de colagen triplu elicoidale extrem de orientate .
Colagenul fibrilar este insolubil în s tructura sa natală în apă, dar forma denaturată de
procolageni poate fi solubilizată în soluții apoase [40].
Datorită structurii lor tridimensionale, fibrilele de colagen au o rezistență la tracțiune
foarte bună. Matricea de colagen c are conține colagen de tip II ( fibre cu diametru mai mic
decât cele de la colagen de tip I și sunt orientate aleatoriu în matricea proteoglicană vâscoasă )
prezintă o rezistență la compresiune permițând astfel arti culațiilo r să absoarbă șocurile [103] .
Colagenul a găsit o largă varietate de aplicații în domeniul medical, inc lusiv: suturi,
agenți hemostatici, înlocuirea și regenerarea țesuturilor (os, cartilaj, piele, vase de sânge,
trahee, esofag etc.), chirurgie cosmetică (buze, piele), compoz ite dentare, regenerarea pielii ,
contraceptive (metoda barieră), matrici biodegrada bile, înveliș protectoar al nervilor, înveliș
protectoar al implanturilor, bandaj al corneei, lentile de contact, eliberare controlată de
medicament etc. Poate fi ușor modificat în diferite forme fizice, cum ar fi pulberi, particule,
fibre, geluri, soluții , filme, membrane, bureți, amestecuri cu alți polimeri și ceramică
(compozite pe bază de ceramică ) [40].

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

45

Tabel 1.1. Avantajele și dezavantajele utilizării colagenului ca biomaterial natural [105–108].
Avantaje Dezavantaje
 Disponibilitate (ușor de izola t / extras din diverse
țesuturi : os, piele etc.)
 Noxic și biocompatibil
 Biodegradabil și bioabsorbabil
 Nu produce răspuns inflamator ca urmare a
biodegradării
 Antigenicitate slabă / fără antigenicitate
 Suprafață bioactivă ( interacționează cu celulele osoase )
 Chimia suprafeței modificabilă
 Capacitate de gelifiere
 Activitate hemostatică
 Compatibil cu polimeri sintetici
 Posibilitate de prelucrare sub diferite forme
 Susține proliferarea și diferențierea celulară
 Poate influența pozitiv proprietățile unui material
compozit, de exemplu : proprietăți mecanice mai bune,
biocompatibilitate crescută , se poate creste gradul de
porozitate, favorizează prelucrabilitatea , crește
bioabsorbabilitatea
 Rezistență mecanică slabă
 Hidrofilicitate ridicată (forma
denaturată ) care af ectează cinetica
de eliberare ( în cazul sistemelor
cu eli berare controlată de
medicament )
 Variabilitatea colagenului izolat
 Purificare scumpă / costuri
ridicate
 Dificultăți la prelucrare,
manipulare și steril izare
 Controlul degradării in vivo
 Termostabilitate scăzută în forma
sa naturală
 Rezistență enzimatică scăzută în
forma sa naturală

Metode de extragere ale colagenului
Colagenul se poate extrage din diverse surse precum deșeuri de pește, oase și piele ale
unor păsări și mamifere ( bovine, porc etc . ) etc. [109–111].
Una dintre cele mai utilizat e metode de a extrage colagenul la nivel industrial este
Hidroliza chimică însă din punct de vedere al menți nerii proprietăților biologice este de
preferat u tilizarea hidrolizei enzimatice . Hidroliza chimică se bazează pe solubilitatea
colagenul ui în soluț ii saline, de exemplu NaCl [112] . Procesele enzimatice generează mai
puține reziduri și pot reduce timpu l de procesare, dar acestea au un cost crescut în comparație
cu procesele hidrolizei chimice. Pentru a extrage colagen este necesar să se îndepărteze
numeroase legături covalente intra și intermoleculare, care implică în principal reziduuri de
lizină și hidroxi -lizină, legături ester și altele. Înainte de a putea fi extras colagenul, este
efectuată o pre -tratare folosind un acid sau o bază în funcție de originea materii prime din car e
urmează a fi extras colagenul . Pre -tratamentul este utilizat pentru a îndepărta substanțe

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

46

necolagene [113] .
O altă metodă de extragere a colagenului include utilizarea ultrasunetelor de frecvență
inaltă în combinație cu metodele clas ice de extragere. Ultrasunetele cu intensitate scăzută sunt
utilizate pentru a demonstra prop rietăți fizico -chimice, cum ar fi compoziția, structura, starea
fizică și debitul unei substanțe. Ultrasunetele de intensitate mare sunt utilizate pentru a
promova emulsif icarea, distrugerea celulelor , reacțiile chimice și pentru a inhiba activitatea
enzim elor. Acestea pot produce încălzire , com presie / expansiune etc dar cea mai importantă
proprietate a sa este cavitația, unde produce zeci de milioane de micro -bule pe secundă în
lichide, iar aceste micro bule se generează și se opresc prin ultrasunetele în mod repetat. Acest
fenomen provoacă turbulențe mari instantaneu, creșterea temperaturii la 5.000 K și creșterea
presiunii până la 1.200 bar. Energia generată în acest moment descompun e materialul [114].
Avantajele utilizării acetei metode sunt reducerea timpului de procesare și creșterea
randamentului procesului [110] .

1.4 OXID DE GRAFENĂ (GO)

Deși existența grafenului se cunoaște din 1859 , fiind studiat mult timp de către Wallace
[115] , acesta a atras un interes deosebit după ce Andre Geim și Nosovelov [116] a izolat un
singur strat de grafen în anul 2004 prin clivarea mecanică a unui cristal de grafit folosind
metoda scotch tape. Datorită absenței grupărilor de oxigen, graf enul este considerat hidrofob.
Oxidul de grafenă (GO ) a fost produs prin exfolierea oxidului de grafit și este un si ngur strat
de oxid de grafit. Singura diferență între grafen și GO este prezența atomilor de oxigen legaț i
de carbon în acesta din urmă. GO este produsul unui derivat hidrofil al grafenului [117] .
Oxidul de grafenă se poate obține prin exfolierea grafitului oxidat (de exemplu cu
ajutorul ultrasunetelor ) [118] . Oxidarea grafitului presupune tratarea acestuia cu acizi și
agenț i puternici oxidanți ( KMnO 4). Prima etapă este amestecarea grafitului cu acid sulfuric
(H2SO 4) pentru a face grafitul reactiv . A doua etapă este adăugarea permanganatului de
potasiu. Permanganatul de potasiu î n reactie cu H2SO 4 generează heptaoxidul de mangan
(Mn 2O7), specia activ ă responsabil ă de oxidarea grafitului . Se poate uti liza o sursă naturală de
grafit , supusă purificarii [119] . Grafena oxidat ă rezultata este un material nestoichiometric

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

47

heterogen, care contine grupari hidroxil, epoxi si carbonil pe partile bazale, și grupari carboxil
si carbonil pe margini [118] .

Fig.1.7 Modelul structural pentru oxidul de grafenă [119] .

Structura grafenei presupune un singur strat de atomi de carbon hibrodizați sp2 și
aranjați hexagonal formând elementul de construcție 2D al multor alotrope de carbon precum
bile – 0D, nanotuburi de carbon – 1D și grafit – 3D. Grafenul a fost foarte cercetat în ultimul
deceniu în domenii precum nanoelectronnică , nanocompozite, senzori etc . datorită
proprietăților remarcabile [120] . Grafenul monostrat perfect atomic a afișat modului lui
Young de 1,0 TPa și o rezi stență la fractură de 130 GPa ( datorită legăturii C -C puternice ), mai
puternic ă decât orice alte biomateriale, suprafață specifică mare (2630 m2/g) ,cond uctivitate
termică (5 000 W/m/K ) și electrică (10 000 s/cm) , bune proprietăți optice [120–122].
Proprietățile mecanice ale grafenului sunt influențate de defectele de structură (locuri vacante
monoatomice și dislocări Stone – Wales [121,122] (Un defect Stone -Wales este un defect
cristalografic care implică schimbarea conectivității a doi atomi de carbon legați π, ce ea ce
duce la rotaț ia lor cu 90° în raport cu punctul mediu al legăturii lor ) [123] și defecte de dopaj
sau de funcționalizare [124] .

Fig.1.8 Defect Stone -Wales

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

48

Structura GO permite modificări chimice suplimentare (funcționalizarea suprafeței cu
grupări sau biomolecule prin legături covalente, legături de hidrogen, interacțiuni ionice )
[120] . Oxidului de grafen ă conține oxigen reactiv, ceea ce îi atribuie activități chimice mai
ridicat e pentru modificarea suprafeței , dar cu modul mai mic al lui Young (207,6 ± 23,4 GPa) .
GO poate fi redus la oxid de grafen ă redus (rGO) cu un m odul Young mai mare de 0,25 TPa .
Comparativ cu grafenul curat, derivatele sale oxigenate (GO) și rGO) au afișat un
comportament de stabilizare mai mare în mediile apoas e [124] .
Compozit ele pe bază de grafen au avantaje mari atunci când sunt utilizate în r epararea și
regenerarea oaselor, deoarece pot induce diferențierea osteogenă și condrogenică a celulelor
stem. În comparație cu alte materiale de armare, grafenul și derivații săi (oxid de grafen (GO )
și oxid de grafen redus (rGO), po t crește mult propriet ățile mecanice ale compozitului,
îmbunătățește elasticitatea și flexibilitatea (adaptabilitate la suprafețe plane sau neregulate)
[124] .
GO a fost introdus în domeniul biomedical în 2008 de către Dai și colaboratorii săi [125]
când aceștia au studiat grafena pentru suport pentru sisteme cu eliberare controlată de
medicament. Cele mai spectaculoase rezultate ale GO sunt în ramura ingineriei și regenerării
țesuturilor. Ingineria țesuturilor este un domeniu științific pentru reproducerea sau regenerarea
țesuturilor dete riorate sau a organelor întregi , folosind o combinație de celule, schele
inginerești, și molecule bio logic active pentru a restaura, menține sau îmbunătății funcția
țesuturilor . Un biomaterial ideal poate transporta biomolecule active, generează semnale
fiziologice adecvate, stimulează proprietățile mecanice din țesutul nat iv și oferă un substrat
pentru interfața cu celulele vii, favorizând atașarea celulelor, proliferarea și diferențierea
celulelor [120] . Prin urmare, principalul obiectiv pentru încorporarea grafen ului și a
derivatelor sale în HA p este îmbunătățirea proprietăților mecanice generale ale compozitul,
pentru a -și îndeplini mai bine funcțiile biologice [121] .
Deși HA p reprezintă unul dintre ce le mai biocompatibile materiale , proprietățile
mecanice ale sale sunt foarte slabe în comparați e cu cele ale osului natural [126] . HAp are
duritate , rezistență la fracturare și la abraziune mai scăzute decât a osului natu ral [122] . Pentru
a îm bunătății aceste proprietăți se poate folosii GO ca agent de armare și astfel cr ește
stabilitatea , duritatea (straturile dure promovează osteogeneza), rezistența la compresiune ,
modulul lui Young [120] . Li și colaboratorii [127] au remarcat faptul că nanocompozitul pe

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

49

bază de grafenă și HA p are proprietăți de biocompatibilitate mai bune decât nanoparticulele
hidroxiapatitei pure [128] . În plus, prezența GO poate îmbunătăți proprietățile biomedicale ale
colagenului, incluzând structura suprafeței, rezistența la compresiune și în globarea celulelor
osteobl astice, biocompatibilitate și biodegradabilitate sporită.
De asemenea, GO favorizează osteogeneza datorită abilității de a crește depozitul de
calciu sau concen trația locală de dexametazonă ( antiinflamator) prin stivuirea legăturilor π
între inele le aromatice ale biomoleculelor, dar și datorită morfologiei suprafeței (aspră și
neregulată) și a durității suprafeței [120].
Oxidul de g rafenă este folosit de asemenea în sisteme cu eliberare controlată de
medicamente , biosenzor pentru detectarea gluco zei, imagistică , terapia cancerului , ingineriei
de țesuturi și altele, datorită suprafeței sale extrem de mari și a biocompatibilități bune
[118,119,122,129 –131].

Fig.1.9 Diagrama schematică a diferitelor aplicații biomedicale ale oxidului de grafenă [128] .

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

50

CAPITOLUL 2
2.1 STUDIU DE CAZ TEORETIC
2.1.1 HAp nedopat
Cercetătorii Jia Chena și colaboratorii [ 1] au sintetizat HAp prin metoda Hidrotermală
asistată cu câmp de microunde la 160 ° C timp de 30 de minute. Ei au utilizat precursorii
Ca(NO 3)·4H 2O și (NH 4)2HPO 4, și au menținut pH 9 [132] . Pentru a demonstra puritatea
pulberii de HAp obținută prin acestă metodă, autorii au compara t difractograma probei de
HAp cu cea a HAp comercial e. Nu s -au observat alte interferențe de difracție s pecifice unor
specii străine [132] .

Fig.2.1 XRD HAp comercial ă (HA) și HAp realizată în laborator de către Jia Chena și colab. [132] .
Puritatea și cristalinitatea HAp sintetizată prin metoda Hidrotermală au fost demonstrate
și de către Liang An și colab. [133] . Aceștia au sintetizat HAp la 100 °C timp de 6 ore.
Comparând difractogram ele HAp standard (card JCPDS nr. 09 -0432) cu HAp sintetizată în
laborator, autorii au demonstrat că au obținut o probă foarte cristalină cu dimensiune de
cristalit mică fără a observa impurității [133] .
Yong -Zai Wang și Ying Fu [134] au studiat influența temperaturii și a perioadei de timp
în care are loc procesul hidrotermal asistat în câmp d e microunde, asupra cristalinității,
purității și morfolo giei probei de HAp. Autorii au preparat HAp folosind folosind materiile
prime: azotat de calciu tetrahidrat, acid fosforic și 1,2 -etilendiamina, prin metoda
Hidrotermală asistată cu câmp de microunde la temperatură cuprinsă în intervalul de 100 –

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

51

140 °C. Probele obținute au fost caracterizate prin XRD, FTIR și SEM. Rezultatele au arătat
cristalizarea unei singure faze HAp la toate temperaturile de sinteză. Autorii au arătat că se
pot obține nanoparticul e cu un nivel ridicat de cristalinitate la 140 ° C doar 1 min [134] .

Fig 2.2 Difractogramele probelor de HAp realizate de Yong -Zai Wang și Ying Fu : 1) în urma
procesului Hidrotermal fără tratament termic ulterior și 2) în urma procesului de calcinare la 900 ° C
timp de 1h ; (a) 100 ° C pentru 30 min, (b) 120 °C pentru 30 min, (c) 140 ° C pentru 1 min și (d) 140 ° C
timp de 30 min [134] .
Tabel 2.1 Mărimi de cristal și parametri de rețea calculați ale particulelor HAp sintetizate de către
Yong -Zai Wang și Ying F u în diferite condiții [134] .

Modelele XRD ale diferitelor probe de sintetizate de Yong -Zai Wang și Ying Fu [134] ,
prin metoda hidrotermală asistată în câmp de microunde arată că toate interferențele de
difracție pot fi indexate în faza hexagonală a HAp (grupa spațială P63 / m, nr. PDF 00 -054-
0022). Nu se observă alte impurități cristaline, ceea ce indică puritatea ridicată a probelor.
Maximele de difracție devin ascuțite și bine conturate odată cu creșterea temperaturii și / sau a
timpului de reacție, ce ea ce arată îmbunătățirea gradului de cristalinitate a probelor obținute.
Acesta indică faptul că o fază HAp cristalină bună ar putea fi obț inută la 140 ° C la o perioadă
mai scurtă de 1 min. În cazul probelor calcinate la 900 °C timp de 1 h, în afară de HA p au

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

52

apărut cantități mici de fosfat tricalcic (T CP), după cum rezultă din Fig.2.2 . Autorii au
demonstrat în lucrările lor anterioare că HAp cu deficit de calciu se va transforma în TCP
atunci când e ste tratat termic la 700 -900 °C [134] .
Autorii au c alculat dimensiunea medie a cristalelor și parametrii de rețea pentru fiecare
eșantion, prin abordarea fundamentală a parametrilor (FPA) a software -ului TOPOS. Așa cum
se arată în tabelul de mai sus, dimensiunea cristalelor în planele de difracție (100) ș i (002) are
valori diferite, ceea ce indică faptul că particulele au o morfologie anisotro pă care se extinde
pe direcția ( 001). Conform datelor prezentate în tabel ul 2.1 , dimensiunea cristalitului crește
odată cu creșterea temperaturii de tratament și / sa u timpului de reacție.Volumul celulelor
unitare și parametrii de rețea ai nanoparticulelor de HAp au indicat o mică contracție a rețelei
cu o creștere a temperaturii și / sau a timpului de tratament [134] .

Fig.2.3 Spectrele FTIR ale probel or de HAp obținute la (a) 100 ° C timp de 30 min, (b) 1 20 °C pentru
30 min, (c) 140 ° C pentru 1 min și (d) 140 °C pentru 30 min [134] .
Spectrele FTIR (Fig.2.3) ale probelor obținute de Yong -Zai Wang și Ying Fu [134] ,
demonstrează obținerea de HAp comform analizei XRD. Benzile de absorbție prezintă
vârfurile corespunzătoare grupării OH- (636 și 3568 cm-1), gruparii PO 43-(472, 566, 603, 965
și 1032 -1093 cm-1) și H 2O rezidual (3422 și 1640 cm-1), în timp ce benzile slabe (870 și 2918
cm-11) pot fi atribuite HPO 4. Nu a fost identificat nici o bandă de absorbție a CO 3. Rezultatele

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

53

au confirmat, de asemenea, că faza HAp obținută în această lucrare este un HAp cu deficit de
calciu [134] .

Fig 2.4 Imagini SEM ale probel or de HAp obținute la (a) 100 °C pentru 30 min, (b) 120 ° C pentru 30
min, (c) 140 °C pentru 1 min și (d) 140 ° C pentru 30 min [134] .
Cu ajutorul meto dei de caracterizare SEM, Yong -Zai Wang și Ying Fu [134] au
demostrat influența mare asupra morfologiilor, dimensiunilor și aglomerării particulelor a
cond ițiilor de sinteză . Odată cu creșterea temperaturii hidrotermale și / sau a timpului, gradul
de cristalinitate și dimensiunea cris talitului a nanoparticulelor HAp au cres cut, iar morfologia
pulberii HAp s-a modificat [134] .
La temperatura de reacție de 100 ° C timp de 30 min (a), s -au putut prepara nanorode mai
mici cu tendiță de agregare mare, cu dim ensiuni relativ uniforme. La temperatura de reacție de
120 °C timp de 30 de minute, nanoparticulele au fost mai puțin aglomerate și s -au format mai
multe nanorode alungite (b). Datorită încălzirii volumetrice prin iradiere cu microunde,
sinteza Hitrotermal ă are ca rezultat o nucleare omogenă într -un timp foarte scurt, nuclearea și
creșterea au loc simultan, ceea ce duce la cristale mici de HAp, cu dimensiuni uniforme, acest
lucru se observă în figurile 2.4 a și b. Când temperatura de reacție a fost de până la 140 ° C

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

54

timp de 1 min, morfologiile probei s -au schimbat într -o tijă asemănătoare prismei, cu secțiune
hexagonală regulată (c). Mărirea timpului de reacție de la 1 min la 30 min la o temperatură
constantă de 140 ° C, a dus la o morfologie a nanoparticulelor de tip prismă bine dispersată, cu
capete relativ ascuțite (d). La temperatura de reacție de 140 °C, nuclearea și creșterea
concurează dinamic datorită oscilației rapide a ionilor în soluție, doar o parte din nucleele
fosfatului de calciu a r putea supraviețui pentru a crește în cristale HAp mai m ari cu morfologii
regulate (Fig 2.4. c). Procesul de cristalizare s -a desfășurat foarte rapid în această etapă.
Prelungind timpul de reacție la 140 °C, creșterea cristalelor a progresat continuu prin
precipitarea de Ca2+, PO 43- și OH- pe cristalele de HAp formate inițial, în cele din urmă, s -au
format unele par ticule de prismă plafonată (Fig 2.4. d) [134] .
Liang An și colab. [133] au obținut în urma procesului hidrotermal particule cu
morfologie de tip nano benzi . Efectele timpului de reacție hidrotermală asupra formarea
nanobeltelor HAp au f ost cercetate prin variația timpul de reacție de la 0 și 24 h cu
temperat ura hidrotermică fixată la 200 °C și valoarea pH -ului soluției Na 2HPO 4 fixat la 11.5
în timpul proce sului de preparare a HAp.
Fig.2.5. a prezintă imaginea SEM a probei înainte de reacția hidrotermică. În acest caz
nu se pot observa nanobelete. Când timpul de reacție este de 0,5 ore (Fig. 2.5.b), în afară de
nanorode și nano foițe, se pot observa câteva nano benzi . Extinderea timpului de r eacție la 2
ore (Fig. 2.5.c), duce la transformarea nanorodurile și nanosheet -urile în nanobelete, fiecare de
aproximativ 0,3 –1,0 μm lungime și 30 –100 nm lățime. Când timpul de reacție atinge 4 ore,
dimensiunea nanobeletele nu au avut nici o schimbare semn ificativă, dar prezintă o
morfologie uniformă, separată . Prin creșterea timpul de reacție până la 8 ore, nanobeletele au
atins o dimensiune mai mare. Când extindem timpul de reacție mai mult nu se pot observa
modificări morfologice semnificative [133] .

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

55

Fig.2.5 Imagini SEM ale probelor de HAp preparate la diferite intervale de timp prin metoda
hidrotermală (a) 0 h, (b) 0,5 h, (c) 2 h, (d) 4 h, (e) 12 h și (f) 24 h [133] .

2.1.2 HAp dopat cu Zn

Montoya -Cisneros și colaboratorii [135] au sintetizat hidroxiapatită dopată cu un
conținut de Zn de 2, 4 și 6 % procente molare prin tratament Hi drotermal asistat cu
microunde, la 150șC timp de 1 oră. Nanoparticulele Zn@HAp au fost caracterizate prin
difracție de raze X, spectroscopie FTIR și microscopie cu electroni de transmisie. Autorii au
obținut cu succes particule fine de Zn@HAp conținând 2, 4 și 6 mol% Zn la 150șC timp de 1
oră, însă n u a fost posibilă incorporarea î ntregii cantități de Zn în structura HAp. Deși

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

56

procesul hidrotermal asistat cu microunde a furnizat nuclearea rapidă a particulelor de
Zn@HAp în suspensia coloidală precursoare în timpul scurt de reacție de 1 h, Zn(OH) 2
hidrolizat a afectat nivelul de suprasaturare a solutului din lichidul hidrotermic, împiedicând
precipitarea conținutului nominal de Zn în etapa de cristalizare [135] .

Fig 2.6 (a)Difractogramele XRD ale probelor de Zn@HA, preparate de către Montoya -Cisneros și
colab ., prin metoda Hidrotermală asistată cu câmp de microunde la 150 șC timp de 1 oră. Graficele
Rafinării Rietveld ale particulelor de Zn@HAp conținând (b)1,4, (c)3,6 și (d)5,3 mol% de Zn [135] .

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

57

Tabel 2.2 Caracteristicile chimice și fizice ale particulelor de Zn@HA preparate cu concentrație
diferită de Zn2+ de către K.L. Montoya -Cisneros și colab ., prin sinteza Hidrotermală asistată de
microunde la 150 șC timp de 1 oră [135] .

Notă:
o a Formula chimică a probelor a fost calculată din conținutul de Ca, Zn și P determinat prin
ICP-AES și OH – a fost calculată prin balanța de încărcare.
o bValoarea obținută folosind metoda Rietveld [135] .
Rafinări le Rietveld prezentate în Fig 2.6. b-d au fost calculate luând în considerare faptul
că conținutul total de Zn în structura HAp a fost înco rporat în Situri de Ca (II), așa cum se
sugerează în literatură. Abordarea de rafinare selectată a furnizat cele mai mici valori ale
factorului de bun de potrivire (GOF / χ2), care au fost sub 1,0 (tabelul 2.2 ), indicând
exactitatea corectă a rafinării ef ectuate în acest studiu. În schimb, folosind o a doua abordare
de rafinament, concentrațiile echimolare de Zn localizate atât la Ca (I) cât și în siturile de Ca
(II) au fost luate în considerare, acest lucru a dus la o diferență marcată între modelele
expe rimentale și cele calculate, demonstrată de o variație considerabilă în linia de referință
reziduală și o valoare mare a GOF (7,0%), ceea ce indică o adap tare slabă a acestui
rafinament [135] .
Modelele de difracție au fost indexate cu structura hexagonală a HAp (JCPDS nr. 09 -432).
S-a observat o ușoară scădere a intensității și lărgirea benzii de difracție odată cu creșterea

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

58

conținutului de Zn încorporat în structura HAp (Fig. 2.6 a), ceea ce a p romovat tulburarea
structurală și reducerea dime nsiunii cristalitului (tabelul 2.2 ). Substituția parțială a Ca cu Zn a
provocat o scădere a parametrilor de rețea Zn@HA p până la un conținut de Zn de 3,65 mol%.
Această tendință s -a produs din cauza diferențe i dintre raza atomică a Zn (0,74 Å) și a Ca
(0,99 Å). Cu toate acestea, o creștere a „a0” a avut loc când s -a încorporat 5,3 mol% de Zn.
Acest fenomen ar putea fi atribuit variațiilor lungimii legăturii OH- în structura HAp.
Analizele Rietveld au indicat c ă încorporarea a 3,42% mol Zn a dus la o extindere a lungimii
legăturii O -H până la 2,5613 Å, care este mai mare decât cea găsită în HAp pur (2.3945 Å). În
schimb, s -a obținut o reducere a lungimii legăturii O -H (2.476 Å) atunci când conținutul de Zn
a fos t crescut până la 5,3 mol% [135] .

Fig.2.7 Spectrele FTIR ale probei de HAp și Zn@HA sintetizate de către Montoya -Cisneros și colab .,
la 150șC timp de 1 h: (a) 0, (b) 1,4, (c) 3,6 și (d) 5,3 mol% de Zn [135] .
Rezultatele analizelor FTIR, au ilustrat o reducere sistematică a benzii OH vibraționale la
3570 cm -1 cu creșterea conținutului de Zn în structura HAp. Prin urmare, autorii presupun că
variația anormală a structurii HAp observată la un conținut de Zn de 5,3 mol%, nu s -a datorat
moleculelor de apă adsorbite, așa cum s -a propus în datele de literatură, deoarece nici banda
pentru apă la 1630 cm-1, nici banda vibrațională a HPO 42- la 870 cm-1 nu au fost observate în
analiza FTIR a probelor. S -a raportat prezența ionilor HPO 42- pentru a promova adsorbția apei
în structura HAp. Autorii presupun că modificarea (creșterea) parametrului „a0” la conținutul
Zn peste 5 mol% să fie indusă î n structura HAp din cauza unei distorsiuni localizate a ionilor
OH. Această variație anormală este de acord cu rezultatele raportate în literatură. Acești autori

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

59

au susținut, de asemenea, că creșterea neașteptată a „a0” se poate datora distorsiunilor
celul elor de rețea induse de încorporarea de Zn peste un conținut de 10 mol% [135] .

Fig 2.8 Imaginile TEM și distrib uțiile mărimii particulelor de Zn@HAp care conțin (a, d) 1,4, (b, e)
3,6 și (c, d) 5,3 mol% de Zn [135] .
Imaginile TEM au relevat faptul că pulberile Zn@HA obținute de către K.L. Montoya –
Cisneros și colab . [135] , constau din particule de dimensiuni nanometrice care prezintă o
morfologie de tip tijă. O reducere a măr imii particulelor Zn@HA p a avut loc treptat (fig. a -c),
iar mărimea particulelor a variat între 29 -67 nm. Aceste dimensiuni de particule au fost
similare valorilor lor calcu late prin rafinamentul Rietveld . Scăderea dimensiunii particulelor
poate apărea din cauza diferențelor în starea de suprasaturare a lichidului hidrotermic, care
sunt probabil induse de conținutul de Zn, provocând formarea masivă de nuclee care
împiedică dezvoltarea particulelor [135] .
Željko Radovanović1 și colaboratorii [136] au studiat efectul antimi croban al ionilor de Zn2+
ce subtituie ionii de Ca2+ în HAp. Probele au fost testate pe Escherichia coli, Staphylococcus
aureus, Pseudomonas aeruginosa și Candida albicans în mediu lichid. HAp a fost sintetizată
prin metoda Hidrotermală la 160 C timp de 3 ore, urmată de un tratament termic la 1200 C
timp de 2 ore (HAp12). Cercetătorii au dopat cu 0,2 și 0,4 % Zn (procente molare).

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

60

Determinarea viabilității celulelor fibroblaste MRC -5 a fost efectuată folosind două tipuri de
teste in vitro, MTT și DET. În a mbele teste, viabilitatea celulelor a fost explorată după 48 de
ore, 72 de ore și 96 de contacte cu pulberile [136] .
Tabel 2.3 Efectul antimicrobian al HAp și Hap@Zn2+ inainte (HAp) și dupa tratamentul termic
(HAp12) [136] .

Željko Radovanović1 și colaboratorii [136] , au obținut rezultatele activității
antimicrobiene a pulberilor HAp simplu și HAp dopat testate împotriva S. aureus (ATCC
25923), E. coli (ATCC 25922), P. aeruginosa (ATCC 27833) și C. albicans (ATCC 24433) în
tabelul de mai sus.
Gradul de reduce re, R, a fost calculat comparativ cu HAp folosind ecuația:
R (%) = 100(CFU HAp–CFU Zn@HAp )/CFU HAp[136] . (1)
Comparând rezultatele activității antimicrobiene a pulberilor dopate și nedopate, s -a
putut concluziona că activitatea antimicrobiană a crescut odată cu conținutul din ce în ce mai
mare de ioni Zn încorporați în pulberile HAp. Pulberea HAp nedopată a prezentat o activitate
antimicrobiană similară împotriva tuturor speciilor de microorganisme testate, cu excepția S.
aureus, care a fost mai susceptibilă. Cel e mai pronunțate efecte asupra reducerii tuturor
speciilor de microorganisme s -au observat folosind pulberi dopate cu Zn în urma
tratamentului la 1200 ° C. Probabil, motivul acestei activități superioare constă în faptul că
faza TCP formată în timpul tratam entului este mai solubilă decât faza HAp [136] .

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

61

Fig 2.8 Rata de supraviețuire a celulelor fibroblaste (MRC -5), testul MMT [136] .
Diagrama testului MTT arată o creștere reală a viabilității celulei cu timpul de contact.
Numărul celulelor în contact cu HAp și Zn (0,4) HAp12 au f ost aproximativ egal, în timp ce
celulele în contact cu pulberea Zn (0,2) HAp12 au avut o rată de supraviețuire ușor mai mică.
După 96 de ore, celulele au arătat aceeași viabilitate ca în proba control, ceea ce înseamnă că
pulberile nu au prezentat niciun efect citotoxic asupra celulelor și astfel biocompatibilitatea
lor a fost demonstrată [136] .

Fig.2.9 Rata de supraviețuire a celulelor fibroblaste (MRC -5), testul DET [136] .

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

62

Testul DET a confirmat c lar rezultatele testului MTT. Testul DET a arătat, de asemenea,
o creștere treptată a viabilității celulare odată cu creșterea timpului de contact al celulelor cu
pulberea. Viabilitatea este mai bună în cazul celulelor care au fost în contact cu pulberea Z n
(0,4) HAp12 decât cu pulberea Zn (0,2) HAp12, acest lucru poate fi explicat prin expunerea
lor la concentrații puțin mai mari de ioni Zn care, în calitate de micronutrienți, au crescut
proliferarea celulelor. Diferența de compoziție a fazei între HAp ne dopată și HAp dopată,
este evidentă, relatându -se o proliferare mai mare a celulelor MRC -5 după 96 h în extracte de
pulbere de Zn (0,2) HAp12 și Zn (0,4) HAp12 [136] .

Fig 2.10 FE-SEM. Micrografii de celule MRC -5 aderate pe suprafața unui vas Petri din plastic.
Celulele MRC -5 au fost în contact cu pulberi: a) HAp12, b) Zn (0,2) HAp12 și c) Zn (0,4) HAp12
[136] .
Analiza histologică a celulelor MRC -5 care au aderat la suprafața vasului Petri este
prezentată în figura de mai sus. Forma celulelor este ovală și alungită. S -a remarcat că
extensiile citoplasmatice au fost răspândite din celulele care se conectează la celulele
fibroblaste vecine. Aspectul celulelor este un indiciu al viabilității lo r. Acest test a confirmat
rezultatele obținute prin testele MTT și DET.

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

63

H. Begam și colab. [137] au demonstrat efectul antibacterian pentru HAP@Zn.
Diametrul zonei de inhibiție a fost mai mare în cazul probelor de HAp dopate cu Zn în contact
cu bacteria gram -pozitivă ( S. aureus ). S-a format o zonă de inhibiție și în cazul bacteriei
gram -negative ( E. coli ). HAP pur (100%) nu a arătat nicio activitate antibacteriană împotriva
ambelor bacterii .Cu c ât concentratia ionilor de zinc creste, creste și diametrul zonei de
inhibitie, deci efectul antibacterian este mai puternic [137] .

Fig.2.11 Evidentierea efectului antibacterian cu ajutorul diametrului zonei de inhibitie a ) Hap @ Zn –
S.aureus ; b)Hap @ Zn – E .coli ; c)Hap simplu –ambele bacterii [137] .
Tot H. Begam și colab. [137] au demonstrat viabilitatea celulelor osteoblaste MG63 în
contact cu HAp @Zn utilizând microscopie cu scanare laser confocală. După 14 zile de
cultură, HAp d opat a prezentat un număr mai mare de celule viabile în comparație cu HAp
pur. Forma rotundă distinctă a nucleului de celulelor MG63 a fost distribuit pe toată suprafața
având diametrul nucleului 14,27 ± 4,5 μm care sugerează o creștere normală a celulelor pe
probă [137] .

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

64

2.1.3 HAp dopată cu Ga

Mario Kurtjak și colab. [138] au publicat în anul 2016 un studiu privind doparea HAp cu
ioni de Ga. Aceștia au realizat doparea de HAp prin metoda co -precipitării folosind ca materii
prime azotatul de calciu, fosfatul de amoniu di bazic și azotatul de galiu [138] .

Fig 2.12 Difracția cu raze X (a) HAp nedopat (b) HAp dopat cu Ga la 30 C, 600 C, 800 C , 1000 C,
1100 C și 1200 C. (*) HAp, (○) β -TCP, (♦) α -TCP, (●) din Ga ( III) , (∆)Ga 2O3 și triunghiuri negre
(▼) GaPO 4 [138] .

Tabel 2.4 Caracteristicile compoziției, suprafeței și caracteristicile termice ale HAp și HAp@Ga [138] .

Analiza XRD a arătat că apatitele care conțin Ga (III) conțin o singură fază cristalină
care a fost identificat ca hidroxiapatită hexagonală (referință PDF numărul 01 -089-6438). În
comparație cu HAp, maximele de difracție ale HAp@Ga sunt mult mai largi. Aceasta poate fi
fie o indicație a unui cristalit de dimensiuni reduse datorită inerenței ionilor Ga3+ asupra

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

65

creșter ii cristalelor de apatită sau consecința unei modificări a structurii apatitului prin
încorporarea ionilor Ga3+ [138] .

Fig 2.13 Caracteristicile termice (curbele TGA și DSC) ale (a) HAp și (b) HAp@Ga [138] .
Analizele DSC și XRD au fost utilizate pentru monitorizarea descompunerii și
transformării în fază a apatitelor conținând Ga (III) și a celor pure. HAp pur a prezentat
transformările tipice ale hidroxiapatitei: pierderea de apa adsorbită la 200 °C, pierde rea apei
structurale la 600 °C, transformarea HAp în β -TCP la 800 C, transformarea a β -TCP la α -TCP
la 1100 C și co nversia α -TCP în α0 -TCP la 1400° C. Analiza XRD de temperatură înaltă (HT)
a hidroxiapatitei pure a confirmat transformarea sa în β -TCP pest e 800 C și transformarea
ulterioară a β -TCP la α -TCP peste 1100°C, astfel încât la 1200° C au fost prezenți atât HAp
cât și α –TCP [138] .
În cazul apatitelor care conțin Ga (III) transformarea a trecut de la apatit la Ga (III) –
dopat β -TCP (β -TCP (Ga)). HAp (Ga) a început trans formarea în β -TCP (Ga) la 600° C. În
difractograma analizei XRD maximul interferenței de difracție a fazei β -TCP (Ga) form ată a
rămas scăzut , chiar și la temperaturi mai ridicate. Absența unor vârfuri exotermice în DSC din
HAp (Ga) CP este o dovadă a nanocristalinității. Peste 1000 °C apare o cantitate mică de
Ga2O3. S-a observat că β -TCP dopat de Ga, este aparent mult mai stabil termic decât β -TCP-
ul non -dopat, nu s -a transformat în α-TCP și a rămas stabil la 1200 ° C. Peste această
temperatură, în sistemele cu un conținut mai mic de Ga3+ se transformă în alta faza (un maxim
de difracție la 1400 °C) [138] .

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

66

Fig 2.14 Spectrele FTIR ale HAp (a) și (b) HAp@Ga [138] .
În comparatie cu HAp pură, spectrele FTIR ale HAp (Ga) prezintă o scădere a structurii
benzilor corespunzătoare vibrațiilor ionilor PO 43- (960–1100 cm-1 și 560 –630 cm-1), o bandă
coborâtă a vibrațiilor OH (la 3573 cm-1) și vibrații O – H ( la 3700 la 2500 cm-1). S-au calculat
factorii de divizare pentru P -O asimetric, s -au obținut valori similare pentr u probele HAp (Ga)
și HAp simpl u. Aceste rezultate pot fi explicate prin adsorbți a de Ga3+ pe suprafața structurii
de apatit care inhibă vibrațiile OH de suprafață și tulburarea părții exterioare a cristalelor de
apatită datorită încorporarii ionilor Ga3+, lărgește banda OH și micșorează înălțimea, ca parte
a schimbării ionilor OH de la ordonat la dezordonat, în timp ce cristalinitatea parții interne
fără ioni Ga3+ este bine păstrată. În plus, un raport C / P mai mic (calculat pe înălțimile benzii
CO 32- la 1422 cm-1 și banda PO 43- la 1035 cm-1) a fost observat pentru HAp (Ga) în
compa rație cu HAp -ul simplu [138] .

Fig 2.15 Caracteristicile morfologice ale probei HAp@Ga: (a)SEM, insert EDAX (b)TEM, insert
SAED și HR -TEM [138] .

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

67

Morfologia particulelor de HAp dopată cu ioni de Ga este de tip nanoplăci cu lungimi de
30 nm și lățimi de 10 nm. Analizele EDS au confirmat prezența galiu și distribuția sa
uniformă. Analiza SAED a confirmat că probele de HAp ce conțin GA sunt structuri cristaline
local similare cu HAp pură și nu dezvăluie nicio denaturare care ar putea fi atribuită
încorporării ionilor Ga3+ în structura apatitului [138] .

Fig 2.16 31P Spectrele RMN MAS ale (a) HAp și (b) HAp@Ga [138] .
Analiza RMN a furnizat date și mai precise cu privire la structura HAp și la încorporarea
acestor ioni de Ga3+. S-a observat un vârf îngust la 3 ppm, care provine din ionii de fosfat
apatitic și un vârf larg dedesubt cu aproximativ același centru (ușor în sus) provenit din PO 43
și HPO 4 [138] .
Deoarece proba HAp (Ga) este nanocristalină cu particule (raport mai mare suprafață –
volum), semnalul larg al stratului de suprafață este mult mare. Încorporarea ionilor Ga3+ în
stratul de suprafață dezordonat duce la o schimbare chimică a semnalului larg, astfel încât
toate probele HAp (Ga) conțin un vârf larg suplimentar. Acest vârf este centrat la 0,7 ppm
pentru HAp(Ga) și crește dacă crește și concentrația ionilor de Ga. HAp nanocristalin (Ga)
prezintă un semnal puternic al apei și un semnal OH neintensiv. Autorii au dovedit că ionii
Ga3+ sunt localizați în stratul de suprafață dezordonat, mai degrabă decât în miezul cristalin
apatitic [138] .

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

68

Fig 2.17 Diametrul zonei de inhibiție.Test antibacterian împotriva P. aeruginosa din (a) HAp (b)
HAp@Ga [138] .
Activitatea antibacteriană a hidroxiapatitelor dopate de galiu a fost evaluat cu tulpina P.
aeruginosa MW1. Proba de HAp nedopată nu a prezentat modificări, nu a creat un diametru
de inhibiție fapt ce sugerează faptul că HAp nedopată nu are efect antibacterian. În cazul
probei HAp@Ga s -a observat crearea unei zone de inhibiție. Autorii au relatat de asemenea că
diametrul zo nei de inhibiție crește cu concentrația ionilor de Ga [138] .

Fig 2.18 Viabilitatea celulelor fibroblastele L929 in contact cu HAp și HAp dopat cu diferite
concentrații de Ga [138] .
Autorii au demonstrat că viabilitatea celulelor scade odată cu creșterea concentrației de
ioni de Ga din dopaj cât și cu creșterea concentrației de probe. Probele HAp și HAp dopat 6%
și 8% Ga au permis supraviețuirea celulelor în intervalul de c oncentrație 0,1 -1 mg/mL.
Materialul cu un conținut mai mare de Ga (16% în greutate) a fost deja toxic [138] .

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

69

Viabilitatea celulară in prezența HAp dopată cu ioni de Ga (aproximativ 4% și 11%
procente masice), a fost demonstrată și de P.Melnikov și colab. [83]. Aceștia au cultivat celule
de maimuță VERO (ATCC -CCL81) și au efectuat un test spectrofotometric, măsurând
absorbția la 540 nm. Autorii nu au observat o diferență semnificativă statistic între pro be și
control, astfel încât hidroxiapatita dopată cu galiu poate fi caracterizată ca un material
compatibil biologic la concentrația ionilor de Ga până în 11% [83].
2.1.4 Caracterizarea GO

Cercet ătorii Hassan Nosrati și colab. [45] au investigat formarea în situ a grafen –
hidroxiapatitei tridimensionale folosind oxid de grafen, nitrat de calciu tetrahidrat și soluții de
fosfat de diamamoniu. Pulberea de HAp a fost sintetizată util izând metoda de sinteză
Hidrotermală la 180 ° C , timp de 6 ore, 2,2 MPa, pH 11 [45].

Fig 2.19 Imagini SEM ale GO (a) oxid de grafenă, HG -0 (b) HAp simplu, HG -3 (c și d) HA p +oxid
de grafenă 1.5 % procente masice [45].
Fig 2.19 ilustrează imaginile SEM ale probelor create folosi nd metoda hidrotermală. În
Fig.3.12. a, rGO nano foița este f oarte subțire, cu un ele plieri . Morfologia nH Ap este prezentată
în Fig.3.12. b cu orientarea preferată de creștere a axei c a nano -tuburilor de HAp hexagonală
cu o lungime medie 15 µm. Acest lucru este similar cu HAp natural în os și smalț. Compozitul

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

70

HG-3 este prezentat în Fi g.3.12.c și d rGO este ondulat pe nHAp, formând structuri uniforme
și netede de suprafață. Fig. 3.12.d reprezintă o imagine SEM de înaltă rezol uție a unui nHAp
individual cu rGO (suprafață încrețită ) [45].

Fig.2.20 Difractograme ale GO (a) oxid de grafenă, HG -0 (b) Hap simplu, HG -3 (c și d) Hap +oxid de
grafenă 1.5 % [45].

Fig 2.21 Spetre Raman ale GO (a), HA -Go1.5% înainte de sinterizare(BS) (b) și HA -Go1.5% după
sinterizare (AS) (c) [45].

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

71

Difractog ramele XRD (Fig 2.21 ) pentru GO prezintă maxime de difracție centrate la 9.85
și 24,72 și 43,54. Modelul XRD pentru GO arată un maxim de difracție intens și ascuțit la 2h
= 9,85 care este atribuit planului (001), care corespunde unei distanțe interplanare d de 0,83
nm. Aceasta este în concordanță cu structura lamelară a GO. Comparativ, difractograma rGO
arată dispariția acestui maxim puternic și apariția unui maxim lat (002) la 24,85, ceea ce
corespunde unei distanțe d de 0,35 nm, ceea ce indică reducerea cu succes a GO.
Difractogramel e c și d corespund HG -0 și HG -3. Maximele majore corespund hidroxiapatitei
(JCPDS PDF 09 -0432) care conține interferențe de difracție ascuțite și cu valori ridicate ale
intensității datorită gradului ridicat de cristalinitat e. Se remarcă 2 faze ale HAp ( -TCP și a-
TCP) . Cele două vârfuri ale -TCP (JCPDS PDF 070 -2065) apar la 2h = 27.77 și 2h = 31.02
sunt absente după amestecarea cu GO, în timp ce al treilea vârf este cel mai înalt la 2h = 34,33
și se suprapune cu vârful de H G-0 (2h = 34,3). Pe de altă parte, cele mai mari vârfuri ale -
TCP (JCPDS PDF 029 -0359) la 2h = 30,71 sunt absente ș i a doua și a treia maximă (2h =28,89
și 2h=34,21) se suprapun cu vârfurile de HG -0 (2h = 28,93 și 2h = 34.3) [45].
Peizhen Duan și colab. [139] au obținut sfere de hidroxiapatită poroasă (SHA) și oxid de
grafenă (GO) cu un conținut diferit de GO (procente masice) de 16%, 40% și 71% , printr -o
metodă facil ă și controlabilă cu asistată cu ultrasunete la temperatura camerei. Rezultatele au
arătat că SHA au fost acoperit de GO, iar compozitele SHA / GO au avut o suprafață
neregulată cu diferite grade de denivelări. Modulul elastic și duritatea compozitelor SHA / GO
au fost de până la 12,45 ± 0,33 GPa și 686,67 ± 26,95 MPa, ceea ce a indicat că conținutul GO
a avut efect asupra compozitelor SHA / GO. Și proprietățile mecanice ale compozitelor SHA /
GO au fost similare cu particulele SHA. Mineralizarea biomimetic ă în soluția SBF a arătat că
stratul de apatit este asemănător osului, ceea ce a demonstrat că materialele SHA / GO au
proprietate a de osseointegrare. Mai mult, citocompatibilitatea in vitro a compozitelor SHA /
GO și GO pur au fost evaluate prin testele d e adeziune și proliferare celulară folosind celule
MC3T3 -E1,ceea ce a demo nstrat că probele SHA / GO pot favoriza creștere a și adeziune a
celulară [139] .

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

72

Fig 2.22 Testele MTT pentru proliferarea celulelor MC3T3 -E1 pe GO pur, SHA / GO -2
și proba control, celulele au fost cultivate timp de 1, 3, 5 zile în aceeași condiție de cultură.
(Barele de eroare reprezintă abaterea standard de la media ± deviație standard, n = 3: *** p
<0,001) [139] .

2.1.5 Compozite Colagen – HAp

Alina Sionkowska și Justyna Kozłowska [140] au stu diat un material compozit obținut
prin tehnica Liofilizării, pe bază de HAp comercial și colagen izolat din tendoanele
animalelor. Pulberea de HAp a fost amestecată cu colagenul în raport masic HAp/Col: 80/20
și 50/50. Amestecurile HAp / Col au fost intro duse într -un recipient de polistiren și apoi au
fost supuse la -22 ° C. Amestecurile s -au uscat prin liofilizare la -20 ° C și 100 Pa timp de 48
ore [140] .

Fig.2.23 Materialul compozit format din HAp și Col în urma procesului de Liofilizare [140] .

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

73

Fig 2.24 Spectrele FTIR ale probelor de HAp, Col ,HAp/Col [140] .

Tabel 2.5 Alocările frecvențelor vibraționale observate pentr u HAp și colagen [140] .

Spectrul probei compozitului HAp / Col este caracterizat prin benzi de absorbție
rezultate din HAp și colagen. S -au observat benzi tipice pentru colagen, cum ar fi N -H care se
întinde la 3305 cm-1 pentru amida A, C – H care se întinde la 3081 cm cm-1 pentr u amida B,
CO întinzându -se la 1635 cm-1 pentru amida I ș i deformarea N – H la ± 1545 cm-1 pentru
amida II. Benzi fosfat ce demonstrează prezența HAp există între 900 și 1200 cm-1 în spectre
IR. În spectrul HAp se poate găsi benzi tipice de vibrații de în tindere a grup ărilor fosfat la
1025 și 1047 cm-1. Există, de asemenea, benzi CO 3 situate la 1445, 1414 și 876 cm-1. Mai

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

74

mult, între 450 și 670 cm-1 se gasesc benzile de PO 43-. În spectrul FTIR HAp / Col s -a
observat o deplasare a benzii corespunzătoare –COO- care se întinde la un număr de undă mai
mic. Acest fapt sugerează formarea unei noi legături chimice între ioni Ca2+ de pe suprafața
HAp și -COO – de pe suprafața de colagen. În acest studiu, analiza ATR -IR realizată de autori
nu a indicat nicio modifica re a modului de vibrație Col pentru niciunul dintre raporturile HAp
/ Col utilizate (tabelul de mai sus) [140] .

Fig 2.25 Imagini SEM ale probei de Col, x100 [140] .

Fig 2.26 Imagini SEM ale compozitelor HAp / Col: (a) 50/50, × 100, (b ) 50/50, × 500, (c) 80/20, ×
100, (d) 80/20, × 500 [140] .

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

75

Morfologiile poroase ale bureților compoziti au fost studiate prin microscopie
electronică de baleaj. S-a observat o macroporozitate complet interconectată în cazul probelor
de HAp / Col. Porii prezintă o morfologie neregulată, mărimile lor variază de la câ țiva
microni la aproximativ 500µm. Microstructura compozitului dezvăluie o matrice de colagen
fibroasă poroasă încorporată cu particule relativ mari de HAp [140] .

Fig 2.27 Curba TG a HAp [140] .

Fig. 2.28 Curbele TG și DTG ale probei de colagen și ale compozitelor HAp / Col [140] .

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

76

Tabel 2.6 Parametrii termici ai HAp, colagen și compozitelor HAp / Col [140] .

Din curbele TG autorii au determinat scăderea masei în timpul procesului de încălzire.
Temperatura vitezei maxime a procesului (Tmax) a fost determinată din maximul pe curba
DTG (Tabel 2 .6). Pentru HAp s -a inregistrat o pierdere în gre utate de la temperatura camerei
până la 130 ° C de 0,5%, probabil din cauza evaporării apei adsorbite. În intervalul 130 –
600 °C, s-a inregistrat o pierdere în greutate de 0,9% din cauza descompunerii HAp. În curba
DTG caracteristică pentru colagen se pot o bserva două vârfuri. Aceste vârfuri sunt
reprezentative pentru distrugerea probei în două etape din cauza temperaturi i. Prima etapă
(între 25 și 150 °C) este legată de evaporarea apei absorbite de colagen. În cea de -a doua etapă
(între 250 și 500° C), apa este legată de colagen și se eliberează mici produse moleculare de
degradare termică a colagenului. Pentru amestecurile HAp / Col cu raportul de masă 50/50 am
observat că pierderea de apă absorbită și pierderea în greutate pentru a doua etapă sunt mult
mai mici decât pentru colagenul pur. Pentru HAp / Col cu raportul de masă 80/20, am
observat trei vârfuri pe curba DTG.
Al doilea vârf pe curb a DTG apare cu un maxim la 290 °C și este însoțit de o scădere
semnificativă a masei de 8,1%. Al treilea vâr f pe curba DTG apare cu un maxim la 397 °C, iar
pierderea în greutate a acestui proces este de 9,5%. Prezența a trei vârfuri pe curba DTG
pentru HAp / Col cu raport masic 80/20 în loc de două vârfuri cum s -a observat în cazul HAp
/ Col cu raportul 50/50 și a colagenul ui pur sugerează că lanțurile de colagen au fost
încorporat cu HAp în mai multe complexe cu diferite stabilități termice. Există multe
posibilități de a forma o structura 3D prin mai multe lanțuri lungi de colagen și o cantitate
imensă de nano hidroxiapatită (80% în compozit) [140] .
T.W. Sun și colab. [141] au studiat proprietățile mecanice relativ slabe ale schaffold –
urilor poroase din compozit HAp / Col. Materialele cu structură 3D au fost obținute în urma
proceselor de liofilizare. Temperatura de inghetar e a fost aleasă în jur de -20°C [141] .

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

77

Fig. 2.29 Proprietățile mecanice ale scaffold -urilor HAp / Col cu cantități de HAp diferite și Col pur
(a) Curbe de solicitare -stres; (b) Modulul young [141] .
Prop rietățile mecanice ale materialelor au efecte mari asupra reparației și re construcției
defectelor osoase. Probele HANRs (HAp nanotije) / Col cu un conținut HANRs mai mar e de
70% în greutate prezintă proprietăți mecanice foarte slabe și nu pot fi utilizate pentru teste
compresive. Probele UHANW (HAp nanofire) / Col cu un conșinut de UHANWs până la
100% în greutate pot fi preparate cu ușurință și prezintă proprietăți m ecanice relativ bune. Din
Fig.2.29. b, se poate obser va că modulul Young al schaffold -urilor UHANWs / Col crește
semnificativ odată cu creșterea conținutului UHANWs cuprins între 0 și 70% în greutate și
atinge valoarea maximă de 191 ,9 ± 7,2 kPa la o fracțiune în greutate UHANWs 70% în
greutate, care este de aproximativ 4 ori mai mare decât a schelei de colagen pur (15,0 ± 2,3
kPa). Odată cu creșterea suplimentară în greutate a UHANW -urilor, modulul Young pentru
UHANWs / Col scade rap id. Mai important, schela poroasă anorganică UHANW preparată în

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

78

absența colagenului prezintă, de asemenea, proprietăți mecanice relativ bune, iar modulul lui
Young este de 13,6 ± 2,1 kPa. În comparație cu schela pură de colagen, modulul Young al
schelelor HANRs / Col prezintă o tendință descendentă accentuată cu procentele masice de
HANRs cuprinse între 0 și 70% în greutate. În plus, schela de 70% în greutate UHANWs /
Col prezintă o proprietate mecanică excelentă, iar modulul lui Young este de aproximativ 6 3
de ori decât cea a schelei 70% în greutate HANRs / Col (0,99 ± 0,02 kPa). Aceste rezultate
experimentale demonstrează că UHANW -urile așa cum sunt pregătite sunt materiale de
întărire promițătoare și pot îmbunătăți semnificativ proprietățile mecan ice ale schelelor
UHANWs / Col. Dacă procentul de UHANWs crește la peste 70% în greutate, proprietățile
mecanice ale schelelor scad rapid, ceea ce indică faptul că matricea de colagen joacă un rol
important în proprietățile meca nice ale schelelor UHANWs / Col [141] .

2.2 STUDIU DE CAZ PRACTIC
2.2.1 Metode de obținere

Obținerea pulberii de HAp simplu și HAp substituit.
În această lucrare s -a obținut HA p prin metoda Hidrotermal ă asistată cu câmp de
microunde , utilizând precursorul de calciu: Ca(NO 3)2 (Sigma -Aldrich 99,9 %), precursorul
fosfat NH 4H2PO 4 (Sigma -Aldrich 99%) , iar pentru probele dopate și co -dopate s-a utilizat
precursorul de galiu Ga(NO 3)3 (Sigma -Aldrich 99%) și precursorul de zinc Zn(NO 3)2 (Sigma –
Aldrich 99%). Pentru solubilizarea precursorilor s -a utilizat apă distilată.
În dozar ea materiei prime s -a luat în considerare raportul stoechiometric Ca/P =1,667 ,
procente molare 3% și 6 % dopant , astfel că s -au obț inut 6 probe: Hap simplu , Hap @ 3% Zn
, Hap @ 3% Ga, Hap @ 6% Zn, Hap @ 6% Ga, Hap @ 6% Zn – @6% Ga.
pH-ul soluțiilor a fost ajustat la 10 (folosind soluție amoniacală), presiunea din incinta
instalației Hidrotermale a fost setată la 16 bar, temperatura a fost de 200 °C, iar timpul de
reacție a fost de 35 de minute. Aparatul utilizat în sinteză a fost Synthwave.

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

79

Fig.2.30 Schema obținerii HAp prin metoda hidrotermală asistată cu câmp de microunde

Obținerea oxidului de Grafenă
GO a fost obținut prin metoda lui Hummer. Astfel, 20 g de grafit plasat anterior au fost
amestecate cu o soluție de H 2SO 4 concentrat (60 ml), K 2S2O8 (10 g) și P 2O5 (10 g) la 80 °C.
Amestecul a fost apoi lăsat să se răcească la temperatura camerei după care a fost diluat cu o
cantitate mare de apă, filtrat și spălat până când filtratul a atins un pH neutru. Pulberea
obținută a fost uscată timp de 24 de ore la 80 °C. S -au adăugat 20 grame de grafit preoxidat
peste 460 ml H 2SO 4 concentrat și amestecul a fost amestecat într -un pahar Berzelius în baie de
gheață (T<5 °C). La acest amestec s -au adăugat încet 60 g de KMnO 4. După câteva minute,
paharul Berzeliu s a ieșit din baia de gheață și a fost plasat pe o placă de agitare magnetică la
35 °C timp de 2 ore. După încălzire peste amestec, s -au adăugat 920 ml de H 2O distilat și
peste 15 minute s -a oprit reacția prin adăugarea unei cantități mari de H 2O distilat ă și 30%
H2O2. Amestecul rezultat a fost decantat, filtrat și spălat cu HCl 5% și H 2O distilat până când
s-a obținut un pH neutru. Pulberea obținută a fost uscată în aer la 60 °C timp de 24 ore.

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

80

Fig.2.31 Schema obținerii oxidului de grafenă (GO) .

Obținerea materialului compozit
Pentru a obține materialul compozit , s-au mojarat pu lberile de HAp și HAp dopat ,
fiecare pulbere s -a amestecat în raport masic de 50:50 cu colagenul adăugându -se 1,5 % Oxid
de Grafenă din masa de HAp +Colagen. Această etapă s-a efectuat sub agitare magnetică.
Pentru reticularea colagenului s -a folosit Glutaraldehidă. Materialul obținut a fost supus unui
proces de liofilizare.

Fig.2.32 Schema obținerii materialelor alcătuite din HAp dopată, Col și GO.

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

81

2.2.2 Metode de caracterizare

Deoarece materialele analizate în studiul de caz teoretic prezintă proprietăți remarcabile,
în această lucrare se încearcă studierea unor materiale formate din toate componentele
descrise în sub -capitolul anterior (HAp dopată, Col, GO).
Se poate anticipa că materialele compozite obținute vor prezenta proprietăți superioare
componentelor de bază, atât din punct de vedere biologic cât și structural. Pentru a demonstra
îmbunătățirea proprietăților s-au utiliza t o serie de metode performante de caracterizare.
Difracția de raze X ( XRD)
Pentru a determina gradul de cristalinitate, dimensiunea de cristalit, modalitatea de
cristalizare și pentru a identifica fazele probelor s -a utilizat analiza XRD. Probele au fost
analizate folosind un echipament PANalytical Empyrean (de la Malvern PANalytical, Bruno,
Nederland) în geometria Bragg – Brentano, ec hipat cu tub cu raze X cu anod de Cu (CuK =
1.541874 Å). Difractograma de r aze X (XRD) a fost achiziționată în intervalul 2theta cuprins
între 5 –80°, cu un pas de achiziție de 0,02° și un timp de achiziție de 100 s pe pas.
Radiatia X caracteristic ă se obțin e cu ajutorul tubului de raze X . Principalele
component ale unui tub de raze X sunt: o surs ă de electroni, constituita dintr -un filament
(Wolfram), un sis tem de focalizare a electronilor, un anod dintr -un metal pur (Cu, Cr, Co, Mo,
Fe, Ag, etc.). Tot acest ansamblu este montat într -o incinta cu vid înalt, în jur de 10 -6 Torr
(1Torr=1mmHg, 760 T orr= 1atm = 1,0139*105 Pascali) [142] .
Electronii emiși de filament (catod) și accelerați spre anod, bombardează anodul cu
viteze foarte mari și își pierd energia sub forma de căl dura ți raze X [142] .
Pentru a obține radiație monocromatică, radiația emisă de filament este filtrată, apoi
colimat ă în scopul formării unui fascicul convergent care ulterior este direcționat către proba
de analiza. În urma interacției radiației cu proba, rețeaua cristalografică a probei determină
difracția radiației. Efectul de difracție caracteristic probei investiga te, se formează prin
interferarea pozitivă a difracțiilor individuale ale tuturor atomilor rețelei cristalografice [142].
Legea lui Bragg n =2dsin ϴ realizează legătura dintre lungimea de undă caracteristică
radiației electromagnetice (, numărul întreg pozitiv n, dinstanța interplanară (d), unghiul

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

82

theta ( unghiul sub care radiația X interacționează cu planele probei ). Echipamentul cuprinde
un detector care inregistrează radiațiile difractate. Impulsurile detectorului sunt preluate de
către Programul de Achiziție a datelor, acesta aplică modelul matematic al transformatei
Fourier, asigurând conversia și amplificarea impu lsurilor. Impulsurile sunt afișate sub formă
de difractograme [143] .

Spectroscopie în infraroșu cu transformata Fourier ( FTIR)
Pentru a observa legăturile chimice și grupările funcționale din probele realizate și
pentru a demonstra obținerea HA p, s-au efectuat analize de spectroscopie în infraroșu cu
transformata Fourier ( FTIR ). Pentru acestă analiză s -a utilizat Spectofotometrul Nicolet™
iS50 FTIR . Măsurătorile s -au efectuat în intervalul 4000 and 400 cm-1, la temperatura
camerei, utilizând modulul de reflexie totala atenuată (ATR) și 32 de scanări ale probei la o
rezoluție de 4 cm-1.
Când radiația IR interacționează cu proba, o parte din radiație este absorbită de către
moleculele probei și apar vibrații specifice unei grupări funcționale /legături chimice
.Semnalul rezultat al detectorului este un spectru reprezentând o „amprentă” moleculară a
probei. Utilitatea spectroscopiei cu infraroșu apare deoarece structuri chimice diferite
(molecule) produc amprente spectrale diferite. [144]
Spectroscopie Raman
Spectrele Raman, prezentate în acest studiu, au fost realizate cu un instrument
LabRAM HR Evolution (din Horiba, Longjumeau, Franța), folosind un LASER de 633 nm ,
filtru 100% ND. Timpul de achiziție a fost de 10s și numărul de suprapuneri (acumulări) a fost
de 10. Spectrul a fost achiziționat în intervalul 100 -1200 cm-1 cu ajutorul obiectivului 50x și
un gratting de 600gr / mm.
Radiatia monocromatica incidenta unei molecule, poate suferi cateva tipuri de
imprastiere: Rayleigh (elastica) – unde energia fotonului ramane aceeasi; Raman (neelastica)
– unde energia fotonului po ate creste (anti -Stokes) sau poate descreste (Stokes). Schimbarea
in energie poate fi stocata sau eliberata prin miscare vibrationala. Împrăștierea Raman are loc
cu o probabilitate mult mai mica (de ~107 ori mai putin) decat cea Rayleigh . Schimbările in

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

83

energiea fotonilor sunt masurate ca deplasari de frecventa si raportate ca numar de unda (cm-1)
pentru simplificare. Radiația Raman imprastiată depinde de starile vibrationale ale
moleculelor, furnizand o “amprenta” a probei analizate [145] .
Spectrometrie de masă cu plasmă cuplată inductiv (ICP -MS)
Spectrometria de masă cu plasmă cuplată inductiv (ICP -MS) este o tehnologie de
analiză elementară capabilă să detecteze cea mai mare parte a tabelului per iodic al elementelor
la nivel de miligram până la nanogram pe litru. Este ut ilizat într -o varietate de industrii
precum: monitorizarea mediului, analiza geochimică, metalurgie, analiză f armaceutică și
cercetare . Această analiză utilizează o sursă de ionizare care descompune complet o probă în
elementele sale constitutive și transf ormă acele elemente în ioni. De obicei sursa este compusă
dintr -un gaz, de exemplu argon, iar energia este „cuplată” cu acesta folosind o bobină de
inducție pentru a forma plasma [146] .
Concentrațiile de Zn și Ga au fost determinate prin utilizarea unui echipament de
spectrometrie de masă cu plasmă cuplată inductiv (ICP -MS) Agilent 8800 (Agilent
Technologies, Japonia). Măsurătorile la ICP -MS au fost efectuate pentru ~10 mg probă,
cantităț ile exacte fiind specificate în Tabel. Probele au fost dizolvate în 100 μl HNO₃, prin
ultrasonare timp de 30 minute la temperatura camerei. Soluțiile obținute au fost aduse la semn
în baloane cotate de 100 ml, ulterior realizându -se o diluție 1:100 cu apă ultrapură.
Cuantificarea rezultatelor s -a făcut prin metoda calibrării externe, folosind o soluție standard
muli-element 100 µg/ml, din care s -au preparat punctele curbei de calibrare pentru fiecare
element în parte. Curbele de calibrare pentru toți izotop ii vizați au fost liniare în intervalul 1 –
100 µg/l, cu coeficienți de corelație R>0.99. Limitele de detecție ale echipamentului precum
și coeficienții de corelație sunt specificați pentru fiecare element în tabelul de mai jos.
Concentrațiile citite la IC P-MS sunt exprimate în μg/L (ppb) și eu fost transformate în μg/mg
folosind Ecuația:
𝐶𝑓=𝐶𝑐 ∙ 𝐹𝐷∙𝑉0
𝑀𝑝 (𝜇𝑔/𝑚𝑔) (2)
unde,
Cc=concentrația citită (μg/L);
FD=100 (Factor diluție )
V0=volum inițial pentru dizolvarea probă (L)=> î𝑛 𝑐𝑎𝑧𝑢 𝑙 𝑑𝑒 𝑓𝑎ță V0=100 ∙10−3L
Mp=masă probă (mg)

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

84

2.2.3 Rezultate

Fig 2.33 Spectrele Raman ale probelor de HAp simplu, HAp dopat și HAp co -dopat, obținute în
laborator .

În urma acestei analize (Fig 2.33 ) se poate observa prezența grupării fosfat la numerele
de undă 431, 589, 960 și 1046 cm-1 în toate spectrele corespunzătoare probelor. Apariția
grupărilor fosfat demonstreză faptul că proba este hidroxiapatită. Nu se observă interferențe ce
pot fi atribuite altor impurități.
Se pot observa valori ale intensității ma i mari în cazul probelor HAp@Zn , datorate cel
mai probabil distorsiunilor din rețeaua HAp în u rma substituției ionilor de Ca î n situsul Ⅱ de
către ionii de Zn. În cazul probelor ce conțin Ga nu se observă modificări ale intensității .

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

85

Fig 2.34 Spectrul Raman al oxidului de grafenă ( GO).
În figura de mai sus putem observa vibrațiile caracteristice G O la numere de undă
1356 și 1592 cm-1 . Banda D din oxidul de grafen ă este observată la 1356 cm-1, în timp ce
banda G se observă la 1592 cm-1. Banda G este legată de împrăștier ea de primă ordine a
modului E 2g observat ă pentru domeniile de carbon sp2, iar banda D este asociată cu defecte
structurale, carbon amorf sau margini care pot încălca simetria și regula de selecție . Raportul
între intensita tea benzii D și a benzii G , poate fi utilizat pentru a măsura gradul de dezordine.
O creștere a rației intensității benzii indică o creștere a tulburării din material. În figura de mai
sus nu am indentificat un raport al intensității benzii D la cea a ben zi G, cea ce sugerează că
structura GO este ordonată.

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

86

Fig 2.35 Difractogramele probelor de HAp simplu, HAp dopat și HAp co -dopat, obținute în
laborator.
În urma analizei XRD se poate observa un grad de cristalinita te crescut al probelor
HAp și HAp dopată , se pot observa indicii Miller ai HAp ( fisa ASTM 01 -085-7367). Sistemul
de cristalizare este hexagonal. Parametrii de rețea ai celulei sunt: a = 9.4365 (Å), b= 9.4365
(Å) și c = 6.8797 (Å). Din dimensiunea lățimii la jumătatea înălțimii putem apro xima că
dimensiunea de cristalit este mică. Nu s -au observat alte faze fosfatice. Putem observa valori
ale intensități mai mari în cazul probelor ce conțin dopanți, mai ales în cazul probelor ce
conțin Zn 3 % și Ga 3% . Gradul de cristalinitate scade cu c reșterea concentrației de dopant.
Acest lucru susține faptul că substituția ionilor de Ca cu ioni de Zn a avut loc . În cazul probei
ce conține Ga 3%, putem observa un maxim de difracție cu indicii Miller 220, ap ariția
acestuia poate reprezenta prezența unei alte faze . Dimensiunea de cristalit scade pentru
probele ce conțin dopanți. Cea mai mică dimensiune de cristalit se observă la proba ce conține
ambii dopanți, fapt ce reiese din dimensiunea lățimii la jumătatea înălțimii (FWHM).

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

87

Fig 2.36 Difracție de r aze X pe pulberea de oxid de grafenă (GO) .
Difractograme XRD pentru GO arată un maxim de difracție intens și ascuțit care este
atribuit planului (001), specific structurii GO.

Fig 2.37 Spectrele FTIR pentru probele HAp simplu și HAp dopat cu diferite concentrații de
ioni de Ga3+ și Zn2+.
În urma analizei FTIR se poate demonstra obținerea HAp, datorită vibrațiilor unor
grupări specifice, înregistrate la anumite numere de undă. Prezența grupării PO 4 apatit se
rema rcă la numerele de undă 1089,47; 962,29 ; 600,24 și 562,57 cm-1. Prezența acestei grupări
este comfirmată și de Spectrul Raman. G ruparea HPO apare la 1025,34 cm-1 iar gruparea OH

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

88

la 630,8 cm-1. Valoarea absorbanței creste pentru probele ce conțin dopanți, se remarcă proba
ce conține Ga 3% ca având cea mai mare valoare a absorbanței .Valoarea absorbanței scade
pentru HAp co dop ată în comparație cu HAp simplu .
Tabel 2.7 Concentrația ionilor de Zn2+ și Ga3+. Analiza ICP -MS.
Probă Cantitate
probă [mg] 66 Zn 69 Ga
Concentrație [μg/mg]
HAp 10.80 <0.0000 <0.0000
HAp@ Ga 3% 10.20 <0.0000 3.2975
HAp@ Ga 6% 10.60 <0.0000 17.5047
HAp@ Zn 3% 10.20 3.4704 <0.0000
HAp@ Zn 6% 10.80 5.9963 <0.0000
HAp@ Ga 6%-Zn6% 10.30 11.2765 3.6016
Coeficient de corelație (R) 0.9920 0.9998
Limită detecție [μg/L] 0.7650 0.005

În tabelul 2.7 se poate observa concentrația ionilor dopanți în proba de HAp. În cazul
HAp simplu, după cum era de asteptat nu s -au identificat prezența ionilor Zn2+ și Ga3+.
Concentrațiile ionilor din probe se pot observa în tabelul de mai sus.
2.2.4 Bilanț economic

Tabel 2.8 Bilanțul economic al materiei prime pentru obținerea a 20 g GO [147], [139].
Substanță Cantitate Preț/cantitate
Cantitate
utilizată Preț/cantitate
utilizată
Grafit (Sigma –
Aldrich) 2.5 kg 98,4 euro 20 g 0,7872 euro
Soluție concentrată
H2SO 4 (Supelco) 1 L 45.4 euro 500 mL 22,7 euro
K2S2O8 99,9%
(Sigma -Aldrich) 5 g 37.7 euro 10 g 75,4 euro
P2O5 98 % (Sigma –
Aldrich ) 5 g 25,8 euro 10 g 51,6 euro
KmnO 4 99% (Sigma –
Aldrich) 25 g 36,4 euro 60 g 87,36 euro
H2O2 1 L 28 euro 1 L 28 euro
HCl 5% (Ricca
Chemical) 500 mL 26,4 euro 500 mL 26,4 euro

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

89

Cost total materie primă: 292,2472 euro/ 20 g oxid d e grafenă ( 43,83 euro pentru 3 g GO)
Angajat: 464,58 euro/ 160 ore. Timp sinteză 8 ore – 23,229 euro.

Tabel 2.9 Bilanțul economic al materiei prime necesare obținerii 100 de grame de probă
HAp@6Zn@6Ga [147],[148] .
Substanță Cantitate Preț/cantitate
Cantitate
utilizată Preț/cantitate
utilizată
Ca(NO 3)2 99,9%
(Sigma -Aldrich) 500 g 83,66 euro 200,333 g 33,519 euro
Zn(NO 3)2 99%, (Sigma –
Aldrich) 25 g 130 euro 17,207 g 89,47 euro
Ga(NO 3)3 99,9%,
(Sigma -Aldrich) 25 g 200 euro 14,772 g 118,16 euro
NH 4H2PO 4 99% (Sigma –
Aldrich) 100 g 182 euro 76,384 g 138,95 euro
soluție NH 4OH 5.0M
(Fluka) 1 L 45,82 euro 200 mL 9,164euro

Cost total de materie primă: 389,263 euro/100 g probă .
Angajat: 464,58 euro/ 160 ore. Timp sinteză 3 ore – 8,71 euro.
Colagen din piele bovină 100 g/ 333 euro [147].
Raport masic HAp: Col = 50:50
La 100 g HAp dopa t am nevoie de 100 de g colagen și 3 grame de GO.
Prețul final al materialului:
43,83 + 23,229+ 333+ 389,263 +8,71= 798,032 euro

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

90

CONCLUZII

În concluzie în acestă lucrare s-a reușit obținerea de HAp dopată și co -dopată cu ioni de
Zn și Ga prin metoda hidrotermală asistată în câmp de microunde. Obținerea HAp s -a
demostrat prin analiza Raman și FTIR, s -a obsevat prezența grupărilor funcționale specifice
HAp. Cristalinitatea probelor a fost demonstra tă cu ajutorul analizei XRD. Pulberea de oxid
de grafenă s -a obținut prin metoda Hummer, de asemenea obținerea GO s -a demonstrat prin
analiz e. În final în acestă lucrare s -a obținut un material compozit pe bază de HAp dopată și
co-dopată, colagen și oxid d e grafenă, cu ajutorul tehnicii de liofilizare . Pentru considerente
de viitor, acest material poate fi obținut cu diverse structuri și morfologii ce servesc la
tratarea patologiilor osoase și a regenerării osoase într -un timp mai scurt, deoarece poate fi
încărcat cu biomolecule active sau se poate încărca cu medicament. De asemenea, acest
material se poate utiliza în acoperire suprafețelor implanturilor metalice ce vin în contact
direct cu osul.
Materialele de colagen, obținute prin liofilizare, datorită f lexibilității, formei,
biocompatibilității, afinității pentru proteine și biodegradabilității, pot fi excelenți candidați
pentru materiale de grefă osoasă. Prezența hidroxiapatitei generează mai multe site -uri de
legare pentru aderența mai multor macromole cule de interes. Proprietățile mecanice și
biologice sunt îmbunătățite în materialul compozit. Modulul lui Young al materialului
compozit format din HAp și Col este de 4 ori mai mare decât al materialului format din
colagen pur. Deasemenea pentru a avea pr oprietăți mecanice mai bune, ale materialului
compozit, trebuie luată în considerare morfologia nanoparticulelor de HAp, de exemplu
nanofirele de HAp sunt extrem de flexibile și se pot împleti între ele pentru a construi o
structură poroasă tridimensional ă asemănătoare țesăturii în matricea de colagen.Materialele
compozote supuse unui proces de liofilizare prezintă o structură poroasă, biocompatibilitate
ridicată și o excelentă capacitate de a promova aderența și înmulțirea celulelor pe suprafața
schelei. Datorită acestor avantaje, compozitele formate din HAp și colagen sunt promițătoare
pentru aplicații ortopedice și dentare, pe lângă repararea defectelor osoase, sau pot fi utilizate
ca suport pentru elimerarea controlată de medicament. Pentru a favoriza e ficacitatea acestor
materiale se poate dopa și co -dopa HAp cu ioni metalici.

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

91

Pulberile de HAp@Zn au activități antimicrobiene bune împotriva microorganismelor și
bacteriilor. HAp cu un conținut mai mare de Zn au un grad mai mare de reducere a
microorganismelor. Efectul antimicrobian al Zincului se atribuie parțial oxidării ionilor de
Zn2+ și generării de ROS (specii reactive de oxigen care produc liza celulară), interacțiunea
electrostatică între Zn2+ și peretele celular încărcat negativ dar și deteriorării pereților celulari
indusă de interiorizarea ionilor de Zn în celula bacteri ană. HAp@Zn prezintă o bună
biocompatibilitate cu celulele osoase. Viabilitatea celulelor crește atunci când intră în contact
cu HAp cu un conținut mai mare de Zn, deoarece acesta este un micronutrient esențial,
implicat în aproximativ 300 de reacții enzim atice. Prezența ionilor de Zn în apatit pe lângă
efectul antimicrobian, stimulează activitatea osteoblastelor și o inhibă ce cea a osteoclastelor,
acest lucru face ca pulberea HAp@Zn să fie un canditat ideal în regenerarea țesutului osos.
Ionii de Zn2+ sunt mai favorabili din punct de vedere energetic petru substituirea ionilor
de Ca2+ din situsul 2. Cristalinitate și stabilitatea termică a HAp este influențată semnificativ
de concentrația ionilor de Zn, aceste două proprietăți scad odată cu creșterea co ncentrației de
ioni metalici. Apar de asemenea modificări și în structura HAp deoarece există diferențe între
cele două raze ionice (0,074 nm pentru ionul Zn2+ și 0,099 nm pentru Ca2+). Scăderea
cristalinității hap se poate observa și în analiza XRD efec tuată în strudiul de caz practic
pentru proba ce conține 6% Zn. S -a relatat de asemenea, în literatură, că dopajul apatitului cu
ioni de Zn2+ duce la obținerea unei suprafețe exterioare mai dure a materialului cea ce
favorizează adeziunea si proliferarea c elulelor osoase.
Inserția ionilor de Ga3+ în matricea Hidroxiapatitei ajută la îmbunătățirea proprietăților
mecanice ale Hidroxiapatitei. Datele de literatură sugerează că ionii de Ga3+ nu înlocuiesc
ionii de Ca2+ din reteau de HAp datorită substituției heterovalente, deci nu se produc
distorsiuni în cadrul matricei hidroxiapatitei, aceștia rămân puternic fixați sub formă de soluție
solidă de intercalație, deoarece nici raza ionică a Ga3+ (0,62Å) și nici încărcarea (3+) nu fac
posibilă o astfel de înlocu ire.
Deși în organismult uman ionii de Ga3+ nu sunt cunoscuții ca având funcții fiziologice
importante, proprietățile biologice ale acestora sunt strâns legate de similitudinea cu ionii de
Fe3+, raza ionică, afinitatea electronilor și potențialul de ioniza re. Bacteriile necesită ioni de
fier pentru creștere și pentru funcționarea unor enzime , astfel că ionii Ga3+ intră în celulele cu
activitate metabolica rapidă (celule canceroase sau bacteriene) prin canalele ionilor de Fe, prin

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

92

mecanisme de transferin de pendență și independență, perturbă homeostazia de fier celular și
induc apoptoza celulară. Deoarece galiul inhibă activitatea osteoclastelor fără a afecta negativ
osteoclastele poate reprezenta o strategie terapeutică locală promițătoare împotriva resorbți ei
osoase cauzate de osteoporoză și metastază osoasă. Datorită acestor proprietăți ale ionilor de
galiu, pulberea de HAp@Ga poate fi un candidat promițător în tratarea osteoporozei și a
cancerului osos.
Cel mai mare avantaj al utilizării acestor ioni meta lici pentru tratarea patologiilor
osoase, constă în faptul că, nu afectează țesutul sănătos din jur, deoarece sunt atrași de
celulele cu activitate metabolică mare.
Pe lângă imbunătățirea proprietăților mecanice (elasticitate, flexibilitate,duritatea
supra feței, rezistență la compresiune, conductivitate termică și electrică) ale materialului,
compozitele pe bază de oxid de grafenă au avantaje mari atunci când sunt utilizate în
repararea și regenerarea oaselor, deoarece poate induce diferențierea osteogenă ș i
condrogenică a celulelor stem. Pentru a imbunătății proprietățile mecanice ale HAp se poate
folosii GO ca agent de armare și astfel crește stabilitatea, duritatea (straturile dure promovează
osteogeneza), rezistența la compresiune și modulul lui Young. D e asemenea, prezența GO
poate îmbunătăți proprietățile biomedicale ale colagenului, incluzând structura suprafeței,
rezistența la compresiune și înglobarea celulelor osteoblastice, biocompatibilitate și
biodegradabilitate sporită.

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

93

BIBLIOGRAFIE

[1] E.J.D. Bronzino, J.B. Park, Y.K. Kim, Park, J. B. “Biomaterials.,” Biomed. Eng. (NY). (2000).
[2] N.A.S. Mohd Pu’ad, P. Koshy, H.Z. Abdullah, M.I. Idris, T.C. Lee, Syntheses of
hydroxyapatite from natural so urces, Heliyon. 5 (2019) e01588.
https://doi.org/10.1016/j.heliyon.2019.e01588.
[3] E. Col, Raportul științific și tehnic, (2014).
[4] L. Floroian, M. Badea, Referat general BIOMATERIALE CU APLICATII ÎN MEDICINA,
(2015) 2015.
[5] R.K. Tekade, Drug delivery systems, 2019. https://doi.org/10.1016/C2017 -0-01074 -1.
[6] R. De Santis, V. Guarino, L. Ambrosio, Composite biomaterials for bone repair, Second Edi,
Elsevier Ltd, 2019. https://doi.org/10.1016/b978 -0-08-102451 -5.00010 -x.
[7] J.A. Planell, S.M. Best, D. Lacroix, A. Merolli, Bone repair biomaterials, 2009.
https://doi.org/10.1533/9781845696610.
[8] N. Lynnerup, H.D. Klaus, Fundamentals of Human Bone and Dental Biology, Elsevier Inc.,
2019. https://doi.org/10.1016/b978 -0-12-809738 -0.00004 -1.
[9] M. Šupová, Substituted hydroxyapatites for biomedical applications: A review, Ceram. Int. 41
(2015) 9203 –9231. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2015.03.316.
[10] B. Yilmaz, A.Z. Alshemary, Z. Evis, Co -doped hydroxyapatites as potential materials for
biomedical appl ications, Microchem. J. 144 (2019) 443 –453.
https://doi.org/10.1016/j.microc.2018.10.007.
[11] No Title, (n.d.). https://www.academia.edu/15115285/Dezvoltarea_sistemului_osos.
[12] E. Verron, J.M. Bouler, J.C. Scimeca, Gallium as a potential candidate for treatment of
osteoporosis, Drug Discov. Today. 17 (2012) 1127 –1132.
https://doi.org/10.1016/j.drudis.2012.06.007.
[13] J. Zanker, S.L. Brennan -Olsen, G. Duque, Aging Bone, Osteoporosis and Fragility Fracture,
Elsevier Inc., 2019. https://doi.org/10.1016/b9 78-0-12-801238 -3.11432 -1.
[14] J. Zanker, G. Duque, Osteoporosis in Older Persons: Old and New Players, J. Am. Geriatr. Soc.
(2019). https://doi.org/10.1111/jgs.15716.
[15] F. Cosman, S.J. de Beur, M.S. LeBoff, E.M. Lewiecki, B. Tanner, S. Randall, R. Lindsay,
Clinician’s Guide to Prevention and Treatment of Osteoporosis, Osteoporos. Int. (2014).
https://doi.org/10.1007/s00198 -014-2794 -2.
[16] E.C. González Díaz, S. Sinha, R.S. Avedian, F. Yang, Tissue -engineered 3D models for
elucidating primary and me tastatic bone cancer progression, Acta Biomater. 99 (2019) 18 –32.
https://doi.org/10.1016/j.actbio.2019.08.020.

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

94

[17] G.D. Roodman, T.A. Guise, Bone and Cancer, Second Edi, Elsevier Inc., 2019.
https://doi.org/10.1016/b978 -0-12-813259 -3.00022 -1.
[18] M. Yan g, J. Ren, R. Zhang, Novel gallium -doped amorphous calcium phosphate nanoparticles:
Preparation, application and structure study, J. Non. Cryst. Solids. 466 –467 (2017) 15 –20.
https://doi.org/10.1016/j.jnoncrysol.2017.03.034.
[19] A. Almaguer -Flores, P. Sil va-Bermúdez, S.E. Rodil, Nanostructured biomaterials with
antimicrobial activity for tissue engineering, Elsevier Ltd., 2020. https://doi.org/10.1016/b978 –
0-08-102594 -9.00004 -8.
[20] C. Kiernan, C. Knuth, E. Farrell, Endochondral Ossification, Elsevier Inc ., 2018.
https://doi.org/10.1016/b978 -0-12-811467 -4.00006 -1.
[21] J. Li, L. Qin, K. Yang, Z. Ma, Y. Wang, L. Cheng, D. Zhao, Materials evolution of bone plates
for internal fixation of bone fractures: A review, J. Mater. Sci. Technol. 36 (2020) 190 –208.
https://doi.org/10.1016/j.jmst.2019.07.024.
[22] T.J. Martin, G.A. Rodan, Coupling of Bone Resorption and Formation during Bone
Remodeling, Osteoporosis. (2001) 361 –371. https://doi.org/10.1016/b978 -012470862 -4/50013 –
1.
[23] P.R.S. Sharma2, Physiology, Bone Remodeling, 2019.
https://www.ncbi.nlm.nih.gov/books/NBK499863/.
[24] J. Klein -Nulend, L.F. Bonewald, The osteocyte, in: Princ. Bone Biol., 2019.
https://doi.org/10.1016/B978 -0-12-814841 -9.00006 -3.
[25] P.R. Buenzli, N.A. Sims, Quantifying the osteocyte ne twork in the human skeleton, Bone.
(2015). https://doi.org/10.1016/j.bone.2015.02.016.
[26] T. Komori, Animal models for osteoporosis, Eur. J. Pharmacol. (2015).
https://doi.org/10.1016/j.ejphar.2015.03.028.
[27] S.L. Dallas, M. Prideaux, L.F. Bonewald, Th e osteocyte: An endocrine cell . . . and more,
Endocr. Rev. (2013). https://doi.org/10.1210/er.2012 -1026.
[28] No Title, (n.d.). http://www.drseceleanu.ro/grefe -reconstructii -osoase/tipuri -de-grefe -osoase/.
[29] J. Li, X. Cui, G.J. Hooper, K.S. Lim, T.B.F. Woodfield, Rational design, bio -functionalization
and biological performance of hybrid additive manufactured titanium implants for orthopaedic
applications: A review, J. Mech. Behav. Biomed. Mater. (2020).
https://doi.org/10.1016/j.jmbbm.2020.103671.
[30] No Title, (n.d.). http://rediscoveryourgo.com/verilastknee.aspx.
[31] Y. Takeuchi, M. Tanaka, J. Tanaka, A. Kamimoto, M. Furuchi, H. Imai, Fabrication systems
for restorations and fixed dental prostheses made of titanium and titanium alloys, J.
Prosthodon t. Res. (2020). https://doi.org/10.1016/j.jpor.2019.07.008.

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

95

[32] P.D.C.M.G. CIOBANU, MATERIALE BIOCOMPATIBILE (BIOMATERIALE), (2016).
http://www.didactic.icpm.tuiasi.ro/cv/ciobanugabriela/curs MATERIALE
BIOCOMPATIBILE_master PFC.pdf.
[33] R.S. Katari, A. Peloso, G. Orlando, Tissue engineering, Adv. Surg. (2014).
https://doi.org/10.1016/j.yasu.2014.05.007.
[34] G. Turnbull, J. Clarke, F. Picard, P. Riches, L. Jia, F. Han, B. Li, W. Shu, 3D bioactive
composite scaffolds for bone tissue engineering, Bioact. M ater. (2018).
https://doi.org/10.1016/j.bioactmat.2017.10.001.
[35] R.G. Ribas, V.M. Schatkoski, T.L. do A. Montanheiro, B.R.C. de Menezes, C. Stegemann,
D.M.G. Leite, G.P. Thim, Current advances in bone tissue engineering concerning ceramic and
bioglass s caffolds: A review, Ceram. Int. 45 (2019) 21051 –21061.
https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2019.07.096.
[36] C. univ. dr. fiz. L. Floroian1, conf. univ. dr. M. Badea2, prof. univ. dr. I. Șamotă2,
BIOSTICLA – cel mai nou tip de biomaterial cu un mare POTEN TIAL
OSTEOINTEGRATOR, (2015). http://webbut.unitbv.ro/jmb/JMB 2015 nr
1/01_04_referat_biosticla.pdf.
[37] D. Ficai, A. Ficai, A. Melinescu, E. Andronescu, Nanotechnology: A challenge in hard tissue
engineering with emphasis on bone cancer therapy, Elsevier Inc., 2017.
https://doi.org/10.1016/B978 -0-323-46144 -3.00020 -9.
[38] N. A, C.I. HARD, T. ENGINEERING, W.E.O. BONE, C. THERAPY,
NANOTECHNOLOGY: A CHALLENGE IN HARD TISSUE ENGINEERING WITH
EMPHASIS ON BONE CANCER THERAPY, (n.d.).
http://solacolu.chim.upb.ro /pag_240_247web.pdf.
[39] A. Bharadwaz, A.C. Jayasuriya, Recent trends in the application of widely used natural and
synthetic polymer nanocomposites in bone tissue regeneration, Mater. Sci. Eng. C. 110 (2020)
110698. https://doi.org/10.1016/j.msec.2020.11 0698.
[40] A. Yanovska, S. Bolshanina, Composite materials based on hydroxyapatite embedded in
biopolymer matrices: ways of synthesis and application, Elsevier Inc., 2019.
https://doi.org/10.1016/b978 -0-12-816901 -8.00013 -4.
[41] R. Hu, T. Zhou, B. Li, R.T.K. Kwok, J. Shen, A. Qin, B.Z. Tang, Selective viable cell
discrimination by a conjugated polymer featuring aggregation -induced emission characteristic,
Biomaterials. 230 (2020) 119658.
https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.biomaterials.2019.119658 .
[42] A.O. Pintea, D.L. Manea, Influence of Natural Organic Polymers upon the Mechanical
Properties of Plaster Mortars, Procedia Manuf. 46 (2020) 165 –172.

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

96

https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.promfg.2020.03.025.
[43] X. Tong, W. Pan, T. Su, M. Zhang, W. Dong, X. Qi, Recent advances in natural polymer -based
drug delivery systems, React. Funct. Polym. 148 (2020) 104501.
https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.reactfunctpolym.2020.104501.
[44] M. Zahran, A.H. Marei, Innovative natural polymer metal nan ocomposites and their
antimicrobial activity, Int. J. Biol. Macromol. 136 (2019) 586 –596.
https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.ijbiomac.2019.06.114.
[45] S. Baradaran, E. Moghaddam, W.J. Basirun, M. Mehrali, M. Sookhakian, M. Hamdi, M.R.N.
Moghaddam, Y. Alias, Mechanical properties and biomedical applications of a nanotube
hydroxyapatite -reduced graphene oxide composite, Carbon N. Y. 69 (2014) 32 –45.
https://doi.org/10.1016/j.carbon.2013.11.054.
[46] E. Andronescu, A.M. Grumezescu, M.I. Gușă, A.M. Holb an, F.C. Ilie, A. Irimia, I.F. Nicoară,
M. Țone, Nano -hydroxyapatite: Novel approaches in biomedical applications,
Nanobiomaterials Hard Tissue Eng. Appl. Nanobiomaterials. (2016) 189 –213.
https://doi.org/10.1016/B978 -0-323-42862 -0.00006 -7.
[47] H. Khalid, A.A. Chaudhry, Basics of hydroxyapatite —structure, synthesis, properties, and
clinical applications, Elsevier Ltd, 2020. https://doi.org/10.1016/b978 -0-08-102834 -6.00004 -5.
[48] Y. Lu, W. Dong, J. Ding, W. Wang, A. Wang, Hydroxyapatite Nanomaterials: Synt hesis,
Properties, and Functional Applications, Elsevier Inc., 2019. https://doi.org/10.1016/b978 -0-12-
814533 -3.00010 -7.
[49] H. bin Zhang, K. chao Zhou, Z. you Li, S. ping Huang, Plate -like hydroxyapatite nanoparticles
synthesized by the hydrothermal meth od, J. Phys. Chem. Solids. (2009).
https://doi.org/10.1016/j.jpcs.2008.10.011.
[50] J.H. Bowes, M.M. Murray, The chemical composition of teeth: The composition of human
enamel and dentine., Biochem. J. (1935). https://doi.org/10.1042/bj0292721.
[51] M.I. K ay, R.A. Young, A.S. Posner, Crystal structure of hydroxyapatite, Nature. (1964).
https://doi.org/10.1038/2041050a0.
[52] A.S. Posner, A. Perloff, A.F. Diorio, Refinement of the hydroxyapatite structure, Acta
Crystallogr. (1958). https://doi.org/10.1107/s0 365110×58000815.
[53] D. Shepherd, Zinc -substituted hydroxyapatite for the inhibition of osteoporosis, Elsevier Ltd.,
2015. https://doi.org/10.1016/b978 -1-78242 -033-0.00005 -5.
[54] R.T. Candidato, R. Sergi, J. Jouin, O. Noguera, L. Pawłowski, Advanced micr ostructural study
of solution precursor plasma sprayed Zn doped hydroxyapatite coatings, J. Eur. Ceram. Soc. 38
(2018) 2134 –2144. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2017.12.037.
[55] M. Sadat -Shojai, M.T. Khorasani, A. Jamshidi, Hydrothermal processing of hydroxyapatite

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

97

nanoparticles – A Taguchi experimental design approach, J. Cryst. Growth. (2012).
https://doi.org/10.1016/j.jcrysgro.2012.09.010.
[56] M. Sadat -Shojai, M.T. Khorasani, E. Dinpanah -Khoshdargi, A. Jamshidi, Synthesis methods
for nanosized hydroxyapatite with diverse structures, Acta Biomater. 9 (2013) 7591 –7621.
https://doi.org/10.1016/j.actbio.2013.04.012.
[57] H. Nosrati, R.S. Mamoory, D.Q.S. Le, C.E. Bünger, R.Z. Emameh, F. Dabir, Gas injection
approach for synthesis of hydroxyapatite na norods via hydrothermal method, Mater. Charact.
159 (2020) 110071. https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.matchar.2019.110071.
[58] S. Beaufils, T. Rouillon, P. Millet, J. Le Bideau, P. Weiss, J. -P. Chopart, A. -L. Daltin,
Synthesis of calcium -deficient hydroxyapatite nanowires and nanotubes performed by
template -assisted electrodeposition, Mater. Sci. Eng. C. 98 (2019) 333 –346.
https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.msec.2018.12.071.
[59] H.M. Mousa, A.P. Tiwari, J. Kim, S.P. Adhikari, C.H. Park, C.S. Kim, A novel in situ
deposition of hydroxyapatite nanoplates using anodization/hydrothermal process onto
magnesium alloy surface towards third generation biomaterials, Mater. Lett. 164 (2016) 144 –
147. https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.matlet.2015. 10.145.
[60] L.Y. Meng, B. Wang, M.G. Ma, K.L. Lin, The progress of microwave -assisted hydrothermal
method in the synthesis of functional nanomaterials, Mater. Today Chem. 1 –2 (2016) 63 –83.
https://doi.org/10.1016/j.mtchem.2016.11.003.
[61] Y. Su, K. Li, X . Hou, S. He, Surface defects repairing of sprayed Ca -P coating by the
microwave -hydrothermal method, Ceram. Int. 44 (2018) 21699 –21709.
https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2018.08.258.
[62] E.S. Akpan, M. Dauda, L.S. Kuburi, D.O. Obada, D. Dodoo -Arhin, A c omparative study of the
mechanical integrity of natural hydroxyapatite scaffolds prepared from two biogenic sources
using a low compaction pressure method, Results Phys. 17 (2020) 103051.
https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.rinp.2020.103051.
[63] M. Chesley, R. Kennard, S. Roozbahani, S.M. Kim, K. Kukk, M. Mason, One -step
hydrothermal synthesis with in situ milling of biologically relevant hydroxyapatite, Mater. Sci.
Eng. C. 113 (2020) 110962. https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.msec.2020.110962 .
[64] D. Belamri, A. Harabi, N. Karbouaa, N. Benyahia, The effect of KF on the structural evolution
of natural hydroxyapatite during conventional and microwave sintering, Ceram. Int. 46 (2020)
1189 –1194. https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.ceramint. 2019.09.091.
[65] M.F. Alif, W. Aprillia, S. Arief, A hydrothermal synthesis of natural hydroxyapatite obtained
from Corbicula moltkiana freshwater clams shell biowaste, Mater. Lett. 230 (2018) 40 –43.
https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.matlet.2018.0 7.034.

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

98

[66] S. Ramesh, Z.Z. Loo, C.Y. Tan, W.J.K. Chew, Y.C. Ching, F. Tarlochan, H. Chandran, S.
Krishnasamy, L.T. Bang, A.A.D. Sarhan, Characterization of biogenic hydroxyapatite derived
from animal bones for biomedical applications, Ceram. Int. 44 (2018) 10525 –10530.
https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2018.03.072.
[67] M.R. Mucalo, 14 – Animal -bone derived hydroxyapatite in biomedical applications, in: M.B.T. –
H. (Hap) for B.A. Mucalo (Ed.), Woodhead Publ. Ser. Biomater., Woodhead Pub lishing, 2015:
pp. 307 –342. https://doi.org/https://doi.org/10.1016/B978 -1-78242 -033-0.00014 -6.
[68] N.A.M. Barakat, K.A. Khalil, F.A. Sheikh, A.M. Omran, B. Gaihre, S.M. Khil, H.Y. Kim,
Physiochemical characterizations of hydroxyapatite extracted from bov ine bones by three
different methods: Extraction of biologically desirable HAp, Mater. Sci. Eng. C. 28 (2008)
1381 –1387. https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.msec.2008.03.003.
[69] A. Ruksudjarit, K. Pengpat, G. Rujijanagul, T. Tunkasiri, Synthesis an d characterization of
nanocrystalline hydroxyapatite from natural bovine bone, Curr. Appl. Phys. 8 (2008) 270 –272.
https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.cap.2007.10.076.
[70] S. Rahavi, A. Monshi, R. Emadi, A. Doostmohammadi, H. Akbarian, Determination of
crystallite size in synthetic and natural hydroxyapatite: A comparison between XRD and TEM
results, in: Adv. Mater. Res., 2013. https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/AMR.620.28.
[71] T.J. Webster, E.A. Massa -Schlueter, J.L. Smith, E.B. Slamovich, Osteoblast response to
hydroxyapatite doped with divalent and trivalent cations, Biomaterials. 25 (2004) 2111 –2121.
https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.biomaterials.2003.09.001.
[72] Y. Nie, C. Hu, C. Kong, Enhanced fluoride adsorption using Al (III) modified calcium
hydroxyapatite, J. Hazard. Mater. 233 –234 (2012) 194 –199.
https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.jhazmat.2012.07.020.
[73] S. Kulanthaivel, U. Mishra, T. Agarwal, S. Giri, K. Pal, K. Pramanik, I. Banerjee, Improving
the osteogenic and angiogenic properties of synthetic hydroxyapatite by dual doping of bivalent
cobalt and magnesium ion, Ceram. Int. 41 (2015) 11323 –11333.
https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2015.05.090.
[74] C.M. Mardziah, S. Ramesh, M.F. Abdul Wahid, H. Ch andran, A. Sidhu, S. Krishnasamy, J.
Purbolaksono, Effect of zinc ions on the structural characteristics of hydroxyapatite
bioceramics, Ceram. Int. 46 (2020) 13945 –13952.
https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2020.02.192.
[75] I.E. Kolesnikov, A.M. Nikolaev, E. Lähderanta, O. V Frank -Kamenetskaya, M.A. Kuz’mina,
Structural and luminescence properties of Ce3+ -doped hydroxyapatite nanocrystalline powders,
Opt. Mater. (Amst). 99 (2020) 109550.
https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.optmat.2019. 109550.

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

99

[76] M. Safarzadeh, S. Ramesh, C.Y. Tan, H. Chandran, A.F.M. Noor, S. Krishnasamy, U.J.
Alengaram, S. Ramesh, Effect of multi -ions doping on the properties of carbonated
hydroxyapatite bioceramic, Ceram. Int. 45 (2019) 3473 –3477.
https://doi.org/ht tps://doi.org/10.1016/j.ceramint.2018.11.003.
[77] B.K. Mahmood, O. Kaygili, N. Bulut, S. V Dorozhkin, T. Ates, S. Koytepe, C. Gürses, F.
Ercan, H. Kebiroglu, R.S. Agid, T. İnce, Effects of strontium – erbium co -doping on the
structural properties of hydro xyapatite: An Experimental and theoretical study, Ceram. Int. 46
(2020) 16354 –16363. https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2020.03.194.
[78] M.A. Pogosova, L. V González, Influence of anion substitution on the crystal structure and
color prope rties of copper -doped strontium hydroxyapatite, Ceram. Int. 44 (2018) 20140 –
20147. https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2018.07.307.
[79] S. Direct, No Title, (n.d.). https://www.sciencedirect.com/search?qs=hydroxyapatite
doped&articleTypes=F LA&lastSelectedFacet=articleTypes.
[80] A. Bigi, E. Boanini, M. Gazzano, 7 – Ion substitution in biological and synthetic apatites, in: C.
Aparicio, M. -P.B.T. -B. and B. Ginebra (Eds.), Woodhead Publishing, Boston, 2016: pp. 235 –
266. https://doi.org/https:/ /doi.org/10.1016/B978 -1-78242 -338-6.00008 -9.
[81] H. El Feki, A. Ben Salah, A. Daoud, A. Lamure, C. Lacabanne, Studies by thermally stimulated
current (TSC) of hydroxy – and fluoro -carbonated apatites containing sodium ions, J. Phys.
Condens. Matter. (2000) . https://doi.org/10.1088/0953 -8984/12/38/309.
[82] C.R. Chitambar, Gallium and its competing roles with iron in biological systems, Biochim.
Biophys. Acta – Mol. Cell Res. 1863 (2016) 2044 –2053.
https://doi.org/10.1016/j.bbamcr.2016.04.027.
[83] P. Melnik ov, M. de Fatima Cepa Matos, A. Malzac, A. Rainho Teixeira, D.M. de Albuquerque,
Evaluation of in vitro toxicity of hydroxyapatite doped with gallium, Mater. Lett. 253 (2019)
343–345. https://doi.org/10.1016/j.matlet.2019.06.095.
[84] P. Melnikov, A.R. Tei xeira, A. Malzac, M. de B. Coelho, Gallium -containing hydroxyapatite
for potential use in orthopedics, Mater. Chem. Phys. 117 (2009) 86 –90.
https://doi.org/10.1016/j.matchemphys.2009.05.046.
[85] J. Qi, Q. Yao, K. Qian, L. Tian, Z. Cheng, D. Yang, Y. Wang, Synthesis, antiproliferative
activity and mechanism of gallium(III) -thiosemicarbazone complexes as potential anti -breast
cancer agents, Eur. J. Med. Chem. 154 (2018) 91 –100.
https://doi.org/10.1016/j.ejmech.2018.05.016.
[86] C. Levaditi, New Researches ON THE CHEMOTHERAPY OF SYPHILIS.: Being an Address
delivered to the Section of Dermatology of the Royal Society of Medicine on Jan. 21st, Lancet.
207 (1926) 215 –217. https://doi.org/https://doi.org/10.1016/S0140 -6736(01)15583 -2.

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

100

[87] T.J. Hall, T.J. Chambers , Gallium inhibits bone resorption by a direct effect on osteoclasts,
Bone Miner. 8 (1990) 211 –216. https://doi.org/https://doi.org/10.1016/0169 -6009(90)90106 -P.
[88] I. Strazic -Geljic, I. Guberovic, B. Didak, H. Schmid -Antomarchi, A. Schmid -Alliana, F.
Boukhechba, J.M. Bouler, J.C. Scimeca, E. Verron, Gallium, a promising candidate to disrupt
the vicious cycle driving osteolytic metastases, Biochem. Pharmacol. 116 (2016) 11 –21.
https://doi.org/10.1016/j.bcp.2016.06.020.
[89] A.K. Barui, R. Kotcherlakota, C .R. Patra, Biomedical applications of zinc oxide nanoparticles,
Elsevier Inc., 2018. https://doi.org/10.1016/B978 -0-12-813661 -4.00006 -7.
[90] Z. Chen, Y. Liu, L. Mao, L. Gong, W. Sun, L. Feng, Effect of cation doping on the structure of
hydroxyapatite and the mechanism of defluoridation, Ceram. Int. 44 (2018) 6002 –6009.
https://doi.org/https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2017.12.191.
[91] F. Miyaji, Y. Kono, Y. Suyama, Formation and structure of zinc -substituted calcium
hydroxyapatite, Mater. Res. Bull. (200 5). https://doi.org/10.1016/j.materresbull.2004.10.020.
[92] Y. Tang, H.F. Chappell, M.T. Dove, R.J. Reeder, Y.J. Lee, Zinc incorporation into
hydroxylapatite, Biomaterials. (2009). https://doi.org/10.1016/j.biomaterials.2009.01.043.
[93] Y. Su, I. Cockerill, Y. Wang, Y.X. Qin, L. Chang, Y. Zheng, D. Zhu, Zinc -Based Biomaterials
for Regeneration and Therapy, Trends Biotechnol. 37 (2019) 428 –441.
https://doi.org/10.1016/j.tibtech.2018.10.009.
[94] T.U. Hoogenraad, R. Koevoet, E.G.W.M. De Ruyter Korver , Oral zinc sulphate as long -term
treatment in wilson’s disease (Hepatolenticular degeneration), Eur. Neurol. (1979).
https://doi.org/10.1159/000115077.
[95] D. Wilson, Candida albicans, Trends Microbiol. (2019).
https://doi.org/10.1016/j.tim.2018.10.010.
[96] D.J. Eide, Zinc transporters and the cellular trafficking of zinc, Biochim. Biophys. Acta – Mol.
Cell Res. (2006). https://doi.org/10.1016/j.bbamcr.2006.03.005.
[97] Z.L. Wang, Nanostructures of zinc oxide, Mater. Today. (2004). https://doi.org/10.101 6/S1369 –
7021(04)00286 -X.
[98] M.J. Laudermilk, M.M. Manore, C.A. Thomson, L.B. Houtkooper, J.N. Farr, S.B. Going,
Vitamin C and zinc intakes are related to bone macroarchitectural structure and strength in
prepubescent girls, Calcif. Tissue Int. (2012). ht tps://doi.org/10.1007/s00223 -012-9656 -8.
[99] L. Tang, Z. Lin, Y. ming Li, Effects of different magnitudes of mechanical strain on
Osteoblasts in vitro, Biochem. Biophys. Res. Commun. (2006).
https://doi.org/10.1016/j.bbrc.2006.03.123.
[100] S. Sakaguchi, T. Yamaguchi, T. Nomura, M. Ono, Regulatory T Cells and Immune Tolerance,
Cell. (2008). https://doi.org/10.1016/j.cell.2008.05.009.

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

101

[101] C.M. Yamazaki, Y. Kadoya, K. Hozumi, H. Okano -Kosugi, S. Asada, K. Kitagawa, M.
Nomizu, T. Koide, A collagen -mimetic t riple helical supramolecule that evokes integrin –
dependent cell responses, Biomaterials. (2010).
https://doi.org/10.1016/j.biomaterials.2009.10.014.
[102] C. Knupp, J.M. Squire, Molecular packing in network -forming collagens, Adv. Protein Chem.
(2005). htt ps://doi.org/10.1016/S0065 -3233(05)70011 -5.
[103] C. Teixeira, R. Ferraz, C. Prudêncio, P. Gomes, Collagen -like materials for tissue regeneration
and repair, Elsevier Ltd., 2018. https://doi.org/10.1016/B978 -0-08-100803 -4.00011 -5.
[104] M.D. Shoulders, K.J . Kamer, R.T. Raines, Origin of the stability conferred upon collagen by
fluorination, Bioorganic Med. Chem. Lett. 19 (2009) 3859 –3862.
https://doi.org/10.1016/j.bmcl.2009.03.168.
[105] F.H. Silver, M. Jaffe, R.G. Shah, Structure and behavior of collagen f ibers, in: Handb. Prop.
Text. Tech. Fibres, 2018. https://doi.org/10.1016/B978 -0-08-101272 -7.00011 -0.
[106] R. Geta , David (Gh. Asachi Technical University of Iasi, Iasi, Collagen -based 3D
structuresdversatile, efficient materials for biomedical applicati ons, in: 2009.
[107] G. Bou -Gharios, B. De Crombrugghe, Type I Collagen Structure, Synthesis, and Regulation,
in: Princ. Bone Biol. Two -Volume Set, 2008. https://doi.org/10.1016/B978 -0-12-373884 –
4.00034 -3.
[108] L. Gu, T. Shan, Y. xuan Ma, F.R. Tay, L. Niu , Novel Biomedical Applications of Crosslinked
Collagen, Trends Biotechnol. (2019). https://doi.org/10.1016/j.tibtech.2018.10.007.
[109] H.J. Song, H.Y. Lim, W. Chun, K.C. Choi, J.H. Sung, G.Y. Sung, Fabrication of a pumpless,
microfluidic skin chip from d ifferent collagen sources, J. Ind. Eng. Chem. (2017).
https://doi.org/10.1016/j.jiec.2017.07.034.
[110] P.K. Bhagwat, P.B. Dandge, Collagen and collagenolytic proteases: A review, Biocatal. Agric.
Biotechnol. (2018). https://doi.org/10.1016/j.bcab.2018.05. 005.
[111] A.N. Akram, C. Zhang, Effect of ultrasonication on the yield, functional and physicochemical
characteristics of collagen -II from chicken sternal cartilage, Food Chem. (2020).
https://doi.org/10.1016/j.foodchem.2019.125544.
[112] F.L. Zhang, Y. L e Liu, J. Yu, Q. Li, X.H. Li, J.H. Wang, F.X. Wang, Optimization of
conditions for extracting muscle protein from grass carp using response surface methodology,
in: Adv. Mater. Res., 2014. https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/AMR.1004 -1005.837.
[113] M.M. Schmidt, R.C.P. Dornelles, R.O. Mello, E.H. Kubota, M.A. Mazutti, A.P. Kempka, I.M.
Demiate, Collagen extraction process, Int. Food Res. J. 23 (2016) 913 –922.
[114] K.M. Song, S.K. Jung, Y.H. Kim, Y.E. Kim, N.H. Lee, Development of industrial ultraso und
system for mass production of collagen and biochemical characteristics of extracted collagen,

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

102

Food Bioprod. Process. (2018). https://doi.org/10.1016/j.fbp.2018.04.001.
[115] P.R. Wallace, The band theory of graphite, Phys. Rev. (1947).
https://doi.org/ 10.1103/PhysRev.71.622.
[116] A.A. Jones, D. Ph, N. Safron, Mechanical Exfoliation to Make Graphene and Visualization,
Lessons Inst. Chem. Educ. Nanoscale Sci. Eng. Cent. Univ. Wisconsin -Madison. (2004).
[117] K. Radhapyari, S. Datta, S. Dutta, N. Jadon, R . Khan, Graphene -based nanostructures for
biomedical applications, Elsevier B.V., 2020. https://doi.org/10.1016/b978 -0-12-817650 –
4.00004 -8.
[118] M. Ramadas, G. Bharath, N. Ponpandian, A.M. Ballamurugan, Investigation on biophysical
properties of Hydroxyapatite/Graphene oxide (HAp/GO) based binary nanocomposite for
biomedical applications, Mater. Chem. Phys. 199 (2017) 179 –184.
https://doi.org/10.1016/j.matchemphys.2017.07.001.
[119] M. Iliuț, Rezumatul Tezei de Doctorat Sinteza și caracterizarea u nor noi nanocompozite pe
bază de grafene cu proprietăți optice și electronice îmbună t ăț ite Maria ILIUȚ, (2013) 1 –45.
[120] L. Shang, Y. Qi, H. Lu, H. Pei, Y. Li, L. Qu, Z. Wu, W. Zhang, Graphene and Graphene Oxide
for Tissue Engineering and Regeneration , Elsevier Inc., 2019. https://doi.org/10.1016/b978 -0-
12-815341 -3.00007 -9.
[121] C. Lee, X. Wei, J.W. Kysar, J. Hone, Measurement of the elastic properties and intrinsic
strength of monolayer graphene, Science (80 -. ). (2008).
https://doi.org/10.1126/scien ce.1157996.
[122] G. Wei, C. Gong, K. Hu, Y. Wang, Y. Zhang, Biomimetic hydroxyapatite on graphene supports
for biomedical applications: A review, Nanomaterials. 9 (2019) 1 –20.
https://doi.org/10.3390/nano9101435.
[123] E. Brayfindley, E.E. Irace, C. Castr o, W.L. Karney, Stone -Wales Rearrangements in Polycyclic
Aromatic Hydrocarbons: A Computational Study, J. Org. Chem. (2015).
https://doi.org/10.1021/acs.joc.5b00066.
[124] M. Li, P. Xiong, F. Yan, S. Li, C. Ren, Z. Yin, A. Li, H. Li, X. Ji, Y. Zheng, Y. Ch eng, An
overview of graphene -based hydroxyapatite composites for orthopedic applications, Bioact.
Mater. 3 (2018) 1 –18. https://doi.org/10.1016/j.bioactmat.2018.01.001.
[125] X. Sun, Z. Liu, K. Welsher, J.T. Robinson, A. Goodwin, S. Zaric, H. Dai, Nano -graphene oxide
for cellular imaging and drug delivery, Nano Res. (2008). https://doi.org/10.1007/s12274 -008-
8021 -8.
[126] A. Bhattacharjee, A. Gupta, M. Verma, P.A. Murugan, P. Sengupta, S. Matheshwaran, I.
Manna, K. Balani, Site -specific antibacterial effica cy and cyto/hemo -compatibility of zinc
substituted hydroxyapatite, Ceram. Int. 45 (2019) 12225 –12233.

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

103

https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2019.03.132.
[127] Y. Wang, Z. Li, J. Wang, J. Li, Y. Lin, Graphene and graphene oxide: Biofunctionalization and
applic ations in biotechnology, Trends Biotechnol. (2011).
https://doi.org/10.1016/j.tibtech.2011.01.008.
[128] T.K. Ghorai, Graphene oxide -based nanocomposites and biomedical applications, Elsevier
Ltd., 2019. https://doi.org/10.1016/B978 -0-08-102555 -0.00009 -1.
[129] J. Liu, L. Cui, D. Losic, Graphene and graphene oxide as new nanocarriers for drug delivery
applications, Acta Biomater. (2013). https://doi.org/10.1016/j.actbio.2013.08.016.
[130] V. Georgakilas, J.N. Tiwari, K.C. Kemp, J.A. Perman, A.B. Bourlinos, K.S. Kim, R. Zboril,
Noncovalent Functionalization of Graphene and Graphene Oxide for Energy Materials,
Biosensing, Catalytic, and Biomedical Applications, Chem. Rev. (2016).
https://doi.org/10.1021/acs.chemrev.5b00620.
[131] D.A. Dikin, S. Stankovich, E.J . Zimney, R.D. Piner, G.H.B. Dommett, G. Evmenenko, S.T.
Nguyen, R.S. Ruoff, Preparation and characterization of graphene oxide paper, Nature. (2007).
https://doi.org/10.1038/nature06016.
[132] J. Chen, J. Liu, H. Deng, S. Yao, Y. Wang, Regulatory synthesi s and characterization of
hydroxyapatite nanocrystals by a microwave -assisted hydrothermal method, Ceram. Int. 46
(2020) 2185 –2193. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2019.09.203.
[133] L. An, W. Li, Y. Xu, D. Zeng, Y. Cheng, G. Wang, Controlled additive -free hydrothermal
synthesis and characterization of uniform hydroxyapatite nanobelts, Ceram. Int. 42 (2016)
3104 –3112. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2015.10.099.
[134] Y.Z. Wang, Y. Fu, Microwave -hydrothermal synthesis and characterization of hydroxyap atite
nanocrystallites, Mater. Lett. 65 (2011) 3388 –3390.
https://doi.org/10.1016/j.matlet.2011.07.095.
[135] K.L. Montoya -Cisneros, J.C. Rendón -Ángeles, Z. Matamoros -Veloza, K. Yanagisawa, Rapid
synthesis and characterization of Zn substituted hydroxyapat ite nanoparticles via a microwave –
assisted hydrothermal method, Mater. Lett. 195 (2017) 5 –9.
https://doi.org/10.1016/j.matlet.2017.02.080.
[136] Ž. Radovanović, D. Veljović, B. Jokić, S. Dimitrijević, G. Bogdanović, V. Kojić, R. Petrović,
D. Janaćković, Bi ocompatibility and antimicrobial activity of zinc(II) -doped hydroxyapatite,
synthesized by a hydrothermal method, J. Serbian Chem. Soc. 77 (2012) 1787 –1798.
https://doi.org/10.2298/JSC121019131R.
[137] H. Begam, B. Kundu, A. Chanda, S.K. Nandi, MG63 osteob last cell response on Zn doped
hydroxyapatite (HAp) with various surface features, Ceram. Int. 43 (2017) 3752 –3760.
https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2016.12.010.

Universitatea POLITEHNICA din București
FACULTATEA DE INGINERIE MEDICALĂ

104

[138] M. Kurtjak, M. Vukomanović, A. Krajnc, L. Kramer, B. Turk, D. Suvorov, Designing Ga(ii i)-
containing hydroxyapatite with antibacterial activity, RSC Adv. 6 (2016) 112839 –112852.
https://doi.org/10.1039/c6ra23424k.
[139] S. et al. Archibald, Ac ce pte d M us pt, Geophys. Res. Lett. in press (2017) 0 –31.
[140] A. Sionkowska, J. Kozłowska, Char acterization of collagen/hydroxyapatite composite sponges
as a potential bone substitute, Int. J. Biol. Macromol. 47 (2010) 483 –487.
https://doi.org/10.1016/j.ijbiomac.2010.07.002.
[141] T.W. Sun, Y.J. Zhu, F. Chen, F.F. Chen, Y.Y. Jiang, Y.G. Zhang, J. Wu , Ultralong
hydroxyapatite nanowires/collagen scaffolds with hierarchical porous structure, enhanced
mechanical properties and excellent cellular attachment, Elsevier Ltd and Techna Group S.r.l.,
2017. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2017.08.137.
[142] L. LOREDANA, No TDIFRACTOMETRIE DE RAZE X PE PULBERI CRISTALINE itle, in:
n.d. http://www.isjolt.ro/wp -content/uploads/2018/01/fizica_Lica -Loredana_Difractometrie -de-
raze-X.pdf.
[143] Caiet de laborator .An/Secba, (2019).
[144] No Title, (n.d.). https://www.thermofisher.com/ro/en/home/industrial/spectroscopy -elemental –
isotope -analysis/spectroscopy -elemental -isotope -analysis -learning -center/molecular –
spectroscopy -information/ftir -information/ftir -basics.html.
[145] S. l. dr. ing. C. DAMIAN, Caracte rizarea structurala a materialelor prin Spectroscopie Raman
si de fotoelectroni cu raze X – prezentare fundamente teoretice, (n.d.).
http://www.tsocm.pub.ro/PERFORM/suportcurs/2015 -08-21 A4.pdf.
[146] No Title, (n.d.). https://www.thermofisher.com/ro/en/ho me/industrial/spectroscopy -elemental –
isotope -analysis/spectroscopy -elemental -isotope -analysis -learning -center/trace -elemental –
analysis -tea-information/inductively -coupled -plasma -mass -spectrometry -icp-ms-
information.htm.
[147] No Title, (n.d.). https://www. sigmaaldrich.com/european -export.html.
[148] No Title, (n.d.). https://www.fishersci.co.uk/shop/products/ammonium -hydroxide -solution -5-
0m-honeywell -2/15633520.