Синтез, структура и свойства биорезорбируемых нанокомпозитов на основе железа для ортопедических имплантантов тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат наук Шарипова Алия Фаритовна

• Шарипова Алия Фаритовна
• кандидат наук
• 2019

Оглавление диссертации кандидат наук Шарипова Алия Фаритовна

ОГЛАВЛЕНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА И ЗАДАЧИ ИССЛЕДОВАНИЯ

1.1 Строение и свойства костной ткани

1.2 Биоматериалы для ортопедии. История развития

1.3 Регенерация/восстановление костной ткани

1.4. Биорезорбируемые/биодеградируемые материалы для ортопедии

1.5 Методы изготовления биодеградируемых материалов на основе Fe

1.6 Биорезорбируемые нанокомпозиты для ортопедии

1.7 Методы изготовления биодеградируемых макропористых скаффолдов

1.7.1 Метод спекания

1.7.2 Метод с использованием порообразователя / порогена

1.7.3 Метод с использованием реплики

1.7.4 Метод трехмерной печати

1.7.5 Метод электроосаждения

1.8 Постановка задачи исследования

Глава 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1 Материалы

2.1.1 Выбор систем материалов для исследований

2.1.2 Исходные порошки

2.2 Методы приготовления нанокомпозитных порошков

2.2.1 Порошки, приготовленные методом электровзрыва проволочек

2.2.2 Метод помола порошков металлов в аттриторе высокой энергии

2.2.3 Метод получения нанокомпозитных порошков Fе-Fе2О3 и высокопористых компактов из Fe-Fe2O3 частичным восстановление нано-частиц Fе2О3 в потоке водорода

2.3 Метод консолидации в градиенте высоких давлений при комнатной температуре для получения высокоплотных материалов

2.4 Модифицированный метод получения макропористых высокопрочных скаффолдов

2.5 Методы исследования материалов

Глава 3. ПОЛУЧЕНИЕ НАНОКОМПОЗИТНЫХ ПОРОШКОВ Fe-Ag, Fe-Fe2O3, Fe-Cu и Ni-Ag

3.1 Подготовка нанокомпозитных порошков Fe-Ag и Fe-Cu методом помола в аттриторе высокой энергии. Микроструктурный анализ

3.2 Разработка режимов частичного восстановления нанопорошка Fe2O3 в атмосфере водорода и подготовка нанокомпозитных компактов Fe-Fe2O3. Микроструктурный анализ

3.3 Подготовка нанокомпозитных биметаллических порошков Fe-Ag, Fe-Cu и Ni-Ag методом электровзрыва металлических проволочек. Микроструктурный анализ81

3.1.1 Подготовка нанокомпозитных биметаллических порошков Fe-Ag методом электровзрыва проволочек. Микроструктурный анализ

3.1.2 Подготовка нанокомпозитных биметаллических порошков Fe-Cu методом электровзрыва проволочек. Микроструктурный анализ

3.1.3 Подготовка нанокомпозитных биметаллических порошков Ni-Ag методом электровзрыва проволочек. Микроструктурный анализ

3.4 Выводы

Глава 4. ПОЛУЧЕНИЕ И СВОЙСТВА НАНОСТРУКТУРНЫХ МАТЕРИАЛОВ Fe-Ag, Fe-Cu, Ni-Ag, Fe-Fe2O3 МЕТОДОМ КОНСОЛИДАЦИИ В ГРАДИЕНТЕ ВЫСОКИХ ДАВЛЕНИЙ ПРИ КОМНАТНОЙ ТЕМПЕРАТУРЕ

4.1 Введение: консолидация в градиенте высоких давлений нанокомпозитных порошков при комнатной температуре

4.2 Исследование микроструктуры и механических свойств нанокомпозитов Fe-Ag, Fe-Cu, Ni-Ag, Fe-Fe2O3 и наноструктурных Fе, Ni, Cu и Аg, полученных консолидацией в градиенте высоких давлений

4.2.1 Структура и свойства нанокомпозитов Fе-Аg, полученных консолидацией в градиенте высоких давлений порошков, приготовленных помолом в высокоэнергетическом аттриторе

4.2.2 Сравнение структуры и свойств нанокомпозитов Fе-Сu, Fе-Аg и наноструктурных Fе, Cu и Аg, полученных консолидацией в градиенте высоких давлений

4.2.3 Микроструктура и свойства образцов Fе-Fe2Oз, полученных консолидацией частично восстановленного нанопорошка Fe2O3 в градиенте высоких давлений

4.2.4 Микроструктура и свойства образцов, полученных консолидацией в градиенте высоких давлений нанопорошков Fе-Cu, приготовленных методом электровзрыва проволочек

4.2.5 Микроструктура и свойства образцов, полученных консолидацией в градиенте высоких давлений нанопорошков Ni, Ag и Ni-Ag, приготовленных методом электровзрыва проволочек

4.3 Исследование коррозионных свойств/деградации плотных материалов Fe-Ag, Fe-Fe2O3. Сравнение со свойствами чистого Fe, приготовленного по подобной схеме

4.4 Выводы

122

Глава 5. ПОЛУЧЕНИЕ И СВОЙСТВА МАКРОПОРИСТЫХ НАНОСТРУКТУРНЫХ Fe-Ag СКАФФОЛДОВ МЕТОДОМ РАСТВОРЕНИЯ

ГРАНУЛ ПОРОГЕНА/ПОРООБРАЗОВАТЕЛЯ

5.1 Исследование микроструктуры, макроструктуры, проницаемости и механических свойств скаффолдов из Fe-Ag

5.1.1 Введение. Параметры изготовления макропористых скаффолдов из нанокомпозитов Fе-Аg с использованием гранул

5.1.2 Определение площади поверхности скаффолда

5.1.3 Механические свойства скаффолдов из нанокомпозитов Fе5Аg и Fе10Аg

5.1.4 Проницаемость скаффолдов из нанокомпозитов Fе5Аg и Fе10Аg

5.2 Исследование деградации скаффолдов Fe-Ag

5.3 Выводы

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

ПУБЛИКАЦИИ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

ПРИЛОЖЕНИЕ А

ПРИЛОЖЕНИЕ Б

ПРИЛОЖЕНИЕ В

183

ВВЕДЕНИЕ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Синтез, структура и свойства биорезорбируемых нанокомпозитов на основе железа для ортопедических имплантантов»

Актуальность работы

Для лечения заболеваний и травм, связанных с опорно-двигательным аппаратом, широко применяются имплантируемые устройства. Традиционные технологии позволили разработать и получить имплантируемые материалы, обладающие большей долговечностью, но непредвидимое разрушение имплантатов до сих пор является серьезной проблемой. Для ее решения разрабатываются новые материалы.

Биорезорбируемые имплантаты набирают популярность как привлекательная альтернатива биоинертным устройствам для восстановления дефектов кости. Преимущество биорезорбируемых имплантируемых устройств состоит в том, что они медленно деградируют, замещаясь костной тканью, и исчезают, когда их «миссия» закончена. Таким образом, в теле не остаётся инородного материала, который может вызвать иммунную реакцию, атрофию костной ткани и другие негативные реакции организма на инородный материал. В случае фиксации при переломах костей использование биорезорбируемых имплантатов устраняет необходимость повторной операции для удаления фиксирующих устройств. Использование биодеградируемых макропористых структур/скаффолдов позволит полностью восстановить серьезные дефекты, которые организм путём нарастания костной ткани не в состоянии залечить, без риска воспаления и атрофии близлежащей костной ткани.

Существующие биорезорбируемые материалы (керамики, полимеры, сплавы М^) не обладают достаточной прочностью для восстановления костей, несущих нагрузку. Железо и сплавы Бе намного прочнее М§ и могут быть пластичными, но железо деградирует слишком медленно. Это определяет актуальность проведения исследований по разработке прочных

биорезорбируемых материалов на основе железа с регулируемой скоростью деградации.

Тема диссертации соответствует приоритетному направлению развития науки, технологий и техники РФ «Индустрия наносистем» и прогнозу научно-технологического развития РФ на период до 2030 года (утв. Правительством РФ 3 января 2014 г.).

Актуальность работы подтверждается проектом Российского научного фонда «Перспективные наноструктурные сплавы, сформированные компактированием би-металлических наночастиц из несмешивающихся металлов: получение, структура, физико-механические свойства» (проект № 17-19-01319) и проектом Минобрнауки РФ «Разработка наноматериалов на основе оксидов и гидроксидов Al и Fe, обеспечивающих направленную ионную модификацию биологических сред и потенцирование действия лекарственных препаратов, и создание на их основе эффективных гемостатических средств с антимикробным эффектом» (проект № 14.604.21.0156, идентификатор проекта RFMEFI60417X0156).

Степень разработанности темы

Работы по оценке биорезорбируемых материалов и имплантатов проводились российскими хирургами и биологами В.П. Алавердовым, В.А. Коневым, A.A. Шумиловой. Разработке биорезорбируемого кальцийфосфатного цемента посвящены исследования Ю.С. Лукиной. Био-резорбируемые керамики на основе трикальцийфосфата (ßTCP) с химическим составом, близким к составу кости, привлекательны для регенерации костной ткани, но они хрупкие и не могут быть использованы для имплантатов костей, несущих большие механические нагрузки. Исследования биорезорбируемых полимеров и керамик, а также изделий из них, включая макропористые каркасы для врастания кости, в настоящее время проводятся группой Р.А. Сурменева (Томский политехнический университет).

Биорезорбируемые нанокомпозиты PTCP с полимерами (полилактид) и с металлами (Fe-Mg, Fe-Ag) с большой объемной долей PTCP (более 70%) разрабатывались I. Gotman. Эти материалы имитируют структуру костной ткани, являющуюся нанокомпозитом нанокристаллического гидроксиапатита и коллагеновых волокон. Пластичность этих нанокомпозитов была невысокой. В отличие от полимеров и керамики, биодеградируемые металлы Fe и Mg обладают необходимым сочетанием прочности и пластичности, что делает их перспективными материалами для биорезорбируемых имплантатов.

В последние годы активно разрабатываются биорезорбируемые материалы на основе Mg. Преимуществами Mg являются близкий к костной ткани модуль упругости и биосовместимость. Однако, Mg в условиях in vivo очень быстро корродирует с выделением газообразного водорода (H2), что может мешать процессу регенерации. Кроме того, быстрая коррозия вызывает снижение сравнительно низкой прочности М g и его сплавов. Исследования по разработке биорезорбируемых сплавов Mg не привели к использованию этих сплавов для изготовления имплантатов костей, несущих нагрузку.

Прочность Fе и сплавов намного выше прочности сплавов М g, но скорость коррозии/деградации слишком низкая для успешного использования Fе в изготовлении костных биорезорбируемых имплантатов. Легированием и добавлением мелкодисперсных наночастиц благородных металлов (D. Mantovani, J.F. ^ffer, J. Cheng) благодаря микрогальванической коррозии удалось получить повышенную скорость деградации, но недостаточную для удаления имплантата на основе Fе за желательный период времени (менее года). Для подавления бактерий или раковых клеток в области имплантирования необходимо обеспечить контролируемый выход лекарств. В недавних работах было показано, что ввод лекарств в сообщающуюся систему нанопор биорезорбируемых нанокомпозитов обеспечивает медленный выход лекарств (I. Gotman).

Из изложенного следует необходимость проведения детальных исследований по разработке биорезорбируемых прочных материалов на основе Fе, как плотных, так и макропористых каркасов/скаффолдов, с необходимой скоростью деградации и с возможностью загрузки лекарств в сообщающуюся систему нанопор, обеспечивающую медленный выход лекарств в область имплантирования. Разработка нанокомпозитов на основе железа может привести к увеличению не только прочности, но и скорости деградации благодаря созданию наногальванических пар.

Целью настоящей работы является создание прочных биорезорбируемых нанокомпозитных материалов на основе железа с контролируемой скоростью деградации, перспективных для изготовления плотных и макропористых ортопедических имплантатов, с возможностью загрузки лекарств в систему нано-пор, а также определение взаимосвязи между составом, структурой и свойствами нанокомпозитных материалов.

Для достижения указанной цели необходимо решение следующих задач:

1. Синтезировать нанокомпозитные порошки на основе Fe:

- высокоэнергетическим помолом микронных порошков железа с добавками серебра;

- электровзрывом проволочек из несмешивающихся металлов Fe-Ag, Fe-Cu и модельной системы Ni-Ag;

- частичным восстановлением нанопорошков оксида железа Fе2О3.

2. Изучить влияние высоких давлений консолидации нанокомпозитных порошков Fе-Аg, Fе-Cu, Ni-Ag и Fe^^3, и термообработок на относительную плотность, микроструктуру и механические свойства нанокомпозитов.

3. Определить закономерности коррозии и деградации разработанных плотных нанокомпозитов на основе Fе в физиологическом растворе.

4. Изготовить из разработанных нанокомпозитов макропористые скаффолды для врастания кости. Исследовать их структуру, механические свойства, проницаемость и деградацию.

Научная новизна диссертационной работы

1. Впервые показано, что консолидация наноструктурных порошков на основе Fe в градиенте высоких давлений обеспечивает получение материалов с плотностью, близкой к теоретической, с высокими механическими свойствами и с сохранением наноструктуры. Прочность разработанных нанокомпозитов в 2-4 раза выше, чем прочность разработанных ранее композитов на основе Fе.

2. Образование наногальванических пар Fе-Аg и Fе-Fе2Оз способствует ускорению процесса деградации в 10-15 раз, до уровня, необходимого для успешного использования в биорезорбируемых ортопедических имплантатах.

3. Прочность и проницаемость разработанных наноструктурных скаффолдов Бе10А§ (10 об.% Л§) с пористостью 70 % и 75 % соответствуют свойствам трабекулярной костной ткани.

4. Впервые разработан метод определения площади поверхности металлических макропористых скаффолдов по изменению веса скаффолда при контролируемом окислении по сравнению с изменением веса плоского образца известной площади в тех же условиях.

5. Методом консолидации в градиенте высоких давлений были получены нано-композиты с системой сообщающихся нанопор, которая может быть использована для загрузки лекарств.

Теоретическая значимость работы

Полученные результаты по консолидации нанокомпозитных порошков и их механическим свойствам могут служить основой для создания моделей по взаимосвязи микроструктуры и механического поведения нанокомпозитов. Результаты по восстановлению наночастиц оксида железа с последующей консолидацией могут служить основой для создания гомогенных

нанокомпозитных структур с заданными механическими и физическими свойствами.

Практическая значимость работы

На примере нанокомпозитов Fе-Аg и Fе-Fе2Оз было показано, что благодаря наличию наногальванических пар, варьированием состава и размерами нанозерен можно обеспечить контролируемую скорость деградации при сохранении высоких механических свойств в комбинации с биорезорбируемостью и возможностью загрузки лекарств в сообщающуюся систему нанопор. Результаты работы могут быть реализованы при разработке прочных биорезорбируемых фиксирующих устройств и макропористых каркасов для залечивания переломов и дефектов костей без необходимости в повторной операции по удалению фиксирующих устройств.

Методология и методы исследования

Нанокомпозитные порошки Fе-Аg и Fе-Cu получали методом высокоэнергетического помола. Нанокомпозитные порошки Fe-Ag, Fе-Cu и Ni-Ag синтезировали методом электровзрыва проволочек. Нанокомпозитные порошки Fе-Fе2Оз получали частичным восстановлением Fе2Оз в потоке Щ Компакты нанокомпозитов Fе-Аg, Fе-Cu, Ni-Ag и Fе-10Fе2Оз с относительной плотностью ~70 % консолидировались в градиенте давлений до 3 ГПа. Метод позволяет получать образцы с 4-6 % открытой пористости с возможностью загрузки лекарств. Для изготовления макропористых скаффолдов использовались гранулы из нанокомпозитных порошков Fе-Аg, которые перемешивали с частицами растворимого в воде порогена (сахара). За этим следовали консолидация смеси при 2,5 ГПа и растворение порогена.

Фазовый состав изучался рентгеноструктурным анализом, микроструктура -с помощью сканирующей электронной микроскопии (СЭМ), СЭМ высокого разрешения (ВРСЭМ) и просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ).

Механические испытания проводились в опытах на сжатие и на трёхточечный изгиб. Проницаемость макропористых каркасов измеряли с помощью пермеаметра. Деградацию плотных образцов и скаффолдов - потерю массы и изменение прочности - изучали как функцию времени выдержки в физиологическом растворе с перемешиванием (до 28 дней).

Положения, выносимые на защиту:

1. По результатам фазового и микроструктурного анализа нанокомпозитных порошков, приготовленных тремя методами, экспериментально установлено, что: а) после высокоэнергетического помола в аттриторе (Бе5Л§, Бе10Л§, Бе20Л§, Бе-25Си) наночастицы серебра и меди равномерно распределены в матрице железа; б) после электрического взрыва проволочек (Бе16Л§, Бе-28Си, Бе-53Си, Бе-72Си, №23Л§) нанокомпозитные частицы имеют форму янус-частиц; в) после частичного восстановления нано-оксида Бе203 (Бе-10Бе203) нанокомпозитные частицы состоят из ядра Бе203, окруженного матрицей Бе.

2. Консолидацией синтезированных нанокомпозитных порошков в градиенте высоких давлений благодаря пластической деформации удаётся достичь плотностей образцов, близких к теоретическим, с сохранением наноструктуры. Механические свойства консолидированных нанокомпозитов заметно превышают свойства композитов близких составов с микронным размером зёрен.

3. Наноструктурирование составов Fe-Ag и Fe-10Fe203 приводит к образованию равномерно распределенных наногальванических пар, что позволяет увеличить скорость коррозии и деградации в 10-15 раз по сравнению с композитами тех же составов с размером зёрен в несколько десятков микрон. Деградация нанокомпозитов Fe-Ag и Fe-10Fe203 пропорциональна времени, и состав поверхности сохраняется.

4. При использовании гранул на основе синтезированных нанокомпозитных порошков Fe5Ag и Fe10Ag и порогена получены макропористые скаффолды с более высокой прочностью и проницаемостью. Экспериментально установленный размер нанокомпозитных гранул Fe5Ag, Fe10Ag и порогена 300-420 мкм позволяет получать скаффолды с пористостью 70 % и 75 %, которые по прочности и проницаемости соответствуют характеристикам трабекулярной костной ткани.

Достоверность результатов обеспечивается корректностью постановки решаемых задач, большим объемом экспериментальных данных, полученных с помощью современных методов исследований структуры, корректной статистической обработкой результатов исследований, а также подтверждением результатов исследований публикациями в реферируемых журналах, выступлениями на международных конференциях и согласованностью полученных результатов с опубликованными ранее другими авторами.

Личный вклад соискателя состоит в совместной с научными руководителями постановке и обсуждении научных задач, планировании и проведении экспериментальных исследований, обсуждении и интерпретации полученных данных, подготовке научных статей, активном участии в международных конференциях и конгрессах.

Апробация работы

Результаты работы докладывались на следующих международных конференциях и конгрессах: International Congress "Materials Science and Engineering - 2016" - German Materials Society (Darmstadt, Germany, 2016); International Conference "Physics of Cancer: Interdisciplinary Problems and Clinical Applications" (Tomsk, 2017); European Society of Biomaterials Conference (Athens, Greece, 2017); International Congress "Materials Science and Engineering - 2018" - German Materials Society (Darmstadt, Germany, 2018).

Публикации

По материалам диссертации опубликовано 8 научных работ в рецензируемых научных журналах и трудах конференций, из них 3 статьи, входящие в перечень журналов из списка ВАК. В базе данных Web of Science и Scopus представлено 5 публикаций.

Структура и объем диссертации

Диссертационная работа состоит из введения, пяти глав, заключения, списка литературы, включающего 231 наименование, и 3-х приложений. Всего 185 страниц машинописного текста, в том числе 93 рисунка и 9 таблиц.

Глава 1. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА И ЗАДАЧИ ИССЛЕДОВАНИЯ

1.1 Строение и свойства костной ткани

Костная ткань представляет собой природный композитный материал, который содержит около 70% минералов, 30% воды и органической фазы, состоящей в основном из коллагена типа I [1] (рис. 1.1). Коллаген типа I представляет собой тройную спираль с анизотропной структурой. Неколлагеновые протеины состоят из гликопротеинов и характерных костных протеогликанов, которые включают остеокальцин, остеонектин, костные фосфопротеины, костные сиалопротеины и небольшие протеогликаны [1]. Неколлагеновые протеины влияют на процессы минерализации костной ткани и на взаимодействия клеток со структурными протеинами. Часть неколлагеновых белков содержат факторы роста, способные стимулировать рост, пролиферацию (размножение) и/или дифференцировку живых клеток [2].

Рисунок 1.1 - Иерархическое строение костной ткани [3]

Клеточный компонент состоит из остеобластов (костно-образующих клеток), остеокластов (костно-разрушающих клеток), остеоцитов (клеток, которые являются неактивными остеобластами, запертыми во внутриклеточной матрице) и выстилающих клеток (неактивных клеток, которые, как полагают, предшествуют остеобластам) [4]. Минеральный состав кости представляет собой фосфат кальция,

известный как гидроксиапатит (НА). Гидроксиапатит присутствует в форме мелких кристаллитов приблизительно 2 х 2 х 40 нм и имеет химическую структуру, представленную формулой Ca10(PO4)6(OH)2. С возрастом эти кристаллиты претерпевают изменения состава. Биологические функции кости зависят от количества и возраста минеральных кристаллов [5]. Неорганическая матрица выполняет две основные функции: резервуара ионов кальция и фосфора и упрочняющей фазы, обеспечивающей жесткость и прочность кости. Органическая фаза обеспечивает гибкость кости, а неорганическая - жесткость и прочность кости [6].

Кость состоит из двух типов: кортикальная (плотная) кость (наружная часть кости) и трабекулярная (губчатая) кость (внутренняя часть кости). Хотя оба типа кости имеют идентичный химический состав, каждый из них содержит различные пропорции органических и неорганических материалов, и они отличаются архитектурой и степенью пористости. Кроме того, комбинация кортикальной и трабекулярной кости изменяется в зависимости от функции костной ткани. Механическое поведение и кортикальной и трабекулярной костной ткани, а также восприимчивость к повреждениям при циклической нагрузке зависит от времени нагружения [7].

Биомеханическая роль кости подвержена риску при травме. В случае простых переломов кость может быть восстановлена благодаря наличию в организме ионов кальция и фосфора (метаболическая функция), однако, если повреждения большие из-за травмы или болезни, организм не может восстановить разрушенную кость. В таких случаях кость не способна выдерживать физическую нагрузку, на которую она рассчитана, и организм остается с физическим дефектом.

Механические свойства кортикальной кости подробно рассмотрены [8-10] и могут быть измерены с помощью традиционных методов таких как: одноосное испытание на сжатие и на растяжение, трех- или четырехточечный изгиб. Кортикальная кость проявляет высокую степень анизотропии: прочность в

продольном направлении заметно выше, чем в поперечном. Значения механических свойств могут отличаться у различных видов животных и зависят от месторасположения кости, условий проведения опытов, возраста и болезни. Условия испытаний могут меняться: испытания сухих образцов, испытания влажных образцов при 37°С, испытания образцов, залитых в специальную смолу.

Как показано в табл. 1.1 [11], разброс значений предела прочности трабекулярной кости намного шире по сравнению с разбросом значений предела прочности кортикальной кости. Разброс, по-видимому, связан с большим разбросом пористости/плотности. Различия в значениях модулей упругости кортикальной и трабекулярной тканей связаны с различием плотности. Диапазон плотности кортикальных костей для проксимального отдела бедра человека

-5

составляет 1,5 - 2 г/см3 [12], а диапазон кажущейся плотности трабекулярной

-5

кости у ткани проксимального отдела бедра человека составляет 0,2 - 0,6 г/см [13]. Среднее значение модуля упругости трабекулярной кости заметно ниже, чем среднее значение модуля упругости кортикальной кости (табл. 1.1), что, по-видимому, связано с большей пористостью трабекулярной кости. Условия подготовки образцов к механическим испытаниям тоже влияют на результаты измерений. В работах [12,14,15] образцы высушивались перед механическими испытаниями.

Механические свойства человеческой кости существенно зависят от возраста. Так, например, модуль упругости бедренной кости в 3, 5 и 35 лет может составлять соответственно 7,0, 12,8 и 16,7 ГПа [18]. Система питания, физическая активность, заболевания, связанные с костями, тоже оказывают влияние на свойства костной ткани. Всё это накладывает высокие требования к прочности ортопедических имплантатов, в особенности макропористых каркасов/скаффолдов, используемых для врастания костной ткани.

Таблица 1.1 - Механические свойства кортикальной и трабекулярной костей человека [8-10,14,16,17]

Кортикальная кость (пористость в среднем 5-10%, до 30%) Предел прочности на сдвиг, МПа Предел прочности, МПа Модуль упругости, ГПа Ист.

Испытания на сжатие - 219 ± 26 продольное 153 ± 20 поперечное 14,1 - 27,6 ГПа [10]

Испытания на растяжение - 172 ± 22 продольное 52 ± 8 поперечное 7,1 - 24,5 ГПа [9,10]

Испытания на кручение 65 ± 9 МПа - - [8]

Ультразвуковой метод - - 22 - 24,5 ГПа [14,16]

Трабекулярная кость (пористость от 30%, в среднем 75-95%) Предел прочности на сдвиг, МПа Предел прочности, МПа Модуль упругости, ГПа Ист.

Испытания на сжатие - 1,5 - 9,3 0,1 - 0,4 ГПа [8]

Испытания на растяжение - 1,6 - 2,42 10,4 ± 3,5 ГПа [9]

Испытания на кручение 6,35 ± 2 МПа - - [17]

Ультразвуковой метод - - 14,8 ± 1,4 ГПа [14,16]

1.2 Биоматериалы для ортопедии. История развития

Ортопедические биоматериалы разрабатываются и используются для изготовления имплантатов, обеспечивающих (а) временную фиксацию места

перелома до полного сращивания кости или (б) врастание кости в прочный макропористый каркас/скаффолд (остеосинтез).

На протяжении большей части 20 века, применение материалов для имплантатов определялось наличием материалов с подходящими свойствами, разработанными для использования в химической, автомобильной и авиационной промышленности. Рассматривая историю развития биоматериалов и их клинического применения за последние 60 лет, в [19] выделены три поколения [14], табл. 1.2.

Так как ткани организма - высоко коррозионная среда, то к свойствам материалов предъявлялись и предъявляются высокие требования по инертности. Поэтому инертность материалов, как и механические свойства, в коррозионной среде были важными условиями при выборе биоматериалов для имплантатов первого поколения. Концепция биосовместимости, связанная со стандартизированными опытами in vitro ("в пробирке") и in vivo (на животных моделях), была введена для оценки биологического поведения разрабатываемых материалов.

Рассмотренные поколения не являются хронологическими по своему номеру -их появление и развитие связано с прогрессом в науке и развитием технологий. Отличительной особенностью поколений является разный подход к лечению дефектов костных тканей. Каждое последующее поколение ставит перед материалами новые требования, что способствует эволюции развития ортопедических материалов. Это не означает развитие исключительно последнего (третьего) поколения. Скорее, каждое поколение занимает отдельную нишу, решая определенные задачи. Появление новых поколений биоматериалов увеличивает спектр задач, решаемых при восстановлении функции костной ткани, тем самым открывая новые возможности лечения костной ткани.

Таблица 1.2 - Поколения биоматериалов с примерами устройств для ортопедии

Поколение

Характерные особенности, примеры

биоинертные материалы (первые имплантаты)

2

биологически активные и биологические материалы (имплантаты с биологически активным покрытием)

3

материалы, предназначенные для стимулирования ответных клеточных реакций на молекулярном уровне (биорезорбируемый сплав на основе Mg [15])

В начале, при разработке биоматериалов для ортопедии, единственным требованием, предъявляемым к сплавам и синтетическим материалам, было "достигнуть подходящей комбинации физических свойств, соответствующих свойствам заменяемой ткани, с минимальной токсичной реакцией тканей" [16]. Это были биоматериалы первого поколения, в соответствии с классификацией в

1

[19]. Поставленная перед ними задача заключалась в уменьшении реакции организма на инородное тело, сведении подобных реакций к минимуму. Материалы были инертны по отношению к окружающим тканям. Благодаря устойчивости к коррозии широкое применение получили материалы на основе Т (Л и сплав Ть6Л1-4У), Та, сплав Со-Сг и нержавеющие стали (316L, 304) [17].

С биологической точки зрения общей чертой биоматериалов первого поколения является образование вокруг имплантата нехарактерного для окружающей среды слоя волокнистой ткани - соединительнотканной капсулы, изолирующей инородное тело. Имплантат становится полностью инкапсулированным этой соединительной волокнистой тканью. Попытки избежать формирования подобного слоя привели к исследованию биологических реакций тканей на поверхности материала имплантата, что стало движущей силой при разработке материалов для ортопедических имплантатов второго поколения.

С хронологической точки зрения первое поколение можно отнести к периоду с конца 19 века, когда была начата целенаправленная разработка материалов для биологических целей, по 1980-ые годы, когда начали уделять внимание проблемам взаимодействия материалов с окружающими тканями [16].

Разработка второго поколения биоматериалов относится к периоду между 1980-ми и 2000-ми годами. Второе поколение характеризуется наличием реакций между материалами и окружающей биологической средой с целью улучшения взаимодействия между ними, а также уменьшения переходного адаптивного периода прилежащих тканей до их полного восстановления. Под биологической активностью, характеризующей второе поколение биоматериалов, понимается любое взаимодействие или эффект, оказываемый материалом на клетки с целью улучшения или активизации их жизнедеятельности [18,19]. Так, например, минерализация и связывание костной ткани с имплантатом является одним из самых известных в настоящее время процессов повышения биологической активности при лечении переломов. Биоактивные материалы, разработанные для

фиксации, срастания и восстановления костей привели к формированию слоя гидроксиапатита (материала близкого по составу к костной ткани) на имплантате в естественных условиях клеточной среды. К середине 1980-х годов, эти биологически активные материалы достигли клинического применения в ортопедии и стоматологии. Среди этих материалов были не только металлы, но и биоактивные стекла, керамика, а также композиты стекла и керамики [20-22].

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Шарипова Алия Фаритовна, 2019 год

// // //

f /1 - as-exploded 2 - 450°C, H, lh ' / I - as-exploded 2-450'C, H2, lh j \ - as-exploded 2 - 450°C, H2, lh

■ i i

а

1 2 3

Давление, ГПа б

в

г д е

Рисунок 4.12 - Относительная плотность образцов из нанопорошков, полученных электровзрывом проволочек, как функция приложенного давления, и изображения ВРСЭМ поверхности образцов, полученных консолидацией при 2,5 ГПа: (а,г) Fe-28Cu; (б,д) Fe-53Cu; (в,е) Fe-72Cu. Графики для образцов из: (1) исходных нанопорошков Fe-Cu; (2) нанопорошков Fe-Cu после термообработки в потоке H2 при 450°C, 1 ч

Кривые зависимости деформации от напряжения на сжатие образцов из нанокомпозитных порошков Fe-Cu, приготовленных электровзрывом проволочек, полученных консолидацией при 3 ГПа после обработки в потоке водорода при 450°С, 1 ч, приведены на рис. 4.13.

Рисунок 4.13 - Кривые напряжение-деформация на сжатие образцов из нанокомпозитных порошков Fe-Cu, приготовленных электровзрывом проволочек, полученных консолидацией при 3 ГПа и прошедших обработку в потоке водорода при 450°С, 1 ч

Из кривых видно, что самый высокий предел текучести, ay, около 700 МПа и, соответственно, самая низкая пластичность наблюдались для состава с самым высоким содержанием Fе: Fе-28Cu. Это согласуется с результатами, полученными на образцах нанопорошка Fе (30 нм), приготовленных консолидацией в градиенте высоких давлений - ay = 1100 МПа [87] и образцов нанопорошка Cu, приготовленных при тех же условиях [186] - ay =370 МПа [186]. Прочность на изгиб для образцов нанокомпозитов, полученных консолидацией при 3 ГПа: а) для Fе-28Cu, oy = 920 ± 20МПа, для Fе-53Cu - ay = 875 ± 15 МПа и для Fе-72Cu - ay = 830 ± 20 МПа. Образцы, приготовленные из компактов нанопорошков, прошедших обработку в потоке водорода при 450°C, показали пластичность и в

опытах на изгиб. Образцы, приготовленные консолидацией нанокомпозитных порошков, не прошедших обработку в водороде, были сравнительно хрупкими с прочностью на изгиб на 20-30% ниже. В отличие от образцов, полученных из компактов, прошедших обработку в потоке водорода при 450°С, разрушение в образцах, полученных консолидацией нанокомпозитных порошков Fе-Cu без обработки в потоке водорода, происходит в основном по границам зёрен. Более хрупкое поведение этих образцов может быть вызвано более низкой плотностью (рис. 4.12) и наличием оксидной плёнки на поверхности частиц порошка.

Сравнивая результаты по консолидации образцов Fе-28Cu, приготовленных из нанокомпозитных порошков, полученных электровзрывом проволочек с результатами, полученными на близком по составу Fе25Cu, приготовленному из нанокомпозитных порошков, полученных высокоэнергетическим помолом, можно отметить, что при тех же давлениях консолидации более высокая плотность и более высокая пластичность наблюдались на порошках, полученных высокоэнергетическим помолом.

4.2.5 Микроструктура и свойства образцов, полученных консолидацией в градиенте высоких давлений нанопорошков М, Ag и Ni-Ag, приготовленных

методом электровзрыва проволочек

Графики зависимости относительной плотности нанокомпозитных порошков Ni23Аg (мас.%) как функция приложенного давления консолидации приведены на рис. 4.14. При давлении консолидации 3 ГПа получена относительная плотность около 93%. Обработка компактов в потоке водорода при температуре 200°С, 1 ч до консолидации (восстановление оксидной пленки на поверхности порошков) приводит к увеличению относительной плотности до 95% при давлении консолидации 3 ГПа. Дополнительная консолидация образцов при давлении 3 ГПа после обработки при 300°С приводит только к незначительному увеличению относительной плотности до 96% от теоретической. Как и в случае

нанокомпозитных порошков Fe-Cu, после восстановления оксидной пленки в потоке водорода при 200°C на поверхности частиц остаётся по крайней мере один молекулярный слой оксида, что для частиц размером 50 нм по оценкам, сделанным в [175], соответствует примерно 1% общей плотности, так как плотность оксидов Ni и Ag ниже плотности металлов.

Приведенные данные свидетельствуют о том, что термическая обработка нанокомпозитных порошков в атмосфере водорода при 200°C 1 ч, способствует удалению оксидной пленки, и за счет снятия внутренних напряжений способствует пластической деформации биметаллических наночастиц. Нужно отметить, что ожидаемого увеличения плотности заменой Fe на Ni в системе Fe-Ag не наблюдается: для Fe20Ag при давлении 3 ГПа была достигнута относительная плотность 98% (табл. 4.2), в то время как для Ni23Ag только 95%. Это может быть связано с тем, что, по сравнению с карбонильным железом высокой чистоты в исходном материале проволочек Ni есть упрочняющие примеси. Для правильной оценки влияния замены Fe на Ni в нанокомпозитах Fe-Ag, по-видимому, нужно использовать карбонильный Ni.

Давление,

Рисунок 4.14 - Относительная плотность образцов, приготовленных из исходного и прошедшего обработку в потоке водорода при 200°С, 1 ч порошка Ni23Ag, как функция от приложенного давления

Графики зависимости относительной плотности наночастиц М и Аg как функция приложенного давления консолидации приведены на рис. 4.15.

Рисунок 4.15 - Относительная плотность образцов, приготовленных из прошедших обработку в потоке водорода при 200°С, 1 ч нанопорошков М и Ag, как функция от приложенного давления

Из приведенных кривых видно, что кривая зависимости относительной плотности от давления для нанопорошка М очень близка к кривой для нанокомпозитного порошка Ni23Ag, в то время как для нанопорошка Аg высокая относительная плотность достигается при сравнительно низких давлениях. Для нанопорошков с большим содержанием Аg с более высокой электро- и теплопроводностью можно ожидать более высокую относительную плотность образцов, полученных консолидацией в градиенте высоких давлений.

ВРСЭМ изображение поверхности образца, полученного консолидацией при 2,5 ГПа нанокомпозитного порошка после обработки в потоке водорода при 200°С, 1 ч, Ni23Аg приведена на рис. 4.16. Тёмная фаза - М, светлая - Аg. Видно, что материал практически плотный, и что наноструктура исходного порошка сохранилась.

100

100

0.0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5 3.0 Давление, ГПа

Рисунок 4.16 - Изображение ВРСЭМ поверхности образца, полученного консолидацией при 2,5 ГПа после обработки в потоке водорода при 200°С, 1 ч нанокомпозитного порошка Ni23Аg

Кривые зависимости деформации от напряжения в опытах на изгиб образцов, консолидированных при 2,5 ГПа из нанокомпозитных порошков, Ni23Аg, полученных электрическим взрывом проволочек и нанопорошков № и Ag, приведены на рис. 4.17. Очень высокая прочность на изгиб, выше 1000 МПа, была получена для образцов, изготовленных консолидацией нанопорошка № в градиенте высоких давлений. Высокая прочность на изгиб и высокая пластичность была получена на образцах, изготовленных консолидацией нанопорошка Аg в градиенте высоких давлений. Из кривых зависимости деформации от напряжения на рис. 4.17 видно, что предел прочности на изгиб образцов Ni23Аg низкий и составил всего около 80 МПа. Образцы Ni23Аg, полученные консолидацией компактов после обработки в потоке водорода при 200°С, 1ч, показали некоторое увеличение прочности на изгиб до 150 МПа. Дополнительный отжиг при 300°С в течение 1 ч после консолидации в градиенте высоких давлений привёл к увеличению прочности на изгиб до 300 МПа. Более низкие значения прочности на изгиб образцов, приготовленных консолидацией нанокомпозитного порошка Ni23Аg по сравнению с образцами, полученными консолидацией нанопорошков № и Аg, могут быть связаны с тем, что в образцах из порошка Ni23Аg при испытаниях на изгиб пластическая деформация начинается в нано-зёрнах Аg, что

приводит к концентрации напряжений на границах Аg-Ni и разрушению образцов по границам зёрен. Более высокой прочности на изгиб можно ожидать в образцах, приготовленных из нанокомпозитных порошков с большим содержанием Аg.

Рисунок 4.17 - Кривые напряжение-деформация в опытах на изгиб образцов, консолидированных при 2,5 ГПа, из нанопорошков, полученных электрическим взрывом проволочек: исходных порошков Ni23Аg, № и Аg, прошедших обработку в потоке водорода при 200°С, 1 ч и прошедших дополнительную обработку отжига в атмосфере водорода при 300°С, 1 ч (Ni23Аg)

Изображение поверхности разрушения образца Ni23Аg, полученного консолидацией при 2,5 ГПа после обработки компакта 70% относительной плотности в потоке водорода при 200°С, 1 ч, приведена на рис. 4.18. Разрушение практически идёт по границам зёрен без признаков пластической деформации. Изображение поверхностей разрушения образцов № и Ag, полученных консолидацией при 2,5 ГПа после обработки компактов 70% относительной плотности в потоке водорода при 200°С, 1 ч, приведены на рис. 4.19. Поверхность разрушения соответствует выраженной пластической деформации.

Рисунок 4.18 - Изображение ВРСЭМ поверхности разрушения образца, полученного консолидацией при 2,5 ГПа нанокомпозитного порошка Ni23Аg после обработки компакта 70% относительной плотности в потоке водорода при 200°С,1ч

а б

Рисунок 4.19 - ВРСЭМ изображения поверхности разрушения образцов, полученных консолидацией при 2,5 ГПа нанокомпозитных порошков (а) N1 и (б) Ag, - после обработки компакта 70% относительной плотности в потоке водорода при 200°С, 1 ч

В испытаниях на сжатие практически не было разницы между образцами, изготовленными из нанопорошков Ni23Аg и М: предел текучести для 77Ni-23Аg, ау = 760 МПа, для М, ау = 845 МПа. Для образцов, полученных консолидацией нанопорошка Аg, предел текучести на сжатие ау = 290 МПа.

4.3 Исследование коррозионных свойств/деградации плотных материалов Fe-Ag, Fe-Fe2O3. Сравнение со свойствами чистого Fe, приготовленного по

подобной схеме

Обобщая результаты по прочности нанокомпозитов Fe-Ag, Fe-Cu и Fe-10Fe2Ü3, можно сделать вывод, что наиболее высокие значения получены для нанокомпозитов Fе-Аg, приготовленных высокоэнергетическим помолом, с последующей термообработкой в потоке H2 при 550°С, 1 ч, и для нанокомпозитов Fe-10Fe2Ü3, полученных частичным восстановлением Fе2Оз. Поэтому эти нанокомпозиты были отобраны для дальнейших опытов по коррозии и деградации.

С целью выявления материалов с наибольшей скоростью коррозии было проведено исследование нанокомпозитов железа, содержащих 5, 10, 20 и 30 об.% Ag. Коррозионные потенциалы (Ecorr) для наноструктурного чистого Fe и нанокомпозитов железа, содержащих 5 и 10 об.% Ag, а также 20 и 30 об.% Ag, как функция времени представлены на рис. 4.20а и на рис. 4.20б, соответственно. Для наноструктурного чистого Fe и нанокомпозитов железа, содержащих 5 и 10 об.% Ag, а также 20 и 30 об.% Ag, опыты по коррозии проводились в растворе Рингера в потенциальной ячейке открытого контура.

Сразу после погружения в раствор Рингера потенциал коррозии Ecorr нанокомпозитов Fe-Ag был значительно более положительным, чем у чистого железа: -0,23 В и -0,18 В для Fe5Ag и Fe10Ag, соответственно, против -0,52 В для Fe. Через 2 мин после погружения Ecorr чистого железа практически не изменился, a потенциал образцов Fe5Ag и Fe10Ag резко снизился до -0,62 В и -0,57 В, соответственно, потенциал Fe20Ag и Fe30Ag снизился, соответственно, до -0,68 В и -0,43 В. Это можно объяснить гальваническим действием наночастиц Ag, которые активировали коррозию менее благородного Fe и ускорили разрушение поверхностного оксидного слоя. Дальнейшее снижение потенциала коррозии образцов Fe20Ag и Fe30Ag наблюдалось в течение 1 ч до достижения постоянных

значений Есогг -0,71 В и -0,62 В, соответственно. Так как коррозионные потенциалы образцов Fe5Ag и Fe10Ag после 1 ч выдержки в растворе Рингера (0,71 В и -0,73 В, соответственно) были выше, чем у Fe20Ag и Fe30Ag, то дальнейшее исследование коррозионного потенциала на этих образцах не проводилось. На протяжении всего периода наблюдения (4 ч) образцы с 5 и 10 об.% Ag показывали более отрицательные коррозионные потенциалы по сравнению с образцами чистого Fe.

-0.5

со

се О и

-0.6

-0.7

-0.8

-ф- Ре5Ад -

С -Аг- Ре 10Ад

1 1 ■----- X- 1 1 1 -л,-а . . 1 1 1

50 100 150 200 250 Время, мин.

а

б

Рисунок 4.20 - Коррозионный потенциал, Есогг, в растворе Рингера как функции времени для образцов: а) Fe, Fe5Ag и Fe10Ag и б) Fe, Fe20Ag и Fe30Ag, приготовленных консолидацией при 2,5 ГПа и отожженных при 550°С в атмосфере Н2, 1 ч

Большое содержание Ag (30 об.%) приводит к положительному сдвигу потенциала коррозии и снижению скорости коррозии нанокомпозита. Положительный сдвиг потенциала коррозии можно объяснить либо уменьшением анодного растворения, либо пассивацией поверхности.

Изменение тока коррозии (1согг) для наноструктурного чистого Fe и нанокомпозитов железа, содержащих 5 и 10 об.% Ag, как функция времени представлены на рис. 4.21а, и для нанокомпозитов, содержащих 20 и 30 об.% Ag, -

на рис. 4.21б. Для чистого Fe плотность тока коррозии остается практически

л

постоянной в течение всего периода наблюдения (0,020-0,025 мА/см ).

0.08

| 0.06

о о

0.02

Ре

—•—Ре20Ад .

—РеЗОАд

• \ / -

V1—— -- • *

■-■-----

а

50 100 150 200 Время, мин.

б

250

Рисунок 4.21 - Ток коррозии, 1согг, в растворе Рингера как функции времени образцов: а) Fe, Fe5Ag и Fe10Ag и б) Fe, Fe20Ag и Fe30Ag, приготовленных консолидацией при 2,5 ГПа и отожженных при 550°С в атмосфере Н2, 1 ч

Плотность тока коррозии наноструктурного Fe, измеренная в данной работе, почти в 4 раза выше плотности тока коррозии, наблюдавшейся в образцах Fe с размером зерен 17 мкм [84] (табл. 4.4). Плотность тока коррозии образцов Fe-Ag значительно выше плотности тока коррозии наноструктурного железа, особенно

л

для Fe10Ag вначале (1согг = 0,079 мА/см ). Плотность тока уменьшается со временем, вероятно, из-за повышенной коррозии/растворения железа, что приводит к обогащению поверхности более благородным Ag. Для образцов Fe5Ag

л

и Fe10Ag плотность тока устанавливалась около 0,05 мА/см . Плотность тока

л

коррозии образца Fe20Ag в начале испытания составляла 0,062 мА/см (рис.

4.21б). После 3 ч коррозии плотность тока для этого нанокомпозита снизилась до

2 2 0,03 мА/см и увеличилась до 0,05 мА/см после 4 ч коррозии. Самые низкие

значения плотности тока коррозии были получены на образце Fe30Ag. Форма

кривой для зависимости плотности тока коррозии от времени для нанокомпозита

Fe30Ag очень похожа на форму кривой для нанокомпозита Fe20Ag, все

измеренные значения плотности тока Fe30Ag (кроме значений, полученных сразу

Л

после погружения) оказались меньше 0,02 мА/см . Сложная форма кривых нанокомпозитов Fe20Ag и Fe30Ag может быть связана с двумя факторами: (1) накоплением Ag на растворенной поверхности и (2) изменением шероховатости поверхности нанокомпозитов во время коррозии.

Таблица 4.4 - Скорости деградации, рассчитанные по данным потери массы для чистого Fe и композитов Fe-Ag, Fe-10Fe2O3

Средний Ток Скорость

Состав Метод получения размер зерна коррозии, мА/см2 деградации, мм/год Ист.

Помол в аттриторе, консолидация

при 2,5 ГПа, отжиг в Н2 при 550°С 1 ч 77 нм 0,020-0,025 0,14 *

Fe плазменно-искровое спекание 17 мкм 0,006 0,071 [84]

Консолидация восстановленного

Fe2O3 при 3,0 ГПа, отжиг в Н2 при 45 нм - 0,80 *

300°С 0,5 ч

Помол в аттриторе, консолидация при 2,5 ГПа, отжиг в Н2 1 ч при 550°С 77 нм 0,05 1,07 *

Fe5Ag при 800°С 1,5 мкм - 0,37 *

плазменно-искровое спекание 17 мкм 0,012 0,09 [84]

Помол в аттриторе, консолидация при 2,5 ГПа, отжиг в Н2 1 ч при 550°С 77 нм 0,05 0,99 *

Fe10Ag при 800°С 1,5 мкм - 0,29 *

плазменно-искровое спекание 17 мкм 0,015 0,085 [84]

Консолидация частично

Fe- восстановленного Fe2O3 при 3,0 49 нм - 1,53 *

10Fe2Oз ГПа, отжиг в Н2 при 300°С 0,5 ч

плазменно-искровое спекание 25 мкм 0,0004 0,005 [102]

* результаты, полученные в данной работе; "-" исследование не проводилось

По результатам исследования коррозии нанокомпозитов Fе-Ag было принято решение провести опыты по деградации на составах, показавших высокую скорость коррозии - высокую плотность тока коррозии (Icorr): Fe5Ag и Fe10Ag. Также, были проведены исследования по биосовместимости нанокомпозитов Fе10Аg in vitro, представленные в Приложении В, которые показали, что образцы способствуют прикреплению остеобластов/костных клеток и не проявляют никаких признаков токсичности.

Опыты по деградации Fe5Ag и Fe10Ag (образцы диаметром 10 мм и толщиной 1 мм) проводились в физиологическом растворе в течение 28 дней. Образцы наноструктурного чистого Fe были использованы в качестве контрольных образцов. Относительная потеря массы нанокомпозитов Fe-Ag и образцов чистого Fe как функция времени деградации в физиологическом растворе представлена на рис. 4.22. Потеря массы нанокомпозитов Fe5Ag и Fe10Ag, прошедших термообработку при 550°C в атмосфере H2, 1 ч, после 28 дней деградации, оказалась более чем в 2 раза выше, чем потеря массы композитов соответствующих составов, отожженных в H2 при 800°C, 1 ч: 11-12% против 3,54%, соответственно. Потеря массы наноструктурного чистого Fe, приготовленного консолидацией в градиенте высоких давлений порошка железа после 8-часового помола в аттриторе, составила ~1,5%. Таким образом, присутствие наногальванических пар Fe-Ag, значительно увеличивает скорость коррозии Fe. Скорости деградации по потере массы после 28 дней нанокомпозитов Fe5Ag и Fe10Ag, приготовленных консолидацией в градиенте высоких давлений и отожженных при 550°C в атмосфере H2, составили 2,04 и 1,89 мг/см в день, соответственно. Более высокая скорость деградации после 28 дней нанокомпозитов Fe-Ag по сравнению с чистым Fe и более высокая скорости

деградации Fe5Ag по сравнению с Fe10Ag согласуются с приведенными выше результатами по измерению токов коррозии.

Время деградации, день

Рисунок 4.22 - Деградация композитов Fe5Ag, Fe10Ag и чистого Fe, приготовленных консолидацией при 2,5 ГПа, отожженых в атмосфере Н2 при 550°С, 1 ч и 800°С, 1 ч

Полученные результаты по скорости деградации нанокомпозитов Fe5Ag и Fe10Ag почти в 10 раз превышают скорости деградации композитов аналогичных составов Fe5Ag и Fe10Ag, приготовленных методом плазменно-искрового спекания, с размерами зерен 17 мкм [84]. Скорости деградации других композитов на основе железа, также значительно ниже результатов, полученных в данной работе: для композитов с размером зерен в несколько десятков микрон: Fe-W и Fe-углеродные нанотрубки скорости деградации ниже в 20 раз [111], для композитов Fe-Pd и Fe-Pt скорости деградации ниже в 10 раз [191], для Fe, полученного электроосаждением, с размером зерен в несколько микрон - ниже в 4 раза [192]. Скорости деградации (мм/год) наноструктурного Fe и нанокомпозитов Fe5Ag, Fe10Ag, полученных в настоящей работе, и данные по скорости деградации Fe и сплавов Fe5Ag и Fe10Ag, полученных плазменно-искровым спеканием с размером зерна 17 мкм [84], приведены в табл. 4.4.

Изображения СЭМ поверхностей нанокомпозитов Fe5Ag и Fe10Ag, приготовленных консолидацией в градиенте высоких давлений и отожженных в

потоке Н2, 1 ч при 550°С, после 28 дней деградации в физиологическом растворе, представлены на рис. 4.23. Согласно данным рентгеноструктурного анализа и ЭДС (СЭМ), осаждения продуктов коррозии на поверхности практически не наблюдается. Круглые углубления размером 1-3 мкм, наблюдаемые после деградации, распределены равномерно на поверхности нанокомпозитов. Анализ ЭДС образцов после 28 дней деградации в физиологическом растворе на глубине проникновения ~1,5 мкм (энергия пучка электронов 20 кВ) не выявил изменения состава материала. В то же время на глубине проникновения ~200 нм (энергия пучка электронов 5 кВ) концентрация Ag в 2-3 раза выше, что указывает на то, что наногальванические пары Fe-Ag на поверхности способствуют ускоренному растворению железа. Скорее всего, во время продолжительной деградации гальваническая коррозия/растворение Fe вокруг наночастиц Ag сопровождается выпадением последних.

а

б

Рисунок 4.23 - Изображения СЭМ поверхностей (а) Fe5Ag и (б) Fe10Ag, полученных консолидацией при 2,5 ГПа и отожженных в Н2, 1 ч при 550°С, после 28 дней деградации в физиологическом растворе

Изображения СЭМ поверхностей нанокомпозитов Fe5Ag и Fe10Ag, приготовленных консолидацией в градиенте высоких давлений при комнатной

температуре и отожженных в Н2, 1 ч при 800°С, после 28 дней деградации в физиологическом растворе, представлены на рис. 4.24. Анализ ЭДС состава поверхности после 28 дней деградации при 20 кВ показал более 90% Ag. Частицы Ag микронного размера образуют взаимосвязанную сеть на поверхности (рис. 4.24б), которая частично защищает материал от дальнейшего растворения. Этим можно объяснить более низкие скорости деградации композитов Fe-Ag с более грубой структурой (табл. 4.4).

Рисунок 4.24 - Изображения СЭМ поверхности Fe10Ag, полученного консолидацией при 2,5 ГПа и отожженного в Н2, 1 ч при 800°С: а) до и б) после 28 дней деградации в физиологическом растворе

Вес твердых продуктов коррозии, собранных после 28 дней деградации в физиологическом растворе, был на 35% выше потери массы соответствующих образцов. Данная разница примерно соответствует количеству кислорода, необходимого для полного преобразования растворенного с поверхности образцов железа в FeзO4. Этот вывод согласуется данными рентгеноструктурного анализа,

согласно которого, FeзO4 является основным продуктом твердой коррозии.

2+

Относительно низкая концентрация ионов Fe (менее 0,03 мг/л) была обнаружена в солевом растворе после 28-дневной деградации.

Прочность на изгиб нанокомпозитов Fe5Ag и Fe10Ag, отожженных в Н2 при 550°С и при 800°С, в зависимости от времени деградации в физиологическом растворе, представлена рис. 4.25.

Время деградации, день

Рисунок 4.25 - Предел текучести на изгиб композитов Fe-Ag, приготовленных консолидацией и отожженных в Н2 при 550°С и 800°С, как функция времени деградации в физиологическом растворе

Можно видеть, что образцы, отожженные при 800°С, теряют прочность быстрее, чем отожженные при 550°С: ~29-35% потери прочности после 28 дней деградации в первом случае против 25% во втором. Скорее всего, более быстрая потеря прочности образцов, отожженных при более высокой температуре, обусловлена более крупной микроструктурой и неоднородной деградацией поверхностного слоя, что приводит к выщелачиванию железа (рис. 4.25).

Относительная потеря массы в физиологическом растворе нанокомпозитов Ее-10ре20з и образцов Fe, приготовленных консолидацией частично и полностью восстановленного оксида Fe20з, соответственно, представлена на рис. 4.26. Потеря массы нанокомпозитов Fe-10Fe20з после 28 дней деградации, оказалась около 24,5%, что ~1,8 раз выше, чем потеря массы наноструктурного Fe, приготовленного тем же методом - 13,3%. Скорость деградации наноструктурного Fe, полученного консолидацией восстановленного нанопорошка Fe20з, в 8,5 раз выше деградации образца из наноструктурного железа, полученного помолом в

аттриторе (1,5%, рис. 4.22). По все видимости, это связано с более гомогенной и более тонкой структурой наноразмерных зерен железа, полученного консолидацией в градиенте высоких давлений восстановленного нанопорошка Бе2Оз. Скорости деградации по потере массы после 28 дней нанокомпозита Fe-10Бе2Оз и образцов Fe составили 3,19 и 0,62 мг/см в день, соответственно. Скорости деградации (мм/год) наноструктурного Fe и нанокомпозита Fe-10Fe2Oз, полученные в настоящей работе, наряду с данными для соответствующего композита, приготовленного методом плазменно-искрового спекания [102], приведены в табл. 4.4.

Время, день

Рисунок 4.26 - Деградация нанокомпозитов Fe-10Fe2O3 и чистого Fe, приготовленных методом консолидации в градиенте высоких давлений частично и полностью восстановленного оксида Fe2O3

Изображения ВРСЭМ поверхностей нанокомпозита Fe-10Fe2O3 и Fe, приготовленных консолидацией частично и полностью восстановленного нанопорошка Fe2O3, соответственно, после 28 дней деградации в физиологическом растворе, представлены на рис. 4.27. На поверхности Fe-10Fe2O3 видны округлые

углубления соразмерные зернам нанокомпозита. Поверхность Fe после 28 дней деградации в физиологическом растворе имеет углубления порядка сотен нанометров. Скорее всего, во время продолжительной деградации нанокомпозита Fe-10Fe2O3 гальваническая коррозия/растворение оболочки Fe вокруг "ядер" Fe2O3 сопровождается выпадением наночастиц оксида, что способствуют ускоренному гомогенному растворению нанокомпозита.

а б

Рисунок 4.27 - Изображения ВРСЭМ поверхностей (а) Fe-10Fe2O3 и (б) Fe, приготовленных консолидацией частично и полностью восстановленного нанопорошка Fe2O3, соответственно, после 28 дней деградации в физиологическом растворе

4.4 Выводы

1. Методами:

а) высокоэнергетического помола микронных смесей порошков Fе-Аg и Fе-

б) частичного восстановления оксида железа Fе2О3,

в) электровзрыва проволочек Fе-Cu, Ni-Аg,

с последующей консолидацией порошков в градиенте высоких давлений получены образцы нанокомпозитов указанных составов с плотностью близкой к теоретической.

2. Прочность полученных нанокомпозитов заметно выше прочности композитов с размером зёрен в несколько десятков микрон. При термообработке компактов в потоке водорода при 550°С, 1ч сохраняется наноструктура с сохранением высокого предела текучести нанокомпозитов и увеличивается пластичность.

3. Равномерно распределенные наночастицы Аg в нанокомпозитах Fе-Аg и наночастицы Fе2О3 в нанокомпозитах Fе-Fе2О3 приводят к образованию многочисленных наногальванических пар, и, в результате, к заметному ускорению коррозии и деградации нанокомпозитов по сравнению с чистым железом и с композитами с размером зёрен в несколько десятков микрон. После 28 дней опытов по деградации в физиологическом растворе образцы нанокомпозитов Fе-Аg показали умеренное снижение прочности на изгиб, сохранив около 75% от первоначальных значений.

Глава 5. ПОЛУЧЕНИЕ И СВОЙСТВА МАКРОПОРИСТЫХ НАНОСТРУКТУРНЫХ Fe-Ag СКАФФОЛДОВ МЕТОДОМ РАСТВОРЕНИЯ ГРАНУЛ ПОРОГЕНА/ПОРООБРАЗОВАТЕЛЯ 5.1 Исследование микроструктуры, макроструктуры, проницаемости и механических свойств скаффолдов из Fe-Ag

5.1.1 Введение. Параметры изготовления макропористых скаффолдов из нанокомпозитов Fе-Аg с использованием гранул

Как отмечалось в п. 2.1, в данной работе применялся модифицированный метод производства макропористых скаффолдов с использованием гранул порогена, предложенный в [58] и описанный в п. 1.6.2.

Нанокомпозиты Fe5Ag и Fe10Ag, полученные консолидацией в градиенте высоких давлений порошков, изготовленных помолом в высокоэнергетическом аттриторе, и после термообработки в атмосфере H2 при 550°С, 1 ч показали высокую прочностью, пластичность и скорость деградации. Поэтому нанокомпозиты Fe5Ag и Fe10Ag были выбраны для изготовления гранул -материала распорок/стенок каркаса макропористого скаффолда. Разработанный в данной работе метод получения нанокомпозита Fe-10Fe2O3 не подходит для изготовления гранул, так как полученные после частичного восстановления компакты Fe-10 Fe2O3 пластичны и их не удаётся раздробить на гранулы. Поэтому скаффолды из нанокомпозитов Fe-10 Fe2O3 не изготавливались.

Как и в [58], в данной работе размеры гранул основного материала скаффолда и размеры гранул порогена/порообразователя, для обеспечения максимальных значений проницаемости и прочности были определены опытным путём.

В данной работе гранулы изготавливались двумя методами: 1. подобно работе [58] пористые компакты, полученные в ячейке давления

дробились в ступке и полученные агломераты/гранулы просеивались.

Оптимальное давление было 300 МПа.

с учетом необходимости восстановления оксидных пленок на поверхности нанопорошков после помола в аттриторе, изготовление гранул осуществлялось путем термообработки порошков в атмосфере Н2 при 550°С, 1 ч с последующим дроблением и просеиванием. Метод (2) занимает меньше времени по сравнению с методом (1). Схема метода представлена на рис. 5.1.

Рисунок 5.1 - Схема получения макропористых скаффолдов с использованием гранул

На рис. 5.2 и 5.3 показаны изображения СЭМ нанокомпозитных гранул Fe5Ag, полученных из порошков после 8 ч помола в аттриторе высокой энергии: (1) с последующим уплотнением при давлении 300 МПа (рис. 5.2) и (2) термообработкой в атмосфере Н2 при 550°С, 1 ч (рис. 5.3), - и последующим просеиванием.

а б

Рисунок 5.2 - Изображения СЭМ гранулы Fe5Ag, полученной уплотнением при давлении 300 МПа исходного нанопорошка Fe5Ag при разных увеличениях

Рисунок 5.3 - Изображения СЭМ гранулы Fe5Ag, полученной после термообработки исходного нанопорошка Fe5Ag при 550°С 1 ч в атмосфере Н2 при разных увеличениях

Гранулы, полученные термообработкой в атмосфере Н2, более пористые по сравнению с гранулами, полученными под давлением 300 МПа. Восстановление оксидной пленки на поверхности нанопорошка и самодиффузия Fe при 550 °С, вероятно, способствовали частичному спеканию порошинок Fe-Ag -формированию пористых гранул - без огрубления структуры зерен. Повышенная пластическая деформация пористых гранул, по-видимому, способствует получению более плотных и прочных перемычек при изготовлении скаффолдов консолидацией при высоких давлениях. Исходя из этого, было принято решение об использовании метода (2) получения гранул путем термообработки порошков Fe-Ag в атмосфере Н2 при 550°С, 1 ч. В предварительных экспериментах скаффолды, изготовленные из гранул размером 300-420 мкм, показали более высокую прочность, чем из гранул 420-600 мкм. В качестве порогена использовался сахар, растворимость которого в воде заметно выше растворимости в воде №2Б04 [104] и К2С03 [193], использовавшихся ранее. Оптимальные результаты по проницаемости и прочности были получены при размерах гранул материала и порогена 300-420 мкм.

На рис. 5.4 показаны изображения СЭМ внутренней поверхности поры под растворенной частицей порогена-сахара при изготовлении скаффолда из Fe5Ag 75% пористости. При малом увеличении (рис. 5.4а) видно, что поверхность поры плотная с однородной системой открытых нанопор. Как и в плотных материалах (Раздел 4.4) эти поры могут быть использованы для загрузки лекарственных средств. Нанокомпозитная структура скаффолдов проявляется при более высоких увеличениях (рис. 5.4б), где отчетливо видно наноразмерную фазу Аg, равномерно распределенную в матрице Fe. Здесь и далее на изображениях СЭМ светлые зерна соответствуют фазе Ag, тёмные - фазе Fe.

а б

Рисунок 5.4 - Изображения СЭМ (а) и ВРСЭМ (б) поверхности поры скаффолда Fe5Ag под растворенной частицей порогена-сахара, приготовленного консолидацией при 2,5 ГПа из нанокомпозитных гранул и порогена размером 300-420 мкм, при разных увеличениях

Гистограммы распределения пористости скаффолдов из Fe5Ag и Fe10Ag с исходным количеством 70 об.% порогена/порообразователя представлены на рис. 5.5. Средняя пористость составила 70,37% и 70,24% для скаффолдов из Fe5Ag и Fe10Ag, соответственно, в обоих случаях стандартное отклонение - менее 0,6%. При относительной плотности нанокомпозита из Fe5Ag, полученного консолидацией в градиенте высоких давлений, 96% от теоретической и 97% - для Fe10Ag, объем нанопор в 70% пористых скаффолдов составляет ~1,2% и ~0,9%, соответственно. Пористость скаффолдов из Fe10Ag ближе к исходному объему порообразователя по сравнению со скаффолдами из Fe5Ag. Вероятно, лучшая консолидация Fe10Ag по сравнению с Fe5Ag (п. 4.1.1) приводит к выраженной инкапсуляции частиц порогена/порообразователя, и, как следствие, пористости близкой исходному количеству порогена.

16

Скаффолды Ре5Ад, 70% пористости

16

Скаффолды РеЮАд, 70% пористости

14-

н о

Среднее значение = 70.35

Стандартное =л 57 отклонение

Среднее значение = 70.24

Стандартное = д 49 отклонение

0

0

69

70

71

72

69

70 71 72

Измеренная пористость, %

Измеренная пористость, %

а

б

Рисунок 5.5 - Гистограммы распределения пористости скаффолдов с исходным количеством порогена/порообразователя 70 об.%: а) Fe5Ag, б) Fe10Ag

Данный метод позволяет получать высокопористые скаффолды с хорошо контролируемым макропористым объемом: отклонение от исходного объема порогена/порообразователя составляет 1-2%. Отклонение пористости скаффолдов, полученных стандартным методом порошковой металлургии, составляет 3-4% для скаффолдов Fe [194]. Учитывая малое отклонение пористости скаффолдов, приготовленных в данной работе, далее под значением пористости скаффолдов будет подразумеваться не измеренная пористость, а объемный процент порообразователя, используемый для изготовления скаффолда. В отличие от рассмотренных методов порошковой металлургии для изготовления пористых структур (Глава 1) [154,155], метод консолидации в градиенте высоких давлений позволяет контролировать форму пор: на рис. 5.6 отчетливо видна квадратная форма поры, повторяющая контуры кристалла сахара.

Рисунок 5.6 - Изображение СЭМ поверхности разрушения скаффолда из Fe10Ag 70% пористости, полученного консолидацией при 2,5 ГПа нанокомпозитных гранул и кристаллов сахара размером 300-420 мкм. Форма поры соответствует форме кристалла порогена/порообразователя (сахара)

Изображения СЭМ скаффолдов из Fe5Ag пористости 60, 65, 70 и 75% (поверхности разрушения после испытаний на изгиб) показаны на рис. 5.7. На всех скаффолдах видна взаимосвязанная система открытых макропор размером 300-400 мкм, необходимая для успешного врастания костной ткани.

а б в г

Рисунок 5.7 - Изображения СЭМ (поверхности разлома) скаффолдов из Fe5Ag, приготовленных консолидацией при 2,5 ГПа нанокомпозитных гранул и кристаллов сахара размером 300-420 мкм, с пористостью: а) 60%; б) 65%, в) 70% и г) 75%

По оценке, проведенной для скаффолдов с гомогенным распределением пор размером 350 мкм (Приложение А), толщина стенок/распорок составляет порядка: 225 мкм для 60 % пористости, 170 мкм - для 65 % пористости, 140 мкм - 70% пористости, 120 мкм - 75 % пористости. Согласно изображению СЭМ на рис. 5.6а, максимальная толщина стенок скаффолда Fe5Ag пористости 60% составляет менее 250 мкм.

5.1.2 Определение площади поверхности скаффолда

Для определения площади поверхности скаффолдов Fe-Ag был применен метод оценки изменения массы скаффолда при окислении в сравнении с изменением массы при окислении контрольного плоского образца, изготовленного из карбонильного железа той же массы и известной площади поверхности. Контрольный образец и скаффолды 60, 65 и 75% пористости массой 2,4 г были изготовлены консолидацией при давлении 2,5 ГПа из гранул карбонильного железа 300-420 мкм, приготовленных аналогично гранулам Fe-Ag (Глава 2). Размеры контрольного образца: диск диаметром 20,0 мм, толщиной 1,0 мм,

Л

площадь поверхности 6,92 см . Размеры скаффолдов: диаметр 10 мм, высота скаффолда 60% пористости - 9,85 мм, 65% пористости - 11,03 мм, 70% пористости - 13,25 и 75% пористости - 15,91 мм. Для образования однородной оксидной пленки образцы окислялись на воздухе при температуре 450°С в течение 10 ч. Площадь поверхности скаффолдов вычислялась по формуле:

А^скаф (5.1)

^скаф ^контр дтаг

" ^"контр

Л

где 5скаф - площадь поверхности скаффолда (см ), АЖскаф - изменение массы скаффолда после окисления поверхности (табл. 5.1), 5контр - площадь поверхности

Л

контрольного образца (6,92 см ), АИ^онтр - изменение массы контрольного образца после окисления поверхности (0,0028 г).

Рентгеноструктурный анализ поверхности контрольного образца показал образование оксидной пленки Fe2O3. Толщина оксидной пленки, оцененная по изменению массы с учетом удельного веса Fe2O3, составляет около 2,6 мкм, что хорошо согласуется с экспериментальными результатами, представленными на изображении поперечного сечения контрольного образца, рис. 5.8.

2,5±0,1 мкм 1

1

Рисунок 5.8 - Изображение СЭМ поперечного сечения контрольного образца из карбонильного Fe после окисления на воздухе при 450 ° С в течение 10 ч

Таблица 5.1 - Изменение массы модельных скаффолдов, приготовленных из гранул карбонильного железа, после окисления и вычисленные по формуле (5.1) площади поверхности скаффолдов

Пористость скаффолда Изменение массы, г Площадь поверхности скаффолда, см2

60 % 0,0625 154,41

65 % 0,0728 179,86

70 % 0,0904 223,35

75 % 0,1059 261,64

Вычисленная площадь поверхности скаффолдов из гранул карбонильного железа равной массы и диаметра как функция пористости представлена на рис. 5.9а.

а б

Рисунок 5.9 - Площадь поверхности как функция пористости скаффолдов из гранул карбонильного Fe одинаковой: а) массы (2,4 г) и диаметра (10 мм) (модельная система); б) высоты (3 мм) и диаметра (10 мм)

Значения площади поверхности модельных скаффолдов из карбонильного железа в пересчете на высоту 3 мм при неизменном диаметре 10 мм, аналогично параметрам скаффолдов Fe-Ag, представлены на рис. 5.9б. Уменьшение площади поверхности скаффолдов с пористости 70% связано с уменьшением количества материала, и, соответственно, площади поверхности при постоянном объеме.

Нужно отметить, что метод оценки площади поверхности металлических скаффолдов по изменению массы при окислении по сравнению с изменением массы контрольного образца, приготовленного из такого же материала (состав, величина зерна), может быть использован для оценки площади поверхности скаффолдов, изготовленных разными методами, включая 3Э-печать. Этот метод может быть рекомендован как удобный метод для более общего случая оценки площади поверхности пористых металлических структур.

5.1.3 Механические свойства скаффолдов из нанокомпозитов Fе5Аg и Fе10Аg

На рис. 5.10 представлены кривые напряжения-деформации на сжатие и на изгиб скаффолдов из Fe5Ag 60, 65, 70 и 75% пористости. Как и можно было ожидать, увеличение пористости приводит к значительному снижению, более чем в 20 раз, механических свойств по сравнению с плотными нанокомпозитами из Fe5Ag (880 МПа, табл. 4.2). Тем не менее, при испытаниях на сжатие хрупкое разрушение не наблюдалось на всех скаффолдах, рис. 5.10а. Зона плато на кривой напряжение-деформация на сжатие, четко выраженная для скаффолдов 65%, 70% и 75% пористости, соответствует пластической деформации стенок пор, частичному закрытию макропор и уплотнению. Скаффолды показали высокую пластичность и в опытах на изгиб: более 3% пластической деформации до разрушения, рис. 5.10б. Увеличение пористости скаффолдов приводит к значительному снижению прочности, однако, прочность скаффолдов из Fe-Ag 70 и 75% пористости находится в диапазоне прочности трабекулярной костной ткани от 2,02 ± 0,92 МПа до 17,45 ± 6,15 МПа на сжатие и 1,72 ± 0,64 МПа до 10,93 ± 3,08 МПа на растяжение [195]. Высокая прочность скаффолдов из Fe-Ag в настоящей работе может быть объяснена их наноразмерной структурой, полученной помолом в аттриторе высокой энергии и сохраненной в процессе изготовления гранул и консолидации.

о

Скаффолды Ре5А§

0

10

20

30

3 4 5 6

Деформация, е, %

ю

Деформация, е, %

а

б

Рисунок 5.10 - Кривые напряжение-деформация на сжатие (а) и на изгиб (б) скаффолдов из Fe5Ag 60, 65, 70 и 75% пористости

На рис. 5.11 представлено изображение ВРСЭМ стенки поры скаффолда из Fe5Ag 75% пористости на разломе, где видна пластическая деформация стенки/распорки скаффолда под нагрузкой в опыте на изгиб.

Рисунок 5.11 - Изображение ВРСЭМ стенки/распорки скаффолда из Fe5Ag 75% пористости, полученного консолидацией при 2,5 ГПа нанокомпозитных гранул Fe5Ag и сахара размером 300-420 мкм

По сравнению с нанокомозитными скаффолдами из PTCP-PLA [58] и РТСР-FeMg [59], полученными методом консолидации в градиенте высоких давлений, прочность и пластичность скаффолдов из нанокомпозитов Fe5Ag и Fe10Ag, полученных в данной работе, выше в 10-20 раз. Для скаффолдов с пористостью 65%, изготовленных из гранул нанокомпозитов PTCP-40PLA, предел текучести на сжатие а-г = 2 МПа, в то время как для скаффолдов с пористостью 65%, изготовленных из нанокомпозитов Fе5Аg и Fе10Аg предел текучести на сжатие составил 41,6 МПа и 41,0 МПа соответственно.

На рис. 5.12 представлены графики предела текучести на изгиб скаффолдов из Fe5Ag и Fe10Ag в зависимости от пористости. Предел текучести скаффолдов из Fe5Ag выше, чем из Fe10Ag, что соответствует данным, полученных на плотных нанокомпозитах. Предел текучести на изгиб скаффолдов из Fe5Ag 60%

пористости, в настоящей работе, в 1,8 раз выше, предела текучести по сравнению со скаффолдами 62% пористости из чистого Fe 62% с размером зёрен в десятки микрон пористости [155].

го

CL

|= о -1—1-,-1-,-1-,-г-

60 65 70 75

Пористость, %

Рисунок 5.12 - Предел текучести на изгиб скаффолдов из гранул нанокомпозитов Fe5Ag и Fe10Ag как функция пористости

5.1.4 Проницаемость скаффолдов из нанокомпозитов Fe5Ag и FelOAg

Проницаемость скаффолдов является более важной характеристикой для врастания костной ткани, чем общая пористость [196]. В большинстве опубликованных работ авторы рассматривают либо прочность скаффолдов [197], либо их проницаемость [198-200]. Оба параметра приведены в литературе только для нерезорбируемых пористых структур, изготовленных из: a) Ta (Trabecular MetalTM) [163], б) хрупких скаффолдов на основе гидроксиапатита (HA) [145,201] и в) непрочных скаффолдов из полимеров [202]. Для макропористых биодеградируемых скаффолдов, приготовленных консолидацией гранул нанокомпозитов PTCP-PLA [58] и pTCP-FeMg [59], было показано, что прочность и проницаемость находятся в диапазоне трабекулярной костной ткани и выше проницаемости скаффолдов, полученных из соответствующих нанопорошков.

В настоящей работе предварительные исследования скаффолдов, изготовленных из нанокомпозитных гранул Fe-Ag размером 200-300 мкм,

показали менее однородное распределение пор и более низкую проницаемость, чем скаффолды, полученные из гранул 300-420 мкм. Принимая это во внимание, исследования проницаемости и деградации были проведены на скаффолдах, приготовленных из гранул Fe-Ag размером 300-420 мкм.

Соотношения между проницаемостью и пределом текучести на сжатие скаффолдов из Fe5Ag и Fe10Ag, приготовленных из нанокомпозитных гранул и частиц порогена сахара размером 300-420 мкм, представлены на рис. 5.13. Более низкая проницаемость скаффолдов из Fe10Ag связана, скорее всего, с более закрытыми макропорами из-за большей пластичности материала во время

консолидации. Скаффолды из Fe5Ag и из Fe10Ag 70% и 75% пористости с

10 2

проницаемостью равной и более 1,0-10- м , находятся в диапазоне трабекулярной кости человека, по пористости, проницаемости и прочности на сжатие [195,203,204].

Рисунок 5.13 - Проницаемость и предел текучести на сжатие скаффолдов из Fe5Ag и Fe10Ag, полученных консолидацией при 2,5 ГПа нанокомпозитных гранул и частиц сахара 300-420 мкм. Р - пористость скаффолдов

5.2 Исследование деградации скаффолдов Fe-Ag

Опыты по деградации скаффолдов 70 % пористости из нанокомпозитов Fe5Ag и Fe10Ag (образцы диаметром 10 мм и толщиной 3 мм) проводились в физиологическом растворе в течение 28 дней. Относительная потеря массы

скаффолдов 70 % пористости из нанокомпозитов Fe5Ag и Fe10Ag как функция времени деградации в физиологическом растворе представлена на рис. 5.14a. Потеря массы скаффолдов из нанокомпозитов Fe5Ag после 28 дней деградации, на 21% выше, чем потеря массы скаффолдов из нанокомпозитов Fe10Ag, в то время как для плотных образцов потеря массы нанокомпозитов Fe5Ag после 28 дней деградации всего на 1% выше, чем потеря массы нанокомпозитов Fe10Ag Это можно объяснить низкой проницаемостью скаффолдов из нанокомпозитов Fе10Аg по сравнению со скаффолдами из нанокомпозитов Fе5Аg (рис. 5.13), что затрудняет удаление продуктов деградации из физиологического раствора находящегося внутри скаффолда.

Площадь поверхности скаффолда 70% пористости 10 мм диаметра, 3 мм высоты, согласно оценке, рис. 5.9 равна 50,6 см , площадь поверхности плотного образца тех же размеров равна 2,5 см2, то есть в 20,1 раз меньше. Скорости деградации по потере массы после 28 дней скаффолдов из Fe5Ag и Fe10Ag

л

составили 0,52 и 0,29 мг/см в день, соответственно. Низкая скорость деградации скаффолдов в пересчете на единицу площади по сравнению с плотными

л

образцами (2,04 и 1,89 мг/см в день для Fe5Ag и Fe10Ag, соответственно), как отмечалось выше, вероятно, связана с недостаточным удалением продуктов деградации из физиологического раствора, находящегося внутри скаффолда. (Скорости деградации скаффолдов Fе5Аg и Fе10Аg, пересчитанные на площадь

л

плотного образца тех же размеров, равны 10,5 и 5,9 мг/см соответственно, или в 3,9 и 6,4 раза меньше, чем можно было бы ожидать для в 20,1 раз большей площади поверхности).

При измеренных скоростях деградации скаффолдов с учетом средней толщины стенок скаффолдов 70 % пористости по оценкам равной 140 мкм, скаффолды из Fe5Ag и Fe10Ag должны полностью деградировать примерно через 1,5 и 2,1 месяца, соответственно.

Рисунок 5.14 - Деградация скаффолдов из Fe5Ag и Fe10Ag 70 % пористости, полученных консолидацией при 2,5 ГПа нанокомпозитных гранул и частиц сахара 300-420 мкм: (а) относительная потеря массы и (б) предел текучести на изгиб, как функции времени деградации

Прочность на изгиб скаффолдов из Fe5Ag и Fe10Ag 70% пористости в зависимости от времени деградации в физиологическом растворе представлена рис. 5.14б. Можно видеть, что скаффолды из Fe5Ag после первой недели теряют около 40% предела текучести на изгиб при потере массы около 15%, а после 28 дней деградации прочность скаффолда на изгиб падает до 3,3 МПа. Скорость деградации предела текучести на изгиб скаффолдов 70% пористости из гранул Fe10Ag ниже по сравнению со скоростью деградации предела текучести на изгиб скаффолдов из гранул Fе5Аg, вероятно, вследствие более низкой скорости деградации нанокомпозита из Fе10Аg по сравнению с Fe5Ag (рис. 4.23). После 28 дней деградации скаффолды из Fe10Ag показали предел текучести на изгиб около 5,5 МПа.

Относительная потеря массы и данные по пределу текучести на сжатие скаффолдов из нанокомпозитов Fe5Ag, Fe10Ag, полученных в данной работе, а также скаффолдов из чистого Fe, приготовленных различными методами, приведены в табл. 5.2.

Таблица 5.2 - Предел текучести на сжатие и относительная потеря массы скаффолдов из Fe-Ag и из чистого Fe

Состав Метод получения Размер зерен Пор., % Предел текучести на сжатие, МПа Относит. потеря массы (28 д), % Ист.

до деградации после 28 д деградации

Fe5Ag гранулы с порогеном 300400 мкм, Н2,550°С, консолидация 2,5 ГПа Ткомн 40 нм 70% 15,0 МПа 3,8 МПа 61,7% *

Fe10Ag 70% 13,0 МПа 7,2 МПа 40,2% *

Fe 3D-печать, плавление лазером 40 мкм 73% 23,7 МПа 22,4 МПа 3,1% [167]

Fe Микроволновое спекание, T>900°С - 86.9% 4 МПа - - [205]

Fe Спекание, T=1000°С, 4 ч 500 мкм 62% 13,2 МПа - - [155]

82% 1,7 МПа - - [155]

Fe пена, полученная с использованием реплики 10-20 мкм 88% 0,28 МПа - 22,5% [206]

* результаты, полученные в данной работе; "-" исследование не проводилось

Более высокий предел текучести на сжатие чистого Fe 73% пористости, изготовленного методом 3D-печати, (23,7 МПа) [167] по сравнению со скаффолдами из Fe-Ag 70% пористости, вероятно, связан с равномерным распределением нагрузки на сжатие в гомогенной печатной структуре. Толщина колонн/распорок скаффолда Fe 73% пористости, изготовленного методом 3D-

печати, равномерна и составляет 200 мкм, против 140 мкм для скаффолдов 70% пористости, полученных в данной работе (п. 5.1). Незначительное снижение значения предела текучести на сжатие после 28 дней деградации скаффолда из чистого Fe изготовленного ЗД-печатью, по-видимому, связано с низкой скоростью деградации (относительная потеря массы 3,1 %, табл. 5.2). Сравнительно высокую скорость деградации очень низкую прочность, наблюдавшуюся на скаффолдах из чистого Fe 88% пористости, полученных методом с использованием полиуретановой реплики (Alantum Corporation, Корея) [22], можно объяснить высокой пористостью и тонкими распорками/колоннами скаффолдов - 75 мкм (по сравнению с 140 мкм в настоящей работе при пористости 70%), что облегчает удаление продуктов деградации из объёма скаффолда.

5.3 Выводы

1. Предложен метод определения площади поверхности металлических макропористых скаффолдов (в частности) и площади поверхности пористых металлических структур (в общем случае), изготовленных разными методами, по изменению массы скаффолда или пористой структуры по сравнению с изменением массы контрольного плоского образца известной площади при контролируемом процессе окисления.

2. Прочные макропористые скаффолды/каркасы были получены из нанокомпозитов Fе5Аg и Fе10Аg с использованием гранул, полученных размолом и просеиванием термически обработанных в атмосфере водорода при 550°С порошков нанокомпозитов, и растворимых в воде гранул сахара. Предел текучести на изгиб скаффолдов 60% пористости составляет порядка 48 МПа, а пористости 70% - 18 МПа, с пластичностью более 10%.

3. Скаффолды из Fe5Ag и Fe10Ag 70% и 75% пористости с проницаемостью

10 2

равной и более 1,040- м , находятся в диапазоне трабекулярной кости человека, по пористости, проницаемости и прочности на сжатие.

4. Через 28 дней деградации в физиологическом растворе скаффолды из Fе10Аg теряют 40% массы, а скаффолды Fе5Аg теряют 62% массы с сохранением прочности в опытах на сжатие.

5. Результаты, полученные по разработанным макропористым скаффолдам из Fе5Аg и Fе10Аg с учётом биодеградируемости, прочности и проницаемости, превосходят результаты, полученные по скаффолдам на основе железа в других работах.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Биодеградируемые/биорезорбируемые имплантаты обеспечивают временную механическую поддержку восстанавливающейся ткани (например, кости, кровеносных сосудов), медленно деградируют и исчезают с врастанием натуральной кости или кровеносного сосуда, заменяющего синтетический трансплантат.

В данной работе показано, что, используя разработанные методы приготовления биодеградируемых нанокомпозитов на основе железа, удаётся получить прочные материалы и макропористые скаффолды/каркасы с увеличенной скоростью коррозии/деградации в физиологическом растворе, необходимой для возможности успешного использования имплантатов на основе железа в качестве биодеградируемых/биорезорбируемых устройств. Прочность обеспечивается наноструктурой, полученной высокоэнергетическим помолом микронных смесей порошков железа с порошками серебра или частичным восстановлением наноразмерного порошка оксида железа Fе2О3. Консолидация нанокомпозитных порошков Fе-Аg и Fе-Fе2О3 в градиенте высоких давлений позволяет получить образцы с плотностью близкой к теоретической с сохранением наноструктуры. Термообработка компактов нанокомпозитов Fе-Аg в потоке водорода при температуре 550°С позволяет, сохраняя наноструктуру и высокую прочность, увеличить пластичность. Равномерно распределенные наночастицы Аg в нанокомпозитах Fе-Аg и наночастицы Fе2О3 в нанокомпозитах Fе-Fе2О3 создают многочисленные наногальванические пары, что приводит к заметному ускорению коррозии и деградации нанокомпозитов по сравнению с чистым железом и композитами с размером зёрен в несколько десятков микрон. Скорость деградации нанокомпозитов Fе-Аg и Fе-Fе2О3 соответствует значениям, необходимым для успешного использования материалов при разработке и производстве биорезорбируемых ортопедических имплантатов.

Проведенные эксперименты показали, что прочность полученных нанокомпозитов Fе-Аg и Fе-Fе2О3 и скорость деградации находятся в диапазоне несущих нагрузку костей и заметно выше прочности и скорости деградации композитов с размером зёрен в несколько десятков микрон. Прочные макропористые скаффолды были получены из нанокомпозитов Fе5Аg и Fе10Аg с использованием гранул нанокомпозитов и растворимых в воде гранул сахара.

Скаффолды из Fe5Ag и из Fe10Ag 70% и 75% пористости с проницаемостью

10 2

равной и более 1,0-10- м , находятся в диапазоне трабекулярной кости человека по пористости, проницаемости и прочности на сжатие. Свойства разработанных скаффолдов превосходят свойства скаффолдов из биорезорбируемых материалов на основе железа, доложенные в литературе.

Получение нанокомпозитов консолидацией порошков в градиенте высоких давлений позволяет ввести в материал антибиотик или противораковое лекарство перемешиванием лекарства с порошком нанокомпозита до консолидации или загрузкой в вакууме в сообщающуюся систему наноканалов/нанопор объёмного/макро образца (4-5% пористости). Это обеспечивает медленный/контролируемый выход лекарства, необходимый для успешного подавления бактерий или раковых клеток.

В данной работе впервые получены и описаны процессы изготовления прочных, способных нести нагрузку, биорезорбируемых материалов и макропористых скаффолдов с нужной скоростью деградации и одновременно способностью загрузки и медленного/контролируемого выхода лекарств из сообщающейся системы наноканалов/нанопор. Результаты, полученные в данной работе, являются важным шагом в разработке биорезорбируемых устройств для лечения дефектов костей, несущих нагрузку.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Метод высоэнергетического помола микронных смесей порошков Fе-Аg, Fе-Си, метод электровзрыва проволочек Fе-Cu, Ni-Аg и метод частичного восстановления оксида железа Fе2О3 позволяют получить нанокомпозитные порошки Fе-Аg, Fе-Cu, Ni-Ag и Fе-Fе2О3. Последующая консолидация нанокомпозитных порошков в градиенте высоких давлений при комнатной температуре позволяет получить образцы с плотностью, близкой к теоретической, с высокой прочностью и с сохранением наноструктуры.

2. Прочность полученных нанокомпозитов заметно выше прочности композитов с размером зёрен в несколько десятков микрон; после термообработки компактов при 550°С в потоке Н2 пластичность нанокомпозитов увеличивается с сохранением прочности и наноструктуры.

3. Равномерно распределенные наночастицы Аg в нанокомпозитах Fе-Аg и наночастицы Fе2О3 в нанокомпозитах Fе- Fе2О3 приводят к образованию многочисленных наногальванических пар, и, как результат, к заметному ускорению коррозии и деградации нанокомпозитов по сравнению с чистым Fe и композитами Fe-Ag с размером зёрен в несколько десятков микрон.

4. Консолидацией смеси нанокомпозитных гранул Fе5Аg и Fе10Аg и гранул сахара в градиенте высоких давлений удаётся получить прочные макропористые скаффолды с необходимой скоростью деградации.

Скаффолды из Fe5Ag и Fe10Ag с пористостью 70% с проницаемостью более

10 2

1,0-10- м по пористости, проницаемости и прочности находятся в диапазоне трабекулярной костной ткани человека.

5. Морфология сообщающейся системы наноканалов (пористость 4-5%) макрообразца, полученного консолидацией в градиенте высоких давлений при комнатной температуре, может обеспечить загрузку лекарства в сообщающуюся систему наноканалов и медленный выход лекарства.

6. Разработан метод определения площади поверхности металлических макропористых скаффолдов по изменению веса скаффолда при контролируемом окислении по сравнению с изменением веса плоского образца известной площади при тех же условиях.

ПУБЛИКАЦИИ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ

В рецензируемых научных изданиях, входящих в перечень ВАК:

1. Шарипова А.Ф. Умные нанокомпозиты на основе нано-порошков Fe-Ag и Fe-Cu для биодеградируемых имплантатов с повышенной прочностью и медленным высвобождением лекарств / А.Ф. Шарипова, С.Г. Псахье, М.И. Лернер, И. Готман, Э.Ю. Гутманас. // Физическая мезомеханика. -2019. - № 1(22). -С. 36-43

2. Шарипова А.Ф. Холодное спекание нанокомпозитов Fe-Ag и Fe-Cu консолидацией в поле высоких давлений / А.Ф. Шарипова, С.Г. Псахье, И. Готман, М.И. Лернер, А.С. Ложкомоев, Э.Ю. Гутманас // Известия вузов. Цветная металлургия. -2019. -№1, -С. 67-74.

3. Шарипова А.Ф. Холодное спекание композитных наночастиц Ni-Ag, полученных электрическим взрывом проволок / А.Ф. Шарипова, О.Б. Бакина, А.С. Ложкомоев, Е.А. Глазкова, А.В. Первиков, Н. В. Сваровская, М.И. Лернер, С.Г. Псахье, И. Готман, Э.Ю. Гутманас // Физика и химия обработки материалов. -2019. -№ 6, -С. 60-68.

В зарубежных изданиях, индексируемых в базах данных Scopus и Web of Science:

1. Lerner, M. I. Fe-Cu Nanocomposites by High Pressure Consolidation of Powders prepared by Electric Explosion of Wires / Lerner, M. I., Psakhie, S. G., Lozhkomoev, A. S., Sharipova, A. F., Pervikov, A. V., Gotman, I. and Gutmanas, E. Y. // Advanced Engineering Materials. -2018. -№ 8(20). -P. 1701024.

2. Sharipova A. Mechanical, degradation and drug-release behavior of nano-grained Fe-Ag composites for biomedical applications / Sharipova A., Swain S.K., Gotman I., Starosvetsky D., Psakhie S.G., Unger R., Gutmanas E.Y. // Journal of the Mechanical Behavior of Biomedical Materials. -2018. -№ 86. -P. 240-249.

3. E.Y. Gutmanas. Drug loaded biodegradable load-bearing nanocomposites for damaged bone repair / Gutmanas E.Y., Gotman I., Sharipova A., Psakhie S.G.,

Swain S.K., Unger R. // AIP Conference Proceedings. -2017. - № 1(1882). -P. 020025.

4. I. Gotman. Bioresorbable Ca-phosphate-polymer/metal and Fe-Ag nanocomposites for macro-porous scaffolds with tunable degradation and drug release / Gotman I., Swain S.K., Sharipova A., Gutmanas E.Y. // AIP Conference Proceedings. -2016. -№ 1(1783). -P. 020062.

5. Aliya Sharipova. High-strength bioresorbable Fe-Ag nanocomposite scaffolds: Processing and properties / Sharipova Aliya, Psakhie Sergey G., Swain Sanjaya K., Gutmanas Elazar Y. and Gotman Irena // AIP Conference Proceedings. -2015. -№ 1683. -P. 020244.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Robinson R.A., Watson M.L. Collagen-crystal relationships in bone as seen in the electron microscope. // Anat. Rec. 1952. Vol. 114, № 3. P. 383-409.

2. Gundberg C.M. Matrix proteins // Osteoporos. Int. 2003. Vol. 14, № 0. P. 37-42.

3. Wegst U.G.K., Bai H., Saiz E., Tomsia A.P., Ritchie R.O. Bioinspired structural materials // Nat. Mater. 2015. Vol. 14, № 1. P. 23-36.

4. Sela J.J., Bab I.A. Principles of bone regeneration // Principles of Bone Regeneration. 2012. 1-154 p.

5. Buckwalter, J.A., Glimcher, J., Cooper, R., Recker, R. Bone Biology // Instr. course Lect. AAOS. 1995. Vol. 8, № 77-A. P. 1256-1275.

6. Katz E.P., Li S.-T. Structure and function of bone collagen fibrils // J. Mol. Biol. 1973. Vol. 80, № 1. P. 1-15.

7. Fung Y.-C. Biomechanics: Mechanical Properties of Living Tissue. 1993.

8. Reilly D.T., Burstein A.H. The Mechanical Properties of Cortical Bone // J. Bone Jt. Surg. 1974. Vol. 56, № 5. P. 1001-1022.

9. Rho J.Y., Kuhn-Spearing L., Zioupos P. Mechanical properties and the hierarchical structure of bone // Med. Eng. Phys. 1998. Vol. 20, № 2. P. 92-102.

10. Reilly D.T., Burstein A.H., Frankel V.H. The elastic modulus for bone // J. Biomech. 1974. Vol. 7, № 3.

11. Alvarez K., Nakajima H. Metallic scaffolds for bone regeneration // Materials (Basel). 2009. Vol. 2, № 3. P. 790-832.

12. Choi K. et al. The elastic moduli of human subchondral, trabecular, and cortical bone tissue and the size-dependency of cortical bone modulus // J. Biomech. 1990. Vol. 23, № 11. P. 1103-1113.

13. Morgan E.F., Bayraktar H.H., Keaveny T.M. Trabecular bone modulus-density relationships depend on anatomic site // J. Biomech. 2003. Vol. 36, № 7. P. 897904.

14. Hench L.L., Polak J.M. Third-generation biomedical materials // Science. 2002. Vol. 295, № 5557. P. 1014-1017.

15. Kraus T., Fischerauer S.F., Hanzi A.C., Uggowitzer P.J., Loffler J.F., Weinberg A.M. Magnesium alloys for temporary implants in osteosynthesis: In vivo studies of their degradation and interaction with bone // Acta Biomater. Acta Materialia Inc., 2012. Vol. 8, № 3. P. 1230-1238.

16. Hench L.L. Biomaterials // Science. 1980. Vol. 208, № 4446. P. 826 LP-831.

17. Gotman I. Characteristics of Metals Used in Implants // J. Endourol. 1997. Vol. 11, № 6. P. 383-389.

18. Jandt K.D. Evolutions, revolutions and trends in biomaterials science -A perspective // Adv. Eng. Mater. 2007. Vol. 9, № 12. P. 1035-1050.

19. Hench LL W.J. Surface-Active Biomaterials // Science. 1984. Vol. 226, № 4675. P. 630-636.

20. Hench L.L., Splinter R.J., Allen W.C., Greenlee T.K. Bonding mechanisms at the interface of ceramic prosthetic materials // J. Biomed. Mater. Res. 1971. Vol. 5, № 6. P. 117-141.

21. Hench L.L., Jones J.R. Bioactive Glasses: Frontiers and Challenges // Front. Bioeng. Biotechnol. 2015. Vol. 3, № November. P. 1-12.

22. Ohtsuki C., Kamitakahara M., Miyazaki T. Bioactive ceramic-based materials with designed reactivity for bone tissue regeneration // J. R. Soc. Interface. 2009. Vol. 6, № SUPPL. 3.

23. Zhang G.X., Myers D.E., Wallace G.G., Brandt M. Choong, Peter F.M. Bioactive coatings for orthopaedic implants-recent trends in development of implant coatings // Int. J. Mol. Sci. 2014. Vol. 15, № 7. P. 11878-11921.

24. G. Daculsi; O. Laboux; R. Le Geros. Outcome and perspectives in bioactive coatings: What ' s new , what ' s coming // Itbm-Rbm. 2002. Vol. 23, № 23. P. 317-325.

25. Kulkarni Aranya A., Pushalkar S., Zhao M., LeGeros R.Z., Zhang Y., Saxena D. Antibacterial and bioactive coatings on titanium implant surfaces // J. Biomed. Mater. Res. - Part A. 2017. Vol. 105, № 8. P. 2218-2227.

26. Hench L.L., Thompson I. Twenty-first century challenges for biomaterials. // J. R. Soc. Interface. 2010. Vol. 7 Suppl 4, № May. P. S379-91.

27. Hodgson S. AO Principles of Fracture Management // October. 2009. Vol. 91, № 5. P. 448-449.

28. Johnson A.L; Houlton J.E.F.; Vannini R. AO Principles of Fracture Management in the Dog and Cat // Copyr. © 2005 by AO Publ. Switzerland, Clavadelerstrasse, CH-7270 Davos Platz Distrib. by Georg Thieme Verlag, Rüdigerstrasse 14, D-70469 Stuttgart, Ger. Thieme New York, 333 Seventh Ave. US-New York, NY 10001. 2005. P. 546.

29. Marieb E.N., Hoehn K. Bones and Skeletal Tissues // Hum. Anat. Physiol. 2013. P. 173-198.

30. Solomon L., Warwick D., Nayagam S. Apley's System of Orthopaedics and Fractures, Ninth Edition. 9, illustr ed. CRC Press, 2010. 992 p.

31. Zheng Y.F., Gu X.N., Witte F. Biodegradable metals // Mater. Sci. Eng. R Reports. 2014. Vol. 77. P. 1-34.

32. Amini A.R., Wallace J.S., Nukavarapu S.P. Short-term and long-term effects of orthopedic biodegradable implants. // J. Long. Term. Eff. Med. Implants. 2011. Vol. 21, № 2. P. 93-122.

33. Kontakis G.M., Pagkalos J.E., Tosounidis T.I., Melissas J., Katonis P. Bioabsorbable materials in orthopaedics // Acta Orthop. Belg. 2007. Vol. 73, № 2. P. 159-169.

34. Gloria A., De Santis R., Ambrosio L. Polymer-based composite scaffolds for tissue engineering. // J. Appl. Biomater. Biomech. 2010. Vol. 8, № 2. P. 57-67.

35. Sung H.J., Meredith C., Johnson C., Galis Z.S. The effect of scaffold degradation rate on three-dimensional cell growth and angiogenesis // Biomaterials. 2004. Vol. 25, № 26. P. 5735-5742.

36. Liu C., Xia Z., Czernuszka J.T. Design and development of three-dimensional scaffolds for tissue engineering // Chem. Eng. Res. Des. 2007. Vol. 85, № 7 A. P. 1051-1064.

37. Звездкина Е.А., Лесняк В.Н., Ахпашев А.А., Джамбинова Е.А., Канаев А.С. Оценка состояния биорезорбируемых винтов и костной ткани в отдаленном периоде после пластики передней крестообразной связки. 2016. P. 3-8.

38. Шумилова А.А. Потенциал биоразрушаемых полигидроксиалканоатов в качестве костнопластических материалов. Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования «Сибирский федеральный университет», 2015. 142 p.

39. Конев В.А. Изучение процессов реорганизации различных остеозамещающих материалов при заполнении костных дефектов. ФГБВОУ ВПО «Военно-медицинская академия им. С. М. Кирова» МО РФ, 2014. 1-24 p.

40. Алавердов В.П. Применение конструкций из биорезорбируемых материалов для фиксации костных фрагментов в челюстно-лицевой хирургии (клинико-экспериментальное исследование). Центральный научно-исследовательский инстиут МЗ РФ, 2005. 103 p.

41. Gorodzha S.N., Muslimov A.R., Syromotina D.S., Timin A.S., Tcvetkov N.Y., Lepik K.V., Petrova A.V., Surmeneva M.A., Gorin D.A., Sukhorukov G.B., Surmenev R.A. A comparison study between electrospun polycaprolactone and piezoelectric poly(3-hydroxybutyrate-co-3-hydroxyvalerate) scaffolds for bone tissue engineering // Colloids Surfaces B Biointerfaces. Elsevier B.V., 2017. Vol. 160. P. 48-59.

42. Лукина Ю.С. Инъекционный биорезорбируемый кальцийфосфатный цемент для ортопедии и травматологии. Российский химико-технологический университете им. Д. И. Менделеева, 2010. 16 p.

43. Конев В.А., Тихилов Р.М., Шубняков И.И., Мясоедов А.А. А.О.Д. Эффективность использования биорезорбируемых материалов для заполнения костных полостей при остеонекрозе головки бедренной кости. 2014. Vol. 3, № 73. P. 28-38.

44. Sventskaya N.V., Lukina Y.S., Larionov D.S., Andreev D.V., Sivkov S.P. 3D-matrix based on bioactive glass and calcium phosphates with controllable resorption rate for bone tissue replacement // Glas. Ceram. (English Transl. Steklo i Keramika). 2017. Vol. 73, № 9-10. P. 342-347.

45. Dorozhkin S.V. Calcium Orthophosphate-Based Bioceramics // Materials (Basel). 2013. Vol. 6, № 9. P. 3840-3942.

46. Dorozhkin S.V. Calcium orthophosphate-based biocomposites and hybrid biomaterials // J. Mater. Sci. 2009. Vol. 44, № 9. P. 2343-2387.

47. Juhasz J.A., Best S.M. Bioactive ceramics: Processing, structures and properties // J. Mater. Sci. 2012. Vol. 47, № 2. P. 610-624.

48. Bauer T.W., Muschler G.F. Bone Graft Materials // Clin. Orthop. Relat. Res. 2000. Vol. 371, № 371. P. 10-27.

49. Ducheyne P. Bioactive ceramics: the effect of surface reactivity on bone formation and bone cell function // Biomaterials. 1999. Vol. 20, № 23-24. P. 2287-2303.

50. Shepherd J.H., Best S.M. Calcium phosphate scaffolds for bone repair // JOM J. Miner. Met. Mater. Soc. 2011. Vol. 63, № 4. P. 83-92.

51. De Long W.G., Einhorn T.A., Koval K., McKee M., Smith W., Sanders R., Watson T. Bone grafts and bone graft substitutes in orthopaedic trauma surgery. A critical analysis. // J. Bone Joint Surg. Am. 2007. Vol. 89. P. 649-658.

52. Wagoner J.A.J., Herschler B.A. A review of the mechanical behavior of CaP and CaP/polymer composites for applications in bone replacement and repair // Acta Biomater. 2011. Vol. 7, № 1. P. 16-30.

53. Shikinami Y., Okuno M. Bioresorbable devices made of forged composites of hydroxyapatite (HA) particles and poly L-lactide (PLLA). Part II: Practical properties of miniscrews and miniplates // Biomaterials. 2001. Vol. 22, № 23. P. 3197-3211.

54. Heimbach B., Tonyali B., Zhang D., Wei M. High performance resorbable composites for load-bearing bone fixation devices // J. Mech. Behav. Biomed. Mater. Elsevier Ltd, 2018. Vol. 81, № November 2017. P. 1-9.

55. Makarov C., Gotman I., Radin S., Ducheyne P., Gutmanas E.Y. Vancomycin release from bioresorbable calcium phosphate-polymer composites with high ceramic volume fractions // J. Mater. Sci. 2010. Vol. 45, № 23. P. 6320-6324.

56. Bernstein M., Gotman I., Makarov C., Phadke A., Radin S., Ducheyne P., Gutmanas E.Y. Low temperature fabrication of ß-TCP-PCL nanocomposites for bone implants // Adv. Eng. Mater. 2010. Vol. 12, № 8. P. 341-347.

57. Rakovsky A., Gotman I., Rabkin E., Gutmanas E.Y. Strong bioresorbable Ca phosphate-PLA nanocomposites with uniform phase distribution by attrition milling and high pressure consolidation // J. Mech. Behav. Biomed. Mater. 2013. Vol. 18. P. 37-46.

58. Rakovsky A., Gotman I., Rabkin E., Gutmanas E.Y. ß-TCP-polylactide composite scaffolds with high strength and enhanced permeability prepared by a modified salt leaching method // J. Mech. Behav. Biomed. Mater. Elsevier, 2014. Vol. 32. P. 8998.

59. Swain S.K., Gotman I., Gutmanas E.Y. ß-TCP-FeMg biodegradable nanocomposites: in vivo behavior and bone scaffold processing. 2015. Vol. 2.

60. Swain S.K., Gotman I., Unger R., Kirkpatrick C.J., Gutmanas E.Y. Microstructure, mechanical characteristics and cell compatibility of ß-tricalcium phosphate

reinforced with biodegradable Fe-Mg metal phase // J. Mech. Behav. Biomed. Mater. Elsevier, 2016. Vol. 53. P. 434-444.

61. Swain S.K., Gotman I., Unger R., Gutmanas E.Y. Bioresorbable ß-TCP-FeAg nanocomposites for load bearing bone implants: High pressure processing, properties and cell compatibility // Mater. Sci. Eng. C. Elsevier B.V., 2017. Vol. 78. P. 88-95.

62. Russias J., Saiz E., Nalla R.K., Gryn K., Ritchie R.O., Tomsia A.P. Fabrication and mechanical properties of PLA/HA composites: A study of in vitro degradation // Mater Sci Eng. 2015. P. 1-15.

63. Iqbal J., Onuma Y., Ormiston J., Abizaid A., Waksman R., Serruys P. Bioresorbable scaffolds: Rationale, current status, challenges, and future // Eur. Heart J. 2014. Vol. 35, № 12. P. 765-776.

64. Witte F. Reprint of: The history of biodegradable magnesium implants: A review // Acta Biomater. Acta Materialia Inc., 2015. Vol. 23, № S. P. S28-S40.

65. Hort N., Huang Y., Fechner D., Störmer M., Blawert C., Witte F., Vogt C., Drücker H., Willumeit R., Kainer K.U., Feyerabend F. Magnesium alloys as implant materials-Principles of property design for Mg-RE alloys // Acta Biomater. Acta Materialia Inc., 2010. Vol. 6, № 5. P. 1714-1725.

66. Purnama A., Hermawan H., Couet J., Mantovani D. Assessing the biocompatibility of degradable metallic materials: State-of-the-art and focus on the potential of genetic regulation // Acta Biomater. Acta Materialia Inc., 2010. Vol. 6, № 5. P. 1800-1807.

67. Hermawan H., Alamdari H., Mantovani D., Dube D. Iron-manganese: new class of metallic degradable biomaterials prepared by powder metallurgy // Powder Metall. 2008. Vol. 51, № 1. P. 38-45.

68. Song G. Control of biodegradation of biocompatable magnesium alloys // Corros. Sci. 2007. Vol. 49, № 4. P. 1696-1701.

69. Zberg B., Uggowitzer P.J., Loffler J.F. MgZnCa glasses without clinically observable hydrogen evolution for biodegradable implants // Nat. Mater. Nature Publishing Group, 2009. Vol. 8, № 11. P. 887-891.

70. Zhang S., Zhang X., Zhao C., Li J., Song Y., Xie C., Tao H., Zhang Y., He Y., Jiang Y., Bian Y. Research on an Mg-Zn alloy as a degradable biomaterial // Acta Biomater. Acta Materialia Inc., 2010. Vol. 6, № 2. P. 626-640.

71. Vojtech D., Kubasek J., Serak J., Novak, P. Mechanical and corrosion properties of newly developed biodegradable Zn-based alloys for bone fixation // Acta Biomater. 2011. Vol. 7, № 9. P. 3515-3522.

72. Song R., Liu D. B., Liu Y.C., Zheng W.B., Zhao Y., Chen M.F. Effect of corrosion on mechanical behaviors of Mg-Zn-Zr alloy in simulated body fluid // Front. Mater. Sci. 2014. Vol. 8, № 3. P. 264-270.