Белгород, Белгородская область, Россия
Белгород, Белгородская область, Россия
Белгород, Белгородская область, Россия
УДК 66 Химическая технология. Химическая промышленность. Родственные отрасли
ГРНТИ 61.35 Технология производства силикатных и тугоплавких неметаллических материалов
ББК 35 Химическая технология. Химические производства
Объектом исследования в настоящей работе является биомиметический кальций-фосфатный нанокомпозит, допированный силикат- и карбонат-анионами (БМГАП), синтезированный методом химического осаждения из водных растворов. Полученные образцы исследованы с помощью рентгенофазового анализа (РФА), ИК-Фурье-спектроскопии и низкотемпературной адсорбции азота (метод БЭТ). Оценено влияние технохимических параметров синтеза на характеристики продуктов (фазовый состав, параметры кристаллической решетки, средний размер кристаллитов, удельная поверхность). Проведенное исследование влияния температуры синтеза показало, что с возрастанием температуры от 22 °С до 80 °С обнаруживается незначительное увеличение параметров а и с, что приводит к повышению объема элементарной ячейки. Также наблюдается тенденция снижения среднего размера областей когерентного рассеяния (ОКР) кристаллитов (от 7,52 до 4,65 нм) и удельной поверхности (от 192,51 до 74,72 м2/г), но объем и средний размер пор синтезированных порошков увеличивают. Изучено влияние времени старения осадка в маточном растворе от 0,5 до 24 часов. Выявлено, что при повышении времени созревания осадка улучшается степень кристалличности порошков в 1,7 раз, наблюдается увеличение удельной поверхности от 163,43 до 192,51 м2/г, происходит небольшое уменьшение объема и среднего размера пор образцов. Исследовали влияние скорости перемешивания реагентов. Установлено, что при увеличении скорости от 300 до 1300 об/мин. отмечается уменьшение среднего размера кристаллитов от 8,80 до 6,41 нм и, что обуславливает увеличение удельной поверхности синтезированных образцов от 178,58 до 192,51 м2/г, соответственно.
биомиметический нанокомпозит, кальций-фосфат, гидроксиапатит, допирование, силикат-анионы, карбонат-анионы, средний размер кристаллитов
Введение. К числу приоритетных направлений медицинского материаловедения на сегодняшний день следует отнести разработку биоматериалов высокой функциональности и специфичности, способных воспроизводить биологические функции живого. В этом плане значительный интерес вызывает создание и использование биомедицинских материалов на основе синтетического гидроксиапатита [Ca10(PO4)6(OH)2, ГАП] для регенерации поврежденных дефектов костей из-за его близкого фазового и химического сходства к минеральной составляющей костной ткани человека [1–4]. Кроме того, гидроксиапатит проявляет превосходную биосовместимость, биоактивность и остеокондуктивность, что делает его полезным материалом для медицинских целей [5, 6]. Однако, препараты на основе ГАП, используемые в настоящее время в медицинской практике, обладают неоптимальной биорезорбируемостью, как вследствие, они остаются в организме в течение длительного периода после имплантации, что является их существенным недостатком [7, 8].
Одним из способов регулирования биологической активности данных биоматериалов является допирование кристаллохимической структуры гидроксиапатита биосовместимыми силикат- (SiO44-) и карбонат (CO32-) – анионами. В ряде опубликованных работ [9–17] сообщается, что введение данных анионов в кристаллическую структуру ГАП приводит к изменению параметров кристаллической решетки и повышению дефектности, что способствует более высокой скорости растворения «in vivo». Поэтому синтез биомиметического кальций-фосфатного нанокомпозита, допированного силикат- и карбонат-анионами (БМГАП) к настоящему времени является актуальным направлением исследования.
Направленный синтез кальций-фосфатных материалов, в частности БМГАП с заданными характеристиками представляет достаточно сложную физико-химическую задачу. Из литературных источников следует, что наиболее важными параметрами, влияющими на формирование структуры и свойства ГАП, являются температура реакционной среды, время отстаивания осадка в маточном растворе и скорость перемешивания реагентов.
Вследствие вышеизложенного, целью настоящего исследования было изучение влияния технохимических параметров на физико-химические характеристики биомиметического кальций-фосфатного нанокомпозита, допированного силикат- и карбонат-анионами.
Материалы и методы. В качестве объекта исследования выбран биомиметический кальций-фосфатный нанокомпозит, допированный силикат- и карбонат-анионами (БМГАП), отвечающий формуле 1:
, (1)
где d – степень дефицитности ионов Ca2+; y и z – коэффициенты замещения фосфат-ионов на карбонат- и силикат-анионы.
В качестве прекурсора для получения БМГАП использовали: нитрат кальция 4-водный (х. ч.); гидрофосфат аммония (ч. д. а.); тетраэтоксисилан (ос. ч.); карбонат аммония (ч. д. а.) и лимонную кислоту 1-водную (ч. д. а.). Для поддержания рН реакционной среды на уровне 10±0,5 применяли 25% раствора гидроксида аммония. Подробное описание методики синтеза приведено в [18, 19].
Рентгенофазовый анализ (РФА) порошковых образцов выполняли с помощью дифрактометра Rigaku Ultima IV c детектором D/teX Ultra (СuКα – излучение, средняя длина волны λ=1,54178Å, диапазон углов съемки 20°≤2θ≤55°, шаг сканирования 0,02°, скорость регистрации спектров 3°/мин.). Идентификацию и анализ фазового состава полученных образцов проводили с использованием программного обеспечения PDXL Qualitative Analysis и использованием картотеки PDF 2008 (ICDD, USA).
Размеры областей когерентного рассеяния (ОКР) вычисляли по формуле Селякова-Шеррера [20]:
(2)
где Dhkl – размер ОКР; n – коэффициент, зависящий от формы частицы и близкий к 1; λ – длина волны монохроматического рентгеновского излучения; β – интегральная полуширина дифракционной линии; θ – дифракционный угол.
Объём элементарной ячейки гексагональной сингонии рассчитывали по формуле [20]:
(3)
где а и с – кристаллические параметры ячейки.
Степень кристалличности Xs полученных образцов определяли по данным РФА с применением формулы [21]:
(4)
где 
– интегрированная площадь под всеми пиками кристаллов и 
- общая интегрированная площадь под всеми пиками дифракции рентгеновских лучей при 2θ = 20 ÷ 55°.
Съемку ИК – спектров полученных образцов проводили на ИК-Фурье-спектрометре IRPrestige-21 (фирма Shimadzu, Япония) в диапазоне волновых чисел 400 ÷ 4000 см−1. Образцы готовились методом прессования таблеток с KBr. Анализ полученных спектров, идентификацию полос поглощения осуществляли по таблицам характеристических частот при использовании литературных и справочных данных.
Удельную площадь поверхности (Sуд) полученных порошков определяли методом
Брюнера – Эммета – Теллера (БЭТ) с использованием адсорбционного прибора TriStar II 3020 (фирма Micromeritics, США) на основании изотерм низкотемпературной сорбции-десорбции азота.
Основная часть. При синтезе БМГАП варьировали температуру реакционной среды, время старения осадка под маточным раствором, скорость перемешивания реагентов. Интервалы варьирования технохимических параметров синтеза БМГАП приведены в табл. 1.
Влияние температуры синтеза. В данной работе для исследования влияния температуры «мокрого» синтеза на свойства конечных продуктов были синтезированы образцы БМГАП в присутствии цитрат-ионов (ω=0,46 масс. %). Синтез проводили при температурах 22, 40, 60 и 80 °С с погрешностью ±3 °С. Реакционную смесь отстаивали при комнатной температуре в течение 24 часов для завершения процесса фазообразования.
На рис. 1 представлены рентгеновские порошковые дифрактограммы образцов БМГАП, синтезированных при различных температурах синтеза.
Рис. 1. Рентгенограммы образцов БМГАП, полученных при различных температурах:
а) – общий вид; б) – вид основного пика при 2θ = 31,9°
Согласно данным РФА (рис. 1, а, б), все твердые фазы БМГАП, полученные при варьировании температуры в интервале от 22оС до 80 °С, представляют собой однофазный гидроксиапатит (по ICDD № 01-072-1243). С увеличением температуры синтеза, дифракционные пики исследуемых порошков становятся более интенсивными и четкими. Это различие наблюдается на рис. 1, б: показан наиболее интенсивный пик БМГАП с рефлексом отражения плоскости (211) при 2θ = 31,9°.
Для серии порошкообразных образцов БМГАП, используя данные РФА (рис. 1, а), были рассчитаны параметры кристаллической решетки порошков, синтезированных при различных температурах. На рис. 2 приведены закономерности изменения параметров кристаллических решеток а, с, а также зависимости объема элементарной ячейки и среднего размера ОКР кристаллитов от температуры синтеза.
Рис. 2. Влияние температуры синтеза на параметры элементарной ячейки а, с (а), объем элементарной ячейки и средний размер ОКР (б)
Следует отметить, что при повышении температуры синтеза от 22 до 80 °С обнаруживается незначительное увеличение параметров элементарных ячеек: от 0,943 до 0,951 нм параметра а и для параметра с – от 0,685 до 0,689 нм (рис. 2, а). Увеличение данных параметров приводит к увеличению объема элементарной ячейки (рис. 2, б).
С использованием формулы Селякова-Шеррера по данным РФА при помощи программы «ORIGIN PRO 9.0» были рассчитаны средние размеры ОКР кристаллитов. На рис. 2, б видно, что с увеличением температуры синтеза наблюдается тенденция снижения размеров кристаллитов исследуемых образцов от 7,52 до 4,65 нм.
Качественный и количественный анализ структурно-функциональных групп в различных позициях кристаллической структуры БМГАП был проведен методом ИК-спектроскопии. На рис. 3 представлены ИК-спектры порошков, синтезированных при заданных температурах синтеза.
Рис. 3. ИК-спектры исследуемых образцов, полученных при различных температурах
На ИК – спектрах всех образцов БМГАП обнаруживаются полосы поглощения, которые характерны для структуры ГАП (рис. 3). Полосы поглощения при 571, 605, 959 и 1039 см-1 соответствуют колебаниям связей P-O в составе фосфатных тетраэдров. Широкая полоса в интервале 2700 – 3570 см-1 относится к валентным колебаниям гидроксильных групп в молекулах структурно - связанной воды. Кроме того, на ИК – спектрах проявляются полосы поглощения с волновыми числами 870 и 1423 см-1, которые могут быть отнесены к модам колебаний карбонатных групп. Согласно данным ИК-спектроскопии в составе полученных порошков помимо фосфатных, гидроксильных и карбонатных групп присутствуют силикат-анионы, что подтверждается появлением на ИК – спектрах образцов полосы при 466 см-1.
С повышением температуры синтеза интенсивность полос в области 2700 – 3570 см-1 и 571 – 605 см-1, соответствующих гидроксильным и фосфатным группам незначительно снижается. Также у образцов БМГАП, полученных при более высоких температурах (60 – 80оС) наблюдается исчезновение полосы, соответствующей колебаниям О-Н связей в молекулах адсорбционной воды. Это может быть связано с десорбцией молекулы воды с поверхности порошков.
Результаты определения удельной поверхности, объема и среднего размера пор порошков, осажденных при различных температурах приведены в табл. 2.
Сравнительный анализ данных табл. 2 показал, что с возрастанием температуры осаждения наблюдается понижение удельной поверхности, в то время как объем и средний размер пор линейно увеличиваются.
Таким образом, методом химического осаждения из водных растворов при варьировании температуры синтеза от 22 до 80°С получены однофазные нанокристаллические БМГАП со средним размером ОКР от 4,65 до 7,52нм. На основании экспериментальных данных установлено, что при увеличении температуры синтеза характеристики БМГАП меняются, соответственно: увеличиваются параметры кристаллических решеток а, с и следовательно объем элементарной ячейки, снижается удельная поверхность порошков, но объем и средний размер пор возрастают.
Отстаивание осадка в маточном растворе. Исследование влияния времени созревания осадка в маточном растворе было проведено после синтезирования образцов БМГАП в присутствии цитрат-ионов (ω=0,46 масс. %) при комнатной температуре 22±2оС.
Порошковые рентгеновские дифрактограммы исследуемых образцов БМГАП, полученных при варьировании времени созревания осадка в маточном растворе, представлены на рис. 4.
Рис. 4. Порошковые рентгеновские дифрактограммы образцов БМГАП, при заданном времени старения
и комнатной температуре
На рентгенограмме (рис. 4) у порошка, состаренного в течение 0,5 ч. присутствует интенсивный дифракционный пик при 2θ=31,9° с межплоскостным расстоянием 2,81Å, соответствующим плоскости (211) кристаллической решетки ГАП. Это свидетельствует об образовании ГАП на первой стадии синтеза, что, по-видимому, может быть связано с медленным процессом отделения осадка при фильтровании. Однако, другие характерные дифракционные максимумы не наблюдаются. С увеличением времени созревания осадка обнаруживаются дополнительные дифракционные пики, принадлежащие фазе гидроксиапатита, которые становятся более интенсивными и четкими. На рис. 4 видно, что рентгенограмма образца, состаренного в течение 24 часов хорошо соответствует стандарту для гексагональной структуры ГАП с пространственной группой P63/m (по ICDD № 01-072-1243).
Увеличение интенсивности характерных дифракционных максимумов с повышением времени старения осадка в маточном растворе указывает на возрастание степени кристалличности продуктов синтеза. При этом степень кристалличности полученных образцов БМГАП увеличивается от 51,60 (tстар.=0,5 ч.) до 88,18% (tстар.=24 ч.).
На рис. 5 представлены зависимости степени кристалличности, величины удельной поверхности, объема и среднего размера пор образцов БМГАП от времени созревания осадка под маточным раствором.
Рис. 5. Влияние времени созревания осадка на степень кристалличности, величины удельной поверхности, объем и средний размер пор полученных образцов
Из рис. 5, а видно, что при увеличении времени выдержки осадка в маточном растворе от 0,5 до 24 ч. степень кристалличности порошков улучшается в 1,7 раз. Также наблюдается повышение удельной поверхности образцов БМГАП от 163,43 до 192,51 м2/г. Наиболее заметным увеличение этого показателя оказалось у образцов БМГАП при созревании осадка в течение 24 ч. (на 17,8% относительно образца при выдержке осадка – 0,5 ч.). На графиках 4, б видно, что при повышении времени старения осадка в маточном растворе от 0,5 до 24 ч. происходит небольшое уменьшение объема и среднего размера пор образцов: объем пор уменьшается от 0,34 до
0,25 см3/г, а средний размер пор – от 8,01 до 5,67нм. В целом средние размеры частиц, рассчитанные по данным РФА (средний размер ОКР) и по удельной поверхности (метод БЭТ) хорошо согласуются между собой.
Влияние скорости перемешивания реакционной смеси. Известно, что скорость перемешивания исходных реагентов существенно влияет на процесс нуклеации. Поскольку скорость процесса образования зародышей при интенсивном перемешивании возрастает быстрее, чем скорость процесса роста кристаллов, то в конечном итоге происходит уменьшение их средних размеров и увеличение количества новых кристаллов. Результаты исследования скорости перемешивания реагентов на физико-химические и текстурные характеристики синтезированных порошков представлены на рис. 6.
Из рис. 6 видно, что при увеличении скорости перемешивания реагентов от 300 до 1300 об/мин. отмечается тенденция к уменьшению среднего размера ОКР кристаллитов от 8,80 до 6,41 нм и, соответственно, к увеличению величины удельной поверхности от 178,58 до
192,51 м2/г. Однако полученные средний размер кристаллитов и величина удельной поверхности при скорости ѵ = 1000 и 1300 об/мин. незначительно отличаются, поэтому рекомендуется приводить синтез при ѵ не более 1000 об/мин.
Рис. 6. Влияние скорости перемешивания реагентов на средний размер кристаллитов и удельную поверхность синтезированных порошков
Выводы. На основе проведенных исследований установлено, что биомиметический кальций-фосфатный нанокомпозит, допированный силикат- и карбонат-анионами можно успешно синтезировать путем химического осаждения из водных растворов, используя следующие оптимальные технохимические параметры синтеза: температура t = 22 °C, время созревания осадка tстар.= 24 часов и скорость перемешивания реагентов ѵ = 1000 об/мин. Предложенное условие синтеза позволяет контролировать качественные и количественные характеристики порошков БМГАП, что является важным требованием при производстве биоматериалов медицинского назначения.
Источник финансирования. Работа выполнена с использованием научного оборудования Центра коллективного пользования "Технологии и Материалы НИУ "БелГУ".
1. Juhasz J. A., Best S. M. Bioactive ceramics: processing, structures and properties // Journal of Materials Science. 2012. Vol. 47, № 2. Pp. 610-624. doi:https://doi.org/10.1007/s10853-011-6063-x.
2. Valletregi M., Gonzalezcalbet M. J. Calcium phosphates as substitution of bone tissues // Progress in Solid State Chemistry. 2004. Vol. 32, № 1-2. Pp. 1-31. doi:https://doi.org/10.1016/j.progsolidstchem.2004.07.001.
3. Zhou H., Lee J. Nanoscale hydroxyapatite particles for bone tissue engineering // Acta Biomaterialia. 2011. Vol. 7, № 7. Pp. 2769-2781. doi:https://doi.org/10.1016/j.actbio.2011.03.019.
4. Kolmas J., Krukowski S., Laskus A., Jurkitewicz M. Synthetic hydroxyapatite in pharmaceutical applications // Ceramics International. 2016. Vol. 42, № 2. Pp. 2472-2487. doi:https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2015.10.048.
5. Elliott J. C. Calcium Phosphate Biominerals // Reviews in Mineralogy and Geochemistry. 2002. Vol. 48, № 1. Pp. 427-453. doi:https://doi.org/10.2138/rmg.2002.48.11.
6. Шаркеев Ю.П., Псахье С. Г., Легостаева Е. В., Князева А. Г., Смолин А. Ю., Ерошенко А. Ю., Ляхов Н. З. Биокомпозиты на основе кальцийфосфатных покрытий, наноструктурных и ультрамелкозернистых биоинертных металлов, их биосовместимость и биодеградация. Томск: Издательский Дом Томского государственного университета, 2014. 596 c.
7. Ishikawa K., Matsuya S., Miyamoto Y., Kawate K. Bioceramics // Comprehensive Structural Integrity, Bioengineering. 2003. Vol. 9. Pp. 169-214. doi:https://doi.org/10.1016/B0-08-043749-4/09146-1.
8. Jones J. R., Lin S., Yue S., Lee P. D., Hanna J. V., Smith M. E., Newport R. J. Bioactive glass scaffolds for bone regeneration and their hierarchical characterisation // Proceedings of the Institution of Mechanical Engineers, Part H: Journal of Engineering in Medicine. 2010. Vol. 224, № 12. Pp. 1373-1387. doi:https://doi.org/10.1243/09544119JEIM836.
9. Khan A. F., Saleem M., Afzal A., Ali A. Bioactive behavior of silicon substituted calcium phosphate based bioceramics for bone regeneration // Materials science & engineering. C, Materials for biological applications. 2014. Vol. 35. Pp. 245-252. doi:https://doi.org/10.1016/j.msec.2013.11.013.
10. Casarrubios L., Matesanz M., Sanchez-Salcedo S., Arcos D., Vallet-Regí, M., Portolés M. Nanocrystallinity effects on osteoblast and osteoclast response to silicon substituted hydroxyapatite // Journal of colloid and interface science. 2016. Vol. 482. Pp. 112-120. doi:https://doi.org/10.1016/j.jcis.2016.07.075.
11. Landi E., Celotti G., Logroscino G., Tampieri A. Carbonated hydroxyapatite as bone substitute // Journal of The European Ceramic Society. 2003. Vol. 23, № 15. Pp. 2931-2937. doihttps://doi.org/10.1016/S0955-2219(03)00304-2.
12. Boanini E., Gazzano M., Bigi A. Ionic substitutions in calcium phosphates synthesized at low temperature // Acta Biomater. 2010. Vol. 6, № 6. Pp. 1882-1894. doi:https://doi.org/10.1016/j.actbio.2009.12.041.
13. Bang L.T., Ramesh S., Purbolaksono J., Ching Y., Long B.D., Chandran, H., & Othman R. Effects of silicate and carbonate substitution on the properties of hydroxyapatite prepared by aqueous co-precipitation method // Materials & Design. 2015. Vol. 87. Pp. 788-796. doi:https://doi.org/10.1016/J.MATDES.2015.08.069.
14. Mostafa N.Y., Hassan H. M., Mohamed F. H. Sintering behavior and thermal stability of Na+, SiO44− and CO32− co-substituted hydroxyapatites // J. Alloys Compd. 2009. Vol. 479, № 1-2. Pp. 692-698. doi:https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2009.01.037.
15. Landi E., Uggeri J., Sprio S., Tampieri A., Guizzardi S. Human osteoblast behavior on as-synthesized SiO4 and B-CO3 co-substituted apatite // Journal of biomedical materials research. A. 2010. Vol. 94A, № 1. Pp. 59-70. doi:https://doi.org/10.1002/jbm.a.32671.
16. Matesanz M. C., Linares J., Lilue Isabel, Sanchez-Salcedo S., Feito M. J., Arcos D., Vallet-Regí M., Portolés M. T. Nanocrystalline silicon substituted hydroxyapatite effects on osteoclast differentiation and resorptive activity // Journal of materials chemistry. B. 2014. Vol. 2, № 19. Pp. 2910. doi:https://doi.org/10.1039/C3TB21697G.
17. Трубицын М. А, Хоанг Вьет Хунг, Фурда Л. В., Ле В. Т. Синтез и исследование физико-химических свойств наноразмерного гидроксиапатита, допированного карбонат- и силикат-анионами// Вестник БГТУ им. Шухова. 2019. Т. 4, № 11. С. 86-93.
18. Трубицын М. А., Хоанг Вьет Хунг, Фурда Л. В. Влияние цитрат-ионов на структурно-морфологические и биологические свойства наноразмерного биомиметического гидроаксиапатита, допированного силикат- и карбонат-анионами // Вестник технологического университета. 2020. Т. 23. №4. C. 19-23.
19. Трубицын М. А, Хоанг Вьет Хунг, Фурда Л. В. Синтез и исследование свойства биомиметического гидроксиапатита, допированного карбонат- и силикат-анионами в присутствии цитрат-ионов // Вестник БГТУ им. Шухова. 2020. Т. 5, № 6. С. 106-113.
20. Cullity B.D., Weymouth J.W. Elements of X-Ray Diffraction // Am. J. Phys. 1957. Vol. 25, № 6. Pp. 394-395. doi:https://doi.org/10.1063/1.3060306.
21. Singh G., Singh S., Prakash S. Surface characterization of plasma sprayed pure and reinforced hydroxyapatite coating on Ti6Al4V alloy // Surf. Coat. Technol. 2011. Vol. 205, № 20. Pp. 4814-4820. doi:https://doi.org/10.1016/J.SURFCOAT.2011.04.064.
