Неорганические материалы, 2019, T. 55, № 7, стр. 760-768

ВВЕДЕНИЕ

Гидроксиапатит (ГА, Са₅(РО₄)₃(ОН)) является одним из наиболее перспективных соединений для использования в регенеративно-восстановительной хирургии для замещения поврежденных участков костной ткани. Это связано с близостью ГА к минеральному составу естественной костной ткани. ГА-материалы предназначены в основном для создания прочных нерезорбируемых имплантатов, которые должны обладать высокими механическими свойствами [1]. Актуальными являются исследования, направленные на разработку ГА-материалов с регулируемыми свойствами, например за счет модификации ионами металлов [2, 3]. Перспективным является создание литийзамещенных форм (Li-ГА). Это связано с влиянием лития на биологические свойства ГА: он повышает скорость остеогенной дифференцировки мезенхимальных стволовых клеток [4]; ускоряет деградацию ГА благодаря активации клеток, участвующих в процессе ремоделирования костной ткани [5]; активирует β-катенин (сигнальный медиатор), что способствует заживлению переломов [6]. Введение лития способствует спеканию ГА-керамики и, как следствие, увеличению прочности керамических материалов на основе ГА, обусловленному уменьшением пористости образцов.

Исследования свойств апатитов, содержащих ионы лития, ограничены, особенно в области влияния катионов лития на параметры кристаллической решетки и устойчивость фазового состава при термообработке ГА-материалов в широком температурном диапазоне. Например, проведены исследования фазового состава и структуры керамики до 1250°С при содержании лития менее 1% [7], показавшие, что при 1050°С происходит трансформация ГА в β-трикальцийфосфат (β-ТКФ), а при 1250°С образуется в основном α-ТКФ. Исследования при большей степени замещения (10 и 20 ат. %) [8] выявили полный переход ГА в Са₁₀Li(PO₄)₇ при термической обработке при 900°С. Исследования по получению Li-ГА (0, 1, 5, 10, 20, 40% оксида лития) описаны в [9]. Определены фазовый состав и параметры кристаллической решетки. Однако температура термообработки была невысокой, лишь 100°С, что не позволило выявить влияние лития на фазовый состав, термическую стабильность и параметры кристаллической решетки материалов с высокой степенью закристаллизованности.

В настоящей работе исследовано влияние степени замещения ионов кальция на катионы лития в количестве 0, 1, 5, 10 и 20 мол. % на изменение параметров кристаллической решетки и фазового состава в зависимости от температуры термообработки 900, 1200 и 1400°С. Выбор температур обусловлен особенностями технологии ГА-керамики, которую получают спеканием при температурах 1200–1300°С.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Расчетные составы синтезируемых соединений приведены в табл. 1. Синтез проводили методом осаждения из водных растворов. Для этого в раствор, содержащий нитраты кальция и лития, при перемешивании добавляли растворы гидрофосфата аммония. Осаждение проводили при pH 9.3–9.7. Содержание компонентов рассчитывали в соответствии с реакцией

После синтеза осадок подвергали старению в течение 21 сут для увеличения степени закристаллизованности апатитовой фазы [10]. Затем проводили операцию фильтрования. Полученные порошки прокаливали при 900, 1200 и 1400°C.

Материалы исследовали методом рентгенографического анализа (дифрактометр Shimadzu XRD 6000) с использованием базы данных JCPDS PCPDFWIN. Для расчета параметров элементарной ячейки использовался метод Ритвельда с привлечением программы FullProf Suite. Проводили Фурье-ИК-спектроскопию (Termonicolet Avatar 330FT-IR). Анализ пористости образцов выполняли с использованием гидростатического взвешивания в соответствии с ГОСТ 2409-95. Для этого образцы размером 30 × 4 × 4 мм прессовали в стальной пресс-форме при удельном давлении 100 МПа и термообрабатывали в диапазоне температур 900–1400°С.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

В материалах 0 Li-ГА после термообработки при 900°С образуется одна фаза – ГА. При дальнейшем подъеме температуры до 1200°С наблюдается образование небольшого количества β-ТКФ. Эти результаты согласуются с данными работы [11], где показано, что ГА частично переходит в β-ТКФ после термообработки в диапазоне 900–1200°С. Дальнейший подъем температуры до 1400°С приводит к формированию до 30% α-ТКФ. Для всех замещенных форм Li-ГА после термообработки при 900°С присутствует одна фаза – апатитовая (рис. 1), при этом содержание лития не влияет на степень кристалличности (интенсивность пиков на дифрактограммах). После термообработки при 1200°С для образцов с замещением 5–10 мол. % выявлено образование небольшого количества β-ТКФ (рис. 2). При этом с увеличением количества лития интенсивность пиков на дифрактограммах снижается, что связано с уменьшением степени закристаллизованности основной фазы. Для материалов 20Li-ГА происходит резкое изменение состава – апатит частично распадается на две фазы: β-ТКФ (20%) и литий-кальциевый фосфат LiCaPO₄ (ЛКФ). После термообработки при 1400°С образуется литийзамещенная форма Ca₁₀Li(PO₄)₇ (Li-ТКФ) начиная с состава 5Li-ГА (в количестве 15%) (рис. 3). Дальнейшее увеличение содержания лития приводит к повышению количества Li-ТКФ и снижению содержания ГА (табл. 2). При этом содержание α-ТКФ снижается с 27% (0Li-ГА) до 3% (1Li-ГА) и равно нулю для материалов с бóльшим содержанием лития (5Li-ГА, 10Li-ГА, 20Li-ГА). Определение Li-ТКФ (JCPDS 45-550) для материалов 5Li-ГА, 10Li-ГА, 20Li-ГА затруднено из-за близости их рефлексов к β-ТКФ (JCPDS 9-169).

Рис. 1.

Дифрактограммы порошков после термообработки при 900°С (А – ГА).

Рис. 2.

Дифрактограммы порошков после термообработки при 1200°С (А – ГА, β – β-ТКФ, ЛКФ – LiCaPO₄).

Рис. 3.

Дифрактограммы порошков после термообработки при 1400°С (А – ГА, α – α-ТКФ, Li-ТКФ – Ca₁₀Li(PO₄)₇).

При этом было проведено подробное исследование основных пиков, которое показало, что рефлексы, принадлежащие Li-ТКФ, были смещены в сторону больших углов в среднем на 0.2° по сравнению с β-ТКФ. Это было интерпретировано в соответствии с картотекой JCPDS как образование нового соединения, содержащего литий, – Ca₁₀Li(PO₄)₇, т.к. известно, что при замещении катиона с большим радиусом (Са²⁺) на меньший (Li⁺) происходит уменьшение параметров кристаллической решетки [12, 13].

Необходимо также отметить, что при термообработке при 1200°С кроме ГА наблюдается образование двух фаз: β-ТКФ (Ca₃PO₄) и ЛКФ (LiCaPO₄) с отношением Са/Li = 50/50, а при температуре 1400°С кроме ГА образуется только одно соединение – Ca₁₀Li(PO₄)₇ с отношением Са/Li = 10/1. Данный эффект можно объяснить перераспределением катионов лития между фазами. При низких температурах термообработки (1200°С) образуется смесь фаз с различным содержанием лития, что может являться следствием неоднородности распределения компонентов, заложенной на стадии синтеза материалов. При повышении температуры (1400°С) процессы диффузии протекают более активно, в результате происходит перераспределение вводимого катиона между фазами и формирование одного литийзамещенного соединения с небольшим содержанием лития.

Кроме того, при высоких температурах для LiCaPO₄ наблюдается потеря лития [14], в результате могут образовываться соединения со структурой витлокита, к которым относится Ca₁₀Li(PO₄)₇.

РФА выявил смещение пиков в сторону меньших значений 2θ для материала 1Li-ГА, термообработанного при на 900°С, по сравнению с чистым ГА. Это свидетельствует об увеличении параметров решетки (табл. 3). Данный эффект можно объяснить размещением катионов лития в междоузлиях с образованием твердого раствора внедрения и вакансий в катионной подрешетке. Это наиболее вероятно, учитывая существенно меньший радиус катиона Li по сравнению с катионом Са (Са²⁺ – 1.04 Å, Li⁺ – 0.68 Å).

Необходимо также учитывать, что формирование ГА-структуры проходило постепенно в течение 21 сут старения в маточном растворе [10].

В процессе старения происходят реакции между компонентами с образованием промежуточных соединений с их последующим взаимодействием между собой и формированием структуры ГА. Известно, что фосфат лития Li₃PO₄ имеет низкую растворимость (–lgПР = 8.5 [15]), поэтому в процессе реакции (1) сначала наиболее вероятно его осаждение, затем происходит формирование более растворимого осажденного гидроксиапатита (ОГА) (–lgПР = ∼5.5 в щелочной среде, рН 8.0–8.5 [16]). В ходе дальнейшего выдерживания осадка в маточном растворе происходит его кристаллизация с прохождением реакции между ОГА и фосфатом лития с образованием более закристаллизованных замещенных форм ГА по сравнению с исходным ОГА. Такое взаимодействие возможно, учитывая, что свежеосажденные порошки имеют высокую дисперсность и химическую активность. Это подтверждается исследованиями фазового состава порошковых материалов после их старения в маточном растворе (рис. 4), которые показали присутствие в ГА незначительного количества непрореагироваших до конца соединений – гидроксида кальция и фосфата лития. При этом образование фосфата лития наблюдалось в порошках с наибольшим содержанием замещающего катиона.

Рис. 4.

Дифрактограммы порошков после старения в маточном растворе.

Таким образом, можно сделать вывод, что окончательное формирование структуры ГА и реакция между компонентами проходят при последующих высокотемпературных обработках. С учетом вышесказанного можно записать реакцию дефектообразования при вхождении в междоузлия катионов лития с формированием твердого раствора внедрения и образованием катионных вакансий и вакансий в анионной подрешетке по ОН-группе

(2)

При дальнейшем увеличении количества ионов лития (5, 10 и 20 мол. %) параметры кристаллической решетки изменяются незначительно. Это можно объяснить проявлением другого механизма вхождения ионов лития в кристаллическую решетку ГА – формированием твердых растворов замещения с образованием вакансий по кислороду:

Приведенная реакция также обусловлена соотношением (кальций + литий)/фосфор, которое больше, чем кальций/фосфор в стехиометрическом ГА. При этом количество избыточного лития возрастает с увеличением его концентрации (табл. 1). Таким образом, образующийся избыток катионов лития встраивается в катионную подрешетку кальция с образованием вакансий в анионной подрешетке по РО₄-группам.

Просуммировав уравнения реакций (1) и (2), получим реакцию образования твердых растворов для материалов с высокой (5–20 мол. %) концентрацией катионов лития (реакция (3)). При этом образуются вакансии как по катиону, так и по аниону

(4)

Таким образом, при низкой концентрации катионов лития происходит преимущественно образование твердых растворов внедрения и, как следствие, увеличение параметров кристаллической решетки. При увеличении содержания катионов лития в ГА происходит образование твердых растворов внедрения и замещения, параметры кристаллической решетки при этом практически не изменяются.

Для материалов со степенью замещения 1, 5 и 10 мол. %, термообработанных при 1200 и 1400°С, наблюдается тенденция к снижению параметра а кристаллической решетки. Параметр с изменяется незначительно – уменьшается или увеличивается. Как отмечается в работе [17], изменения параметров кристаллической решетки, когда один из параметров уменьшается, а второй может увеличиваться, типичны при образовании твердых растворов замещения. Для материалов со степенью замещения 20 мол. % начинает преимущественно образовываться литийсодержащий ТКФ. Это можно объяснить термической нестабильностью литийзамещенного ГА вследствие образования многочисленных дефектов структуры. Это наглядно проявляется для материала 20Li-ГА (табл. 1), когда возрастающее количество вакансий, особенно по ОН-группам, способствует переходу ГА в ТКФ (реакция (4)).

Данные ИК-спектроскопии показали, что образцы, термообработанные на 900°С, имели спектры, характерные для ГА, практически не отличающиеся друг от друга (рис. 5) [18]. Изменения в спектрах наблюдаются после термообработки образцов при более высокой температуре 1200°С. Для материалов со степенью замещения 1–5 мол. % сохраняются типичные колебания с характерными полосами поглощения для фосфат-групп (573, 600 и в диапазоне 960–1188 см^–1) и ОН-групп (631, 3571 см^–1) (рис. 6). При увеличении концентрации лития до 10 и 20 мол. % полоса 631 см^–1 исчезает, а полоса при 3571 см^–1 становится слабо выраженной. Это связано с потерей воды (ОН-групп) в результате трансформации апатитовой фазы в ТКФ. После термообработки при 1400°С полоса при 631 см^–1 отсутствует независимо от степени замещения. Для материалов с замещениями 1, 5 и 10 мол. % полоса поглощения при 3571 см^–1 слабо выражена, в то время как для образцов с 0 и 20 мол. % лития она практически отсутствует (рис. 7). Это показывает, что катионы лития стабилизируют апатитовую фазу (способствуют сохранению гидроксильных групп в структуре апатита) при высоких температурах (1400°С) при степени замещения в диапазоне 1–10 мол. %. Эти выводы согласуется с данными РФА (табл. 2).

Рис. 5.

ИК-спектры порошков после термообработки при 900°С.

Рис. 6.

ИК-спектры порошков после термообработки при 1200°С.

Рис. 7.

ИК-спектры порошков после термообработки при 1400°С.

На размер ОКР замещенных форм ГА, прокаленных при 900°С, степень замещения не оказывает заметного влияния. Значения ОКР находятся в диапазоне 47–58 нм. При 1200°С для образцов с небольшим замещением (1 мол. %) наблюдается рост ОКР апатитовой фазы. Однако при больших концентрациях лития, как правило, происходит уменьшение размеров, что связано с образованием новых фаз. При термообработке при 1400°С можно наблюдать общую тенденцию к снижению значений ОКР по сравнению с таковыми для 0Li-ГА. Объяснить данный эффект можно влиянием искажений кристаллической решетки. Известно, что снижение параметров кристаллической решетки приводит к уменьшению размера ОКР и, наоборот, повышение – к росту ОКР [12, 17]. Подобные зависимости особенно наглядно прослеживаются для Li-замещенных форм при термообработке при 1400°С, когда наблюдается тенденция к уменьшению параметров кристаллической решетки и, соответственно, уменьшение размера ОКР по сравнению с ГА.

Уменьшение значений ОКР с увеличением температуры при переходе от 1200 к 1400°С можно объяснить образованием новых соединений, которые возникают в результате частичной трансформации исходных низкотемпературных фаз в новые высокотемпературные более термодинамически устойчивые фазы. В результате, вместо одной фазы (одного кристалла) образуется несколько, что приводит к снижению размера кристаллов.

Исследования образцов после спекания показали (табл. 4), что введение катионов лития способствует получению плотной керамики. При этом для образцов 5, 10 и 20Li-ГА достигается практически беспористое состояние уже при 1100°С (табл. 4). Снижение пористости керамики объясняется действием катионов лития, которые при внедрении в ГА образуют дефекты в кристаллической решетке (реакции (2)–(4)) как по катиону, так и по аниону, что приводит к интенсификации процесса спекания по твердофазному механизму.

На рис. 8 показана микроструктура материалов, спеченных при 1100°С. Можно отметить рост зерен керамики с увеличением количества лития: для керамики 5Li-ГА размер зерен находится в диапазоне от 0.4 до 4 мкм, для 10Li-ГА – от 0.8 до 4 мкм, для 20Li-ГА – от 2 до 5 мкм. При этом структура керамики с 20 мол. % лития характеризуется более плотным срастанием зерен между собой, что делает границы зерен плохо различимыми. Таким образом, допирование литием интенсифицирует не только процесс спекания, но и рост зерна при спекании ГА-керамики.

Рис. 8.

Микроструктура спеченных керамических материалов с различным содержанием лития: а – 5Li-ГА, б – 10Li-ГА, в – 20Li-ГА.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Синтезирован и исследован широкий спектр литийзамещенных порошков номинального состава ГА, подвергнутых термообработке при 900, 1200, 1400°С. Выявлено влияние катионов лития на параметры кристаллической решетки и значения ОКР. Показано, что при температуре 1200 и 1400°С катионы лития способствуют частичному переходу апатита в литийзамещенные формы ТКФ, количество которых возрастает с увеличением степени замещения. При температуре 1400°С катионы лития способствуют сохранению OH-групп в апатитовой структуре при степени замещения 1, 5 и 10%.

Показано, что ионы лития, образуя в зависимости от степени замещения твердые растворы внедрения или/и замещения в ГА, интенсифицируют процесс спекания за счет образования вакансий по катиону и аниону, что позволяет получать плотные керамические материалы ГА уже при 1100°С. Полученные результаты следует учитывать при разработке технологии литийсодержащей ГА-керамики с регулируемыми свойствами, предназначенной для применения в реконструктивно-заместительной костной хирургии.

БЛАГОДАРНОСТЬ

Работа выполнена при поддержке гранта РФФИ № 18-29-11053 мк.