一种人造生物材料化合物
阅读：312发布：2021-12-29
专利汇可以提供一种人造生物材料化合物专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 是关于一种以稳定 磷酸 钙 为 基础 的人造 生物 材料 化合物，更具体地说是关于这种化合物的分子、结构和物理特性。这种化合物含有钙， 氧 和磷，其中至少一种元素可以被一种离子半径大约是0.1到1.1的元素所代替。对这种化合物特定分子和化学性质的了解可以开发该化合物在各种与骨骼有关的临床条件下的多种用途。，下面是一种人造生物材料化合物专利的具体信息内容。
1.一种可生物再吸收的生物材料化合物，该化合物含有钙、氧和 磷，其中至少一种所说的元素的一部分被一种具有有效离子半径为0.1 到的元素所代替。
2.权利要求1中的生物材料化合物，其中磷的一部分被至少一种 具有有效离子半径为0.1到的元素所代替。
3.权利要求2中的生物材料化合物，其还含有另一种有效离子半 径为0.4到的元素，该元素具有有效的电荷来补偿由磷的部分取 代所引起的任何电荷不平衡。
4.权利要求1中的生物材料化合物，其中所说的代替的元素是硅。
5.权利要求1中的生物材料化合物，其中所说的化合物具有微孔 结构。
6.权利要求5中的生物材料化合物，其中所说的化合物形成大孔 结构，该大孔结构包含一种带有内部相互连通的孔隙的开放小室结构， 所述孔隙具有孔的尺寸为50到1000微米。
7.权利要求6中的生物材料化合物，其中所说的大孔结构通过将 所说的化合物涂敷到网状高聚物上并且随后用高温分解除去所说的高 聚物而形成。
8.权利要求5中的生物材料化合物，其中所说的化合物具有纳米 多孔结构。
9.权利要求1中的生物材料化合物，其中所说的化合物表现出单 斜准菱形的对称性并且处于单斜空间点群P21/a中。
10.权利要求1中的生物材料化合物，其中所说的化合物被破骨 细胞的细胞活性再吸收并且通过造骨细胞的活性促进产生新的矿化的 骨骼基质。
11.权利要求10中的生物材料化合物，其中所说的化合物在体内 逐渐被自然骨骼代替。
12.权利要求10中的生物材料化合物，其中所说的化合物在人体 生理6.4-7.3的pH范围内的生物介质中基本不溶解。
13.权利要求1中的生物材料化合物，其中所说的代替的元素是 硼。
14.一种生物材料组合物，该组合物含有如权利要求1中的化合 物，并且还含有羟基磷灰石。
15.一种生物材料组合物，该组合物含有如权利要求12中的化合 物，并且还含有胶原。
16.权利要求1中的生物材料化合物，其具有下列分子式：
(Ca1-WAW)i[(P1-X-Y-ZBXCYDz)Oj]2
其中A选自具有离子半径为0.4到的元素；
B，C和D选自有效离子半径为0.1到的元素；
w等于0；
x大于或等于0但小于1；
y大于或等于0但小于1；
z大于或等于0但小于1；
x+y+z大于0但小于1；
i大于或等于2但小于或等于4；
j等于4-δ，其中δ大于或等于0但小于或等于1。
17.权利要求16中的生物材料化合物，其中δ是由存在于所述化 合物中的元素的电荷补偿来决定的。
18.权利要求16中的生物材料化合物，其中B是硅。
19.权利要求16中的生物材料化合物，其中B是硼。
20.一种生物材料组合物，该组合物含有如权利要求16中的生物 材料化合物，并且还含有选自由羟基磷灰石钙、α-TCP、β-TCP、磷酸 八钙、磷酸四钙、磷酸二钙及氧化钙所组成的组中的至少一种钙物质。
21.权利要求20中的生物材料组合物，其中B是硅，并且其中所 说的化合物与羟基磷灰石钙的混合比例是20∶80到80∶20。
22.权利要求20中的生物材料组合物，其中所说的组合物还含有 一种添加剂用于增加所说生物材料组合物的机械硬度和强度。
23.权利要求20中的生物材料组合物，其中所说的组合物作为物 理混合物或固体溶液存在。
24.权利要求20中的组合物，其中所说的组合物以精细或粗糙的 粉末、三维形状体、大孔结构和涂层的形式存在。
25.权利要求24中的组合物，其中所说的粉末是小球。
26.权利要求20中的组合物，其中所说的组合物被破骨细胞的细 胞活性再吸收并且通过造骨细胞的活性促进产生新的矿化的骨骼基 质。
27.权利要求14，15或20中的生物材料组合物在制备用于矫形， 上颌面与上颌牙方面的药物的应用，其中所说的组合物以精细或粗糙 的粉末、三维形状体、大孔结构和涂层的形式存在。
28.权利要求27中的应用，其中所说的粉末是小球。
29.权利要求14，15或20中的生物材料组合物在作为植入假体 上的厚度为0.1到10微米的涂层的应用。
30.权利要求14，15或20中的生物材料组合物制备用于组织工 程中的药物的应用。
31.权利要求14，15或20中的生物材料组合物在作为药物试剂 的载体的应用。
32.权利要求31中的生物材料组合物的应用，其中所说的药物是 骨骼生长因子。
33.可生物再吸收的生物材料化合物制备用于在人和动物主体的 骨骼手术位置取代自然骨骼的方法中药物的应用，所述化合物含有钙、 氧和磷，其中至少一种所说的元素的一部分被一种具有有效离子半径 为0.1到的元素所代替；
所说的方法包括下列步骤：
将所说的生物材料化合物植入到骨骼手术的位置，这种植入促进 在所说的生物材料化合物与所说的主体之间的界面产生新的骨骼组 织，所说的生物材料化合物主要通过破骨细胞活性逐渐消除，并且被 消除的所说的生物材料化合物的这一部分被由造骨细胞活性所生成的 新的骨骼组织取代，这种逐渐消除和取代在自然骨骼再造过程中是本 身固有的。
34.可生物再吸收的生物材料化合物在制备用于在人和动物主体 中修复由外伤或手术引起的大的骨骼间隙和非均一骨折的方法中药物 的应用，所述化合物含有钙、氧和磷，其中至少一种所说的元素的一 部分被一种具有有效离子半径为0.1到的元素所代替；
所说的方法包括下列步骤：
将所说的生物材料化合物植入骨骼间隙或非均一骨折的位置，这 种植入促进在所说的生物材料化合物与所说的主体之间的界面产生新 的骨骼组织，所说的生物材料化合物主要通过破骨细胞活性逐渐消除， 并且被消除的所说的生物材料化合物的这一部分被由造骨细胞活性所 生成的新的骨骼组织取代，这种逐渐消除和取代在自然骨骼再造过程 中是本身固有的。
35.可生物再吸收的生物材料化合物在制备用于在人和动物主体 内帮助将植入的假体固定到骨骼位置上并且保持所说的假体长期稳定 的方法中药物的应用，所述化合物含有钙、氧和磷，其中至少一种所 说的元素的一部分被一种具有有效离子半径为0.1到的元素所代 替；
所说的方法包括下列步骤：
用所说的生物材料化合物涂抹植入假体所选择的区域，将带有所 说涂层的假体植入骨架位置，其中这种植入促进在所说的生物材料化 合物与所说的主体之间的界面产生新的骨骼组织，并在所说的主体骨 骼与所说的涂层之间生成稳定的界面骨骼，随后所说的涂层主要通过 破骨细胞活性逐渐除去，这样涂层逐渐变小，并且被消除的所说的生 物材料化合物的这一部分被由进一步生成的新的骨骼组织取代以在所 说的主体骨骼与所说的假体之间产生稳定的界面骨骼。
36.可生物再吸收的生物材料化合物在制备用于在人或动物主体 内为骨骼取代提供组织-工程支架的方法中药物的应用，所述化合物含 有钙、氧和磷，其中至少一种所说的元素的一部分被一种具有有效离 子半径为0.1到的元素所代替；
所说的方法包括下列步骤：
作为大孔结构形成所说的生物材料化合物，所述大孔结构包括一 种带有内部相互连通的孔隙的开放小室结构，成熟的和/或骨骼细胞前 体与所说的大孔结构结合，并使所述的小室穿透所说的结构以在所说 的整个结构中发展新的矿化基质。
37.可生物再吸收的生物材料化合物在制备用于在人或动物主体 内将药物试剂传送到骨骼手术位置的方法中药物的应用，所述化合物 含有钙、氧和磷，其中至少一种所说的元素的一部分被一种具有有效 离子半径为0.1到的元素所代替；
所说的方法包括以下步骤：
将药物试剂与所说的生物材料化合物结合，将结合了所说的生物 材料化合物的药物试剂运用到骨骼手术位置上，这种应用会产生药物 试剂的受控局部释放。
38.权利要求33-37的任何一项中的应用，其中所说的生物材料化 合物具有分子式为：
(Ca1-WAW)i[(P1-X-Y-ZBXCYDz)Oj]2
其中A选自具有离子半径为0.4到的元素；
B，C和D选自具有有效离子半径为0.1到的元素；
w等于0；
x大于或等于0但小于1；
y大于或等于0但小于1；
z大于或等于0但小于1；
x+y+z大于0但小于1；
i大于或等于2但小于或等于4；
j等于4-δ，δ大于或等于0但小于或等于1。
39.权利要求33-37的任何一项中的应用，其中所说的生物材料化 合物与至少一种钙物质结合，所说的钙物质从羟基磷灰石钙、α-TCP、 β-TCP、磷酸八钙、磷酸四钙、磷酸二钙及氧化钙中选择。
40.权利要求39中的应用，其中所说的生物材料化合物还含有添 加剂以提高所说化合物的机械硬度和强度。
发明领域
本发明是关于一种以稳定磷酸钙为基础的人造的生物材料化合 物，更具体地说是关于这种化合物的分子、结构和物理特性，这里被 称作SkeliteTM。
发明背景
矫形学领域生物材料研究的目的一直是要开发出具有广泛生物活 性的人造结构。能够混入骨骼再造自然过程中的生物活性人造基质在 以下几方面的应用引起人们的兴趣，体外的骨骼细胞鉴定[1]，体内的 可再吸收的骨骼粘合剂[2，3]，增加自然骨骼与植入物结合力的植入涂 层[4]，各种类型的可植入假体和骨骼修复剂[5，6]和离体组织工程学。 这种材料在体内的首要目的是将相关骨组织中为更好愈合而产生的骨 骼生长活性的刺激作用与正常连续的再造过程中破骨细胞逐渐再吸收 能力结合起来[8]。在体外，相关的作用是提供标准化的实验室检测基 质，以此评估破骨细胞的再吸收能力或矿化骨骼基质的造骨细胞生成 能力[1]。所述基质必须是稳定的并且在生物环境中不溶解直到与破骨 细胞，特定的骨骼矿物再吸收细胞作用。
羟基磷灰石钙(Ca5(OH)(PO4)3或HA)是自然骨骼中最基本的无机 成分[9]，还可以有少量的其它元素存在[10]。羟基磷灰石钙只是许多 具有生物相容性的钙-磷(Ca-P)化合物中的一种。其它还包括磷酸八钙 [11]和两种形式的磷酸三钙(Ca3(PO4)2或α-TCP或/β-TCP)[12]。这些化 合物，特别是HA，可以表现出不同的Ca/P化学剂量比，变化范围从 1.55到2.2[13]。这种材料可以通过传统的高温制陶方法来制备[14]， 或通过低温水化学来制备[15，16]。大多数这种人造的材料表现出较好 的生物相容性，骨细胞能够容许它们的存在而没有有害的反应，并且 确实增加了骨沉积[17，18]。最近，磷酸钙被最广泛认可的医学应用就 是作为植入假体装置的涂层和由热喷涂或等离子体喷涂的使其生成骨 传导表面的组分。已经了解到在生物环境中稳定的Ca-P陶瓷通常是各 个化合物组成的混合物[19]。然而，尽管这些人造材料都具有骨骼生长 能力，但没有一种能主动参与自然骨骼再造的全过程。
在本申请人已公开的国际PCT申请WO94/26972中，细胞介入的 再吸收能够在石英基片上磷酸钙胶体悬浮液经高温生成的磷酸钙基的 薄膜上发生。当在体外使用时，作为破骨细胞活性的结果，这些陶瓷 薄膜表现出多种独立的通过它们表面的再吸收过程(陷窝)，没有证据表 明在培养介质中有溶解。这些陷窝的规则边缘与受到滋扰的边缘的大 小和形状密切相关，受到滋扰的边缘通常由破骨细胞产生，它被作为 保持体内自然再吸收骨骼矿物质所要求的局部低pH的手段。当有造骨 细胞存在时，在这些陶瓷上也发生矿化骨骼基质沉积的增长。
本申请人后来发表的国际PCT申请WO97/09286中的结果表明， 这些陶瓷薄膜一般有两种特性：(1)Ca-P混合物的组成是大约33％的 HA和大约67％的硅稳定的磷酸钙，(2)具有独特的形态。重要的是， Ca-P胶体采用1000℃的加热生成的是HA粉末，而在石英上形成的同 样的胶体悬浮液则具有HA与硅稳定的磷酸钙组分的混合。薄膜的能 量分散X-射线分析表明涂层中出现了硅，而且吸收透射电子显微镜表 明具有多孔的物理结构。
从开发能够造骨并且参与体内自然细胞基的再造过程的人造骨骼 移植的临床重要性的观点来看，重点应集中于引入添加剂的作用，例 如在磷酸钙基的生物材料化合物的形成过程中的硅能够在破骨细胞和 造骨细胞活性的帮助下被吸收和再造进入自然骨骼中。由于所述化合 物只能用制备方法来特征化，因此，除多微孔物理结构外，能够用化 学方法来特征化就显得十分重要。特别是区分所述稳定化合物特定的 分子和化学结构有助于了解为什么所述新化合物在影响骨架结构的生 物条件下能够很好地工作。所述化合物分子和化学特性还能够为发展 该化合物在几种不同类型的与骨骼有关的临床条件下的其它应用提供 依据。另外，这也能够为设计用于特定的体内，体外，离体的用途而 进一步改变化合物的化学结构。
本申请人以前发表的工作WO94/26972和WO97/09286中曾经指 出将HA转化成稳定的α-TCP相。令人惊奇的是，在从分子角度上难 以描述化合物的详细特性的过程中，发现所形成的稳定的化合物实际 上是本发明所描述的一种全新的化合物，被称作SkeliteTM。
发明概述
稳定的磷酸钙基薄膜和大块陶瓷已经被制造出来，并且直到现在 它们的物理和化学结构才被确定。所述生物材料化合物通过高温处理 生成微细沉淀物来制备，所述沉淀物由胶体悬浮液形成并且用一种具 有合适尺寸的离子半径能够取代Ca-P晶格的添加剂来稳定。所述化合 物通常与羟基磷灰石钙共存且本身是一种新的稳定的磷酸钙化合物， 具有直径大约为0.2-1.0微米以内部连通为基础的微孔形态的颗粒。所 述化合物在生物介质中基本不溶解，但当与造骨细胞作用时能够被再 吸收。它还能够由破骨细胞促进有机骨骼基质的沉积并且在骨骼再造 的自然过程中通过破骨细胞和造骨细胞的活性可以被吸收进入自然骨 骼中。化合物采用X-射线衍射，红外光谱，核磁共振谱，和光散射颗 粒分析已经被广泛的研究。结果表明在烧结过程中通过取代反应产生 了化合物的特性，在高化学反应性的条件下稳定元素例如硅进入磷酸 钙晶格。晶体特征通过磷灰石结构的钾芒硝形式联系在一起。
根据本发明一方面，提供一种生物材料化合物，含有钙、氧和磷， 其中至少一种元素可以被一种离子半径大约是0.1到1.1的元素所代 替。
根据本发明的另一方面，提供分子式为(Ca1-WAW)i[(P1-X-Y-Z BXCYDz)Oj]2的生物材料化合物；其中A从离子半径大约是0.4到1.1 的元素中选择；B，C，和D从离子半径大约是0.1到0.4的元素中选 择；w大于或等于0但小于1；x大于或等于0但小于1；y大于或等 于0但小于1；z大于或等于0但小于1；x+y+z大于0但小于1；i大 于或等于2但小于或等于4；j等于4-δ，δ大于或等于0但小于或等于 1。
本发明的特殊的化合物包括但不仅限于Ca3(P0.750Si0.25O3.875)2和 Ca3(P0.9375Si0.0625O3.96875)2。
对于本发明中化合物特定分子和化学性质的了解使得能够开发化 合物在各种与骨骼相关的临床条件下的几种用途。这些应用可能包括 矫形，上颌面和上颌牙方面的应用，其中化合物以精细或粗糙的粉末， 小球，三维形状体，大孔结构，薄膜和涂层的形式存在。
本发明的另一方面是用生物材料化合物在人和动物主体的骨骼手 术位置取代自然骨骼的一种方法，所述化合物含有钙、氧和磷，其中 至少一种元素可以被一种离子半径大约是0.1到1.1的元素所代替。 所述方法包括将生物材料化合物植入骨骼手术位置的步骤，这种植入 促进了在生物材料化合物与主体之间的界面新的骨骼组织的形成，生 物材料化合物主要通过破骨细胞活性逐渐消除，并且被消除的生物材 料化合物的这一部分被由造骨细胞活性所生成的新的骨骼组织取代， 这种逐渐消除和取代在自然骨骼再造过程中是本身固有的。
本发明的另一方面是采用生物材料化合物在人和动物主体修复大 的骨骼间隙和外伤或手术引起的非均一骨折的方法，所述化合物含有 钙、氧和磷，其中至少一种元素可以被一种离子半径大约是0.1到1.1 的元素所代替。所述方法包括将生物材料化合物植入骨骼间隙和外伤 或手术引起的非均一骨折位置的步骤，这种植入促进了在生物材料化 合物与主体的界面之间新的骨骼组织的形成，生物材料化合物主要通 过破骨细胞活性逐渐消除，并且被消除的生物材料化合物的这一部分 被由造骨细胞活性所生成的新的骨骼组织取代，这种逐渐消除和取代 在自然骨骼再造过程中是本身固有的。
本发明的还有一方面是采用生物材料化合物在人和动物主体内帮 助将植入的假体固定到骨骼位置上并且保持假体长期稳定的方法，所 述化合物含有钙，氧和磷，其中至少一种元素可以被一种离子半径大 约是0.1到1.1的元素所代替。所述方法包括用生物材料化合物涂抹 所选择的植入假体的区域，带有涂层的假体植入骨架位置的步骤，这 种植入促进了在生物材料化合物与主体之间的界面新的骨骼组织的形 成，并生成稳定的主体骨骼与涂层界面骨骼，随后涂层主要通过破骨 细胞活性逐渐除去，这样涂层逐渐变小，并且被消除的生物材料化合 物的这一部分被由进一步生成的新的骨骼组织取代在主体骨骼与假体 之间产生稳定的界面骨骼。
本发明的还有一方面是采用生物材料化合物在人和动物主体内为 骨骼取代提供组织工程支架的方法，所述化合物含有钙，氧和磷，其 中至少一种元素可以被一种离子半径大约是0.1到1.1的元素所代 替。所述方法包括作为大孔结构的生物材料化合物的形成步骤，所述 大孔结构包括一种带有内部相互连通的孔隙的开放小室结构，成熟的 和/或骨骼细胞前体与大孔结构的结合，并使小室穿透结构以在结构之 间发展新矿化基质。
对本发明中新化合物结构的了解也使得该化合物可以作为不同药 剂的载体，其中包括并不仅限于骨骼生长因子和其它影响骨骼生长和 再造的试剂。
本发明的还有一方面是采用生物材料化合物在人和动物主体内将 药物试剂传送到骨骼手术位置的方法，所述化合物含有钙，氧和磷， 其中至少一种元素可以被一种离子半径大约是0.1到1.1的元素所代 替。所述方法包括以下步骤，将药物试剂与生物材料化合物结合，将 结合了生物材料化合物的药物试剂运用到骨骼手术位置上，这种应用 会产生药物试剂的受控局部释放。
所述生物材料化合物可以与添加剂结合，例如那些为产生特殊应 用的额外功能增加化合物机械强度和硬度的添加剂。所述生物材料化 合物可以与不同的磷酸钙材料结合，例如：羟基磷灰石钙、α-TCP、 β-TCP、磷酸八钙、磷酸四钙、磷酸二钙及氧化钙，它们或是物理混合 物或是固体溶液。
所述生物材料化合物具有明显的微孔和纳孔结构以及既类似又不 同于α-TCP的晶体结构。该新化合物表现出单斜准菱形对称性，位于 单斜空间点群P21/a中。而且新化合物可以有一部分磷被一种具有合适 离子半径的元素所取代。
对所述生物材料化合物的化学式及它在生物环境中的生物活性和 稳定性的了解使其可以用于体内各种与骨骼有关的临床条件下的治 疗。特别是，所述化合物可用于受疾病，骨折，或生长影响的自然骨 骼的修复和再生。
附图的简要说明
可以通过对附图的说明更进一步地了解本发明：
图1是由Ca-P胶体不加添加剂并在1000℃烧结制备的粉末的X- 射线衍射谱(XRD)(θ-2θ)。
图2是1000℃烧结在石英上的Ca-P胶体薄膜的掠射角XRD谱。
图3是说明烧结温度对薄膜相组成影响的GA-XRD谱；
图4是说明烧结时间对薄膜相组成影响的GA-XRD谱；
图5是表明1000℃烧结在石英上的Ca-P胶体薄膜表面形态的 SEM显微照片；
图6是石英上的Ca-P薄膜的截面TEM，(a)1000℃烧结薄膜(b)未 经烧结的薄膜；
图7表示的是Ca-P胶体平均聚集尺寸与胶体老化时间的函数关 系，尺寸采用光散射颗粒分析确定；
图8表示的是说明CaO活性对HA和TCP相对稳定性影响的计算 的优势面积曲线；
图9由硅作为添加剂的Ca-P胶体制备出的的粉末的θ2θXRD谱。 大约的相比例：33±5％的HA和67±5％的Si-TCP；
图10是硅含量对Si-mHA粉末相组成的影响，通过θ2θX-射线衍 射确定；
图11是表明Si-mHA陶瓷小球表面形态特征的SEM显微照片。 Si-mHA小球能被特定的破骨细胞活性以与自然骨骼相类似的方式再 吸收。(a)Si-mHA陶瓷小球表面形态；(b)Si-mHA陶瓷小球表面的破骨 细胞陷窝；和11(c)自然骨骼表面的破骨细胞陷窝；
图12由钛作为添加剂的Ca-P胶体制备出的粉末的θ2θXRD谱。
图13是加入Ti对mHA相组成的影响；(a)没有载体(粉末)，b)没 有载体(陶瓷小球)，(c)2Me(粉末)，(d)2Me(陶瓷小球)(e)ACAC(粉末)， 和(f)ACAC(陶瓷小球)；
图14是比较由Ca-P胶体制备出的Si-mHA小球微结构与由商购 物制备的物质的SEM显微照片。(a)由TPOS作为添加剂的Si-mHA； (b)cHA与TPOS物理混合物。
图15是在1250℃烧结8小时的25％CaSiO3与75％β-TCP物理混 合物的XRD谱；
图16是Si-mHA粉末的高分辨XRD谱；
图17是比较Si-mHA与商品参比物质的NMR谱；(a)商品CaSiO3 与SiO2混合物粉末；(b)Si-mHA粉末；
图18是1000℃烧结的粉末的IR光谱：(a)cHA，(b)mHA，和 (c)Si-mHA；
图19是说明硅含量对P-O伸展的影响的IR光谱的总结。
在这些图中，优选的具体实施方案用实施例说明。应该了解的是 说明书和附图仅仅为了说明和帮助理解，并不作为本发明的限制。
优选的具体实施方案的详细描述
本申请人发明了提供稳定磷酸钙人造生物材料化合物的方法，所 述化合物全部生物相容且具有与支撑骨骼细胞活性一致的表面形态。 这与本申请人同时待审的PCT申请WO97/09286的方法一致，它在本 发明中作为参考文献并入。随后的实施例描述制备本发明化合物优选 的具体实施方案。
由于它们在体外和体内系统中的生物活性本质，本发明的化合物 指的是生物材料化合物。生物活性指的是生物材料化合物支持破骨细 胞和造骨细胞活性的能力以及由于这些细胞活性被自然骨骼吸收的能 力。虽然所述化合物以其制备方法和表面形态来特征化，但分子结构 是未知的且不能确定。然而为了更好地了解所述化合物的性质及该化 合物为何能与破骨细胞和造骨细胞活性很好地相适应的原因，进一步 用化学结构来特征化所述化合物是很重要的。对化合物的化学结构的 了解还可以为在某些临床条件下的治疗用途对化合物进行改进。
正如在WO97/09286所描述的，一直认为所述化合物是硅稳定的 α-TCP。但是，经过长期困难和冗长乏味的分析，惊奇地发现实际上 所述化合物是全新的以前没有确定的化合物，在本发明中被称为 SkeliteTM。硅作为引入添加剂形成的SkeliteTM化合物被称为Si-TCP。 确定该新化合物化学式非常困难的一个原因是Ca-P化合物的复杂性和 大结构，例如，HA以及在烧结过程中会发生相转变。在经过长期的对 采用与WO94/26872和WO97/09286中描述一致的引入添加剂的方法制 备的各种Ca-P粉末，薄膜和小球的分析，才实现并发展了所述化合物 的化学鉴定。与申请人的国际申请WO97/09286公布的一致，对由不 同组成和热合成路线制备的样品进行了标准XRD分析。结果开始认为 与结论一致，所述材料是α-TCP和HA的混合物，并且由FACT数据 库[23]预计的硅酸钙在晶界上以玻璃相存在。由于JCPDS库中没有 SkeliteTM，而且采用标准XRD技术确定的峰位置表明是α-TCP， SkeliteTM的确定是不可预见的。另外，在如此低的温度人们不可能发 现取代的发生。一种复杂的和不明显的分析技术的组合被成功地用于 鉴定和特征化所述新化合物。下面这些研究描述了确定新化合物的特 点，一种添加剂稳定的磷酸钙化合物，SkeliteTM。
为了清楚起见，对本发明中所指的几种物质作如下定义。商品物 质cHA指的是商品羟基磷灰石钙(HA)，硅酸钙指的是CaSiO3，硅石指 的是SiO2。本发明制备的物质mHA指的是微孔羟基磷灰石钙(HA)， Si-mHA指的是Si-TCP加上mHA。这些物质进一步在表1中说明。
纯mHA粉末(没有引入添加剂)的分析
应用反应式(1)和其它类似的反应，可以在氨水中pH大于10的条 件下制备出精细的HA胶体沉淀。
5Ca(NO3)2+3NH4H2PO4+7NH4OH→Ca5(OH)(PO4)3+10NH4NO3+6H2O(1)
图1是由反应式(1)胶体悬浮液不加引入添加剂并在1000℃烧结 制备的粉末HA(JCPDS库#9-432)。烧结后经适度研磨，烧结粉末的 颗粒尺寸用SEM确定为大约1微米。
石英基片上薄膜的分析
图2是石英片上具有晶体结构的薄膜，它比同样条件下烧结的粉 末更复杂。所述结构有两个主要的相，HA和Si-TCP，其中Si-TCP类 似，但与α-TCP(JCPDS库#9-348)晶体不同。XRD谱中的所有峰归属 于HA或Si-TCP，并且没有其它相(例如β-TCP或磷酸八钙)的特征峰 分布能够与背景区分开。
图3表示的是随烧结温度的增加，薄膜组成改变。当薄膜在800 ℃烧结1小时薄膜组成为94％的HA和6％的Si-TCP；900℃时是62％ 的HA和38％的Si-TCP的混合物；1000℃时的组成为33％的HA和67％ 的Si-TCP。组成变化和薄膜形态作为烧结时间的函数由石英片上薄膜 在保持一系列温度的炉中保留时间变化来评价。计算机控制系统使得 升温速率和温度保持可以确定。图4表示的是一个1小时保留时间后 观察到的产生同样平衡相组成的五分钟的保留时间。保留时间的增加 导致晶粒生长，正如SEM研究表明的那样。
在1000℃保持烧结条件1小时相组成可以通过烧结环境湿度的变 化来调节。增加水蒸气反应受到抑制。其它外部因素或添加剂加入到 胶体悬浮液不能显著改变石英片上薄膜已形成的结果。
光学显微镜，SEM和TEM表明石英片上的烧结薄膜具有与图5 和6(a)所描绘的相同的形态。在具有相反差的光学显微镜(×20)下，所 述薄膜显示由透明多晶组成，在采用放大倍数更高的SEM(×10K)时， 其表面形态具有高度多孔性的互相连通的圆形颗粒，如图5所示。这 些颗粒的平均尺寸依赖于烧结时间和温度。在大多数条件下平均尺寸 在0.2和1μm之间，颗粒尺寸随烧结时间和温度的增长而增长。一个 独立颗粒的截面TEM(图6(a))表明颗粒内出现了纳米孔。重要的是这 些孔随着暴露在电子束下时间的增加不发生改变，因此是本身固有的 而不是样品制备中产生的。大部分颗粒结构尺寸大约为5-10nm。这反 映出在石英片上干燥但未经烧结的薄膜在截面TEM显微照片观察到 的独立的颗粒尺寸，如图6(b)所示。
为研究颗粒聚集的变化，经过不同的老化时间后分析等分胶体悬 浮液的颗粒尺寸。图7表示的是24小时老化时间内发生的颗粒尺寸的 显著变化。开始的测量结果颗粒尺寸小于1μm，8小时后增加到10μm， 24小时后逐渐降低到大约1μm。这表明了具有最稳定结构尺寸在0.2- 1.0μm的细微沉淀的聚集情况。这样的聚集体随后的烧结可以解释石 英片上薄膜的基本形态和大块陶瓷的微孔性。
为了了解沉淀作为粉末烧结与作为石英片上薄膜烧结之间差别的 来源，将石英片上薄膜烧结1小时然后采用电子诱导的能量扩散X-射 线谱(EDX)分析作为石英界面之间距离函数的元素组成。硅的浓度随着 与界面距离的增加而减少；但是，没有化合物例如硅酸钙的XRD峰能 够被确认。这些结果表明Si从石英片上扩散在改进薄膜形态和晶体学 中所起的作用。
带有引入添加剂的mHA粉末分析
由反应式(1)胶体悬浮液加入选择性添加剂，在1000℃烧结制备的 粉末表现出独特的磷酸钙组成。硅作为添加剂在这样的温度范围内几 种可能的作用方式开始认为是，诸如对HA转化成后续化合物反应的 改进；HA和其被硅取代的后续产物晶体结构的改进；和伴随添加剂表 面扩散或添加剂引起的表面性质改变发生的形态变化。
这些可能通过陶瓷薄膜，粉末和大块材料的产生来评价，其中生 成条件或添加剂的加入会改变最终产物。决定制备条件改变的基础和 添加剂的选择根据采用数据库和化学热力学分析设备公司(FACT)的程 序的平衡或热力学计算来确定[23]。图8是计算得到的相图，Ca-P系 统作为温度倒数(K-1)和热空气中水的分压的函数。该图采用密闭化学 系统并且Gibbs生成自由能采用文献中大型数据库的数值。最稳定的 相计算出相边界位置的矩阵坐标。在1100℃以下低的水分压条件下HA 分解成β-TCP。α-TCP在约1100℃以上形成。这一预测与HA陶瓷的 高温晶体数据一致[24，25]。分解反应，相当于相图上最低的对角线， 可以被写成反应式(2)：
既然HA转化成TCP时会同时生成CaO和释放水，CaO和水的 活性变化会改变相界的位置。CaO活性逐渐减小时上对角线表示相 界。这种影响可以通过CaO与其它化合物如SiO2的化学结合来实现。 当存在SiO2时，形成的化合物是一种或多种硅酸钙。计算表明当CaO 与SiO2按反应式(3)结合时，温度范围为800-1100℃的分解边界与CaO 具有预期活性的大致相同：
然而最稳定的含磷的转化产物是β-TCP。这与常见的锰掺杂的HA基矿 物磷钙矿的自然形态β-Ca3(PO4)2一致[25]。以FACT数据库中的信息 为基础不能解释作为1000℃以下的转化产物的相与α-TCP类似的实验 结果，而不是所认为的当CaSiO3形成时β-TCP不能成核并且Si-TCP 变成一种亚稳的同素异形体。
应该注意到以化学热力学为基础任何改变CaO活性的反应都会 改变相图。氧化物，例如TiO2按反应式(4)反应只有一种产物，
因此它们的作用更容易预测。对硅进行同样的计算表明在水分压相同 时，Ti的相边界位于较低的温度。
图9是采用添加剂浓度1mol SiO2加入1mol mHA制备的粉末XRD 谱与石英片上薄膜类似。这个样品中，硅作为溶解在2-甲氧基乙醇中 的四丙基硅酸酯加入。光谱与JCPDS库相比并且得出HA和Si-TCP 混合物的结论。随后的实验说明相组成与添加剂是用2-甲氧基乙醇， 2，4-戊二酮或没有载体加入无关。图10表示的是在1000℃烧结1小时 的粉末的相组成作为硅含量函数，是由XRD确定的。从HA占多数到 一种新化合物(Si-TCP)占多数的相改变发生在相对摩尔比Si/mHA大约 为0.6的时候。当粉末变成陶瓷球时，转化稍微大一些。转化的特定程 度由制备条件决定，典型的Si-TCP∶HA范围是20∶80到80∶20。由于信 噪比增加和在粉末的θ-2θXRD谱上很明显作为2θ函数的背景的更多的 线性变化，粉末相组成确定的准确度也增加了。在摩尔比超过1∶1时 添加剂饱和非常明显，这说明硅总量的加入受到限制。图11(a)表示的 是从Si-mHA生成的球的晶体形态，与在石英片上的薄膜观察到的一 致。陶瓷包括圆形的，具有很高程度的位置固定的孔，内部互相连接 的平均尺寸为0.2-1.0μm的颗粒。改变化合物的制备条件能够形成由尺 寸范围0.1-2.0μm的颗粒组成的微孔结构。图11(b)表明Si-mHA材料 表现出明显的破骨细胞再吸收，与图11(c)所示的自然骨骼发生的情况 类似。
用Ti作添加剂制备的粉末的XRD谱也表明加入Ti后会发生转 化。然而，由于所形成TCP占优势的相是β-TCP，而它的转化程度取 决于添加剂所用的载体所以结果更加复杂。而且粉末研磨和生成过程 中转化为陶瓷小球程度会增加。实验结果总结在图13中。图13(a)和 13(b)分别表示没有载体的钛加入对粉末和陶瓷小球的影响。对于原始 粉末经研磨，加压和再烧结所形成的小球只能发生大的变化。当2Me 被用作载体时钛加入的影响类似或更弱(图13(c)和13(d))。每mol的 mHA加入大约0.5mol的TiO2的粉末只有当ACAC作为载体时才会发 生大的变化并且对经过再研磨的小球转化更有效，图13(e)的13(f)。特 别对于陶瓷小球来说，相组成中表现出大的β-TCP分数。Ti作为添加 剂制备出的小球的微结构表现出颗粒尺寸大约是0.3μm。
对Si和Ti添加剂的影响差别最简单的解释基于添加剂沉淀效应 的实验结果与观察到的粉末研磨后转化程度和小球形成的变化。在Si 基添加剂的情况下，沉淀程度基本不受载体的影响并且形成陶瓷小球 所发生的转化程度相对较小。与此相反，添加剂加入Ca-P胶体悬浮液 中(没有载体和2Me)，当有沉淀产生时Ti的加入失效。没有沉淀产生 时(ACAC为载体)，Ti添加剂才有影响并且粉末经研磨形成小球且随 后再烧结，转化程度更强。这说明HA转化成TCP要求添加剂和HA 之间紧密接触，可能通过胶体悬浮液内被添加物质沉淀的mHA颗粒或 添加物质在mHA颗粒表面吸附的表面功能化来进行。当添加剂和mHA 沉淀物作为各自分离的物质时，只能通过强的物理混合和热处理才能 发生转化。
为了比较起见，为了生成具有相同相组成和表面形态的陶瓷，用 同样商品粉末(表1)热处理制备参比物质。商品粉末作为纯化合物和与 选择的添加剂结合制成，添加剂或者用无机粉末或者用金属有机物质 作为载体加入。XRD表明商品HA(cHA)的转化确实发生了，但形成的 基本相是β-TCP。典型的相组成分布是73％的β-TCP，20％的α-TCP和 7％的HA。这些结果与反应式(2)和(3)的热力学预测的及图8中所表明 的相组成一致。同样重要的是用这些粉末制备的陶瓷表面的形态表现 出内部连接很少的锯齿状和破碎的表面形态(图14b)，颗粒尺寸比在胶 体基的mHA小球(图14a)所观察到的大一个数量级。微孔形态的证据 被限制在颗粒的表面区域。用这种方式制备的小球没有表现出被破骨 细胞再吸收的迹象。
引入添加剂的cHA粉末的固态化学表明转化行为是温度，湿度的 函数，添加剂与反应式(2)-(4)一致。特别是，如果添加剂采用物理混合 加入到cHA粉末，可以观察到化学热力学预测的β-TCP相。与之比较， 如果充分混合一种未沉淀的硅添加剂和Ca-P胶体，形成的相是Si- TCP。该相与热力学平衡预测的不同，但与Ca-P晶格中出现的Si密切 相关。为了采用FACT数据库预测转化成这种SkeliteTM化合物的相边 界，需要新的Gibbs自由能数值。
为了观察反应式(3)和(4)所预测反应产物的出现，SkeliteTM化合物 的产生和形成机制证实的研究采用评价添加剂在HA或TCP结构中位 置的技术来进行。
重要的是，硅作为添加剂的胶体基或混合的粉末组合物的XRD 谱中硅酸钙的峰没有得到确认。这表明在磷酸盐晶格中Si形成了扩散 的或取代的相。前人的工作[26，27]表明硅酸钙和β-TCP在高温下(＞1350 ℃)形成易混合的固体溶液，超出了组成的兴趣范围。以前实验中所报 道的XRD谱与α-TCP或本发明描述的SkeliteTM不符，由此表明这种化 合物的独特性。在本发明中，将商品CaSiO3与cHA或β-TCP粉末物理 混合(表1)，然后在氧化铝坩锅中空气条件下1250℃烧结8小时，结果 表明CaSiO3成核，生成了一种与SkeliteTM化合物(Si-TCP)(图15)一致 的晶体相。随反应温度的增加转化成SkeliteTM的程度增加。在1250℃ 和以上的温度，根据Si含量，粉末混合物表现出增强的形成熔融盐的 趋势因而消除了微孔结构。
比较SkeliteTM和α-TCP在2θCu＝30和2θCu＝31°之间XRD光谱中的 三个主要的峰，假设高斯理论峰形的宽度为0.225°，结果表明在来自于 晶格参数增加的Si-TCP(图16)中降低2θ的位移大约0.1°。这一巨大位 移的出现可以通过仔细检查XRD谱中HA峰出现的位置来证实。HA 峰在JCPDS库中所预测的0.01°差别范围内，2θCu＝31.8°，因此仪器的准 确度应当保证。如果Si4+(IR＝0.26对于CN＝4)取代在P5+(IR＝0.17 对于CN＝4)的位置上，α-TCP的XRD谱中的峰位将移向更低的2θ， 虽然影响不会太大因为晶格结构是由TCP中氧的多面体来决定的。硅 在胶体颗粒表面上被化学功能化的取代反应只有在1000℃才能发生的 事实表明取代动力学在低温度范围内是非常慢的。
核磁共振研究
在Si-mHA粉末上进行了魔术-角NMR研究。将cHA，α-和β- TCP，CaSiO3和SiO2以与出现在Si-mHA粉末中相同比例的相进行简 单的物理混合，比较两者的结果。对于Si-mHA，在任何测量条件下都 没有Si的信号。仔细比较在CaSiO3和无定形SiO2上所测得的信号， 将其用于规定灵敏度的低限，这样化合物或定位结构就能够测量了。 图17比较了Si-mHA与cHA与10％等量的CaSiO3和SiO2构成的简单 物理混合物的NMR谱，信号平均超过120000个脉冲。在Si-mHA中 没有任何的NMR信号出现表明Si在整个mHA的晶体结构中高度分 散，因此没有明显的确定位置或化合物能够被确定。
红外光谱研究
图18比较了烧结粉末(a)cHA，(b)mHA，和(c)Si-mHA的IR光 谱。在接近600cm-1的最低波数所发现的峰对表明出现了类似但不完全 相同的键。cHA和mHA粉末(没有添加剂)的光谱基本相同。硅的加入 导致P-O拉伸峰的大幅度变窄且位置从1048移到1065cm-1(图19)。
为了评价这些变化，研究了CaSiO3，CaO，SiO2和商品β-TCP的 IR光谱。CaSiO3光谱在717，563和434cm-1表现出一系列在Si-mHA 粉末的光谱中没有出现的特征峰。CaO光谱在463cm-1以下有一个强的 谱带序列，这在Si-mHA粉末的光谱中也没有观察到。SiO2光谱在 1104cm-1表现出一个非常强的，分辨很好的Si-O键的特征峰。Si-mHA 光谱的一个解释是Si-O键吸收发生在比纯SiO2更低的波数。P-O拉伸 的明显位移可以用Si-O增加来解释。既然硅和磷在元素周期表中彼此 相邻并且具有相近离子半径，所以Si-O和P-O峰发生在相近的位置是 合理的。P-O的峰位进一步位移的事实表明一种新的硅化合物， SkeliteTM形成了。
建立在IR分析上的硅取代结构模型是一种具有硅分子扩散到整 个晶格中类似-TCP和类似-HA物质的晶体晶格。这与NMR和XRD的 结果一致。P-O峰变窄说明结构中P-O键类型较窄分布的存在或与没 有引入添加剂的mHA相比晶体性的增加。
SkeliteTM化合物
细胞基的生物活性和在正常生理pH6.4到7.3不溶解特性之间的 重要关系是添加剂稳定的化合物和微孔形态的出现。该形态可以用平 均尺寸0.2-1.0μm的颗粒的烧结来解释。在生物介质中基本不溶解的在 低温采用硅作为引入添加剂的Si-TCP相的出现是不可预测的并且是由 在整个结构中取代Si的分布来诱导的。考虑到颗粒的基本结构是尺寸 范围大约是1到20nm的颗粒的聚集，硅添加剂的均一分散与各别颗粒 表面的功能化由硅溶胶穿过整个聚集体的渗透来保证。本发明的关键 在于确定了硅不诱发在来自HA分解的α-TCP相的形成，而是形成了 Si-TCP相，一种新的生物活性材料化合物，由硅取代在磷的位置。Si 诱导了Si-TCP化合物的事实如今可以通过磷酸钙系统的晶体学和与硅 取代进入Ca-P晶格中有关的缺陷化学来解释。本领域技术人员应该懂 得具有与本发明中描述的硅不同的离子半径，仍可取代进入Ca-P晶格 中的其它的添加剂，也包含在本发明的化合物中。因此本发明的化合 物不仅限于硅作为添加剂。
注意到“有效离子半径”被选择成为这些研究参考文献[34]中的 术语是很重要的。本发明提供的详细说明书中的离子半径反映的是配 位数为4，6或8的有效的离子半径。对于熟悉本领域的技术人员很明 显的是“离子晶体半径”也可用于本发明的实际，并因此被用于定义 这里描述的化合物及化合物的分子式同样的详细说明。表2中总结了 不同元素的有效离子半径和离子晶体半径。
当在HA的晶格中有Si取代时，Si4+(IR＝0.26对于CN＝4)的离 子半径表明Si4+能够进入到PO4四面体内P5+(IR＝0.17对于CN＝4)的 位置上，尽管它还可以包括Ca2+(IR＝1.0对于CN＝6)的位置。这两种 情况下的晶格张力和补偿缺陷会非常不同，并且共价影响会大大改变 结果。低温Si4+取代P5+的位置产生的张力较小并能很好的容纳共价 键。硅和氧的离子半径与硅在氧晶格上四面体配位所要求的一致。这 种取代要求形成单个正电荷缺陷来进行电荷补偿。一个明显的缺陷是 每两个硅离子有一个氧空位，虽然在一个已经形成的PO43-四面体内取 代氧-磷键所要求的能量很高。理论上来说，用具有合适的离子半径及 价数≥3的离子取代Ca2+位置也能够提供电荷补偿。这样的元素可以包 括Ce，La，Sc，Y和Zr。可能出现采用特殊元素的限制是由于作为生物材 料使用的特殊要求。
在形成的Si-TCP化合物中，组成分析表明Ca∶P比从大约1.67(HA) 下降到1.5(TCP)。这可能是由(1)钙从晶格上除去，或(2)其它磷或取代 磷的一种元素的引入造成的。晶格钙含量的降低理论上是通过分布在 结构内的硅酸钙的形成而发生的。然而，在NMR或IR结果中都没有 发现作为很好的确定化合物的硅酸钙的证据。因此，广泛的硅取代一 定是发生在晶格内形成大量Si-取代的P-O位置。
对于Ti4+(IR＝0.42对于CN＝4)的离子半径可能排除它取代P5+ 的位置，因此它必须在晶格内更加一般的空隙进入晶体。既然已经表 明钛在改变晶体结构生成稳定的TCP方面效果不好，这表明Si-TCP 相的成核作用与硅在磷位置上的取代密切相关。特别是，所观察到的 相实际上是一种Ca-P-Si化合物，具有与α-TCP类似但又不同于α-TCP 的晶体结构，而不是纯α-TCP，这一结果解决了关于新化合物降低的 溶解性与预测分解相图之间的矛盾。
Ca-P相图的晶体学曾经被广泛地研究过并且对磷灰石[28]，β- TCP[29，30]和α-TCP[31]进行了比较[12]。α和β-TCP[12，31]结构之间有 明显的差别，且在α-TCP，磷灰石和硅-磷酸钙化合物之间通过钾芒硝结 构[32]有同样明显的相似性。磷酸盐晶格的基本组成是PO43-四面体， 虽然这些结构在整个复杂晶格中会发生很大改变。例如，α-TCP中的 P-O距离从1.516变到1.568且O-P-O夹角从104.1变成115.2°[31]。 Si在这样位置的取代意味着对这样添加剂的一系列的环境变化。
根据Elliott[33]的研究，HA的空间基团具有三种类型垂直或柱状 对称性。具有被C-轴半晶轴的一半沿三重轴隔开的Ca2+离子列，所述 三重轴构成结构中的五分之二的Ca2+离子。这些离子被命名为Ca(1)。 Ca2+离子与PO43-四面体相连其中三个氧原子来自一列而第四个来自相 邻的列。结果形成一个Ca2+离子陷入在PO43-四面体中的三-维陷窝状结 构，和含有剩余钙离子的通道，Ca(2)，以及构成HA结构的离子例如 OH-。
α-TCP结构也含有平行于c-轴的Ca2+和PO43-离子列[28]。这个列 实际上是阴离子-阴离子列…CaCaCaCa…和阳离子-阴离子列… PO4CaPO4□PO4CaPO4□PO4CaPO4…其中□是一个空位[12]。这个空位 的出现可能有利于在PO43-四面体容纳取代Si4+所要求的P5+位置附近 产生O2-空位。这与出现在钾芒硝，K3Na(SO4)2中的阳离子-阴离子列 类似，除了空位是被K+离子所占据。钾芒硝与磷灰石结构之间存在强 烈的相似性[26]。磷灰石结构可以从α-TCP，用阴离子列(OH-或F-)代 替磷灰石晶胞角上的阳离子-阳离子列。α-TCP中残留的阳离子列变成 磷灰石中的Ca(1)离子列，而α-TCP中形成阳离子-阴离子列的PO43-和 Ca2+离子具有与磷灰石中PO43-和Ca(2)离子大致相同的位置。这个分析 的重要性在于钾芒硝结构与硅-钒钾铀矿，Ca5(PO4)2SiO4[30]和α- Ca2SiO4[31]有关。这与Ca2SiO4-Ca3(PO4)2系统在较高温度下形成以钾 芒硝结构为基础的连续固体溶液系列的报道[27]一致。
与此相反，HA和β-TCP结构之间不存在这样的相似性。β-TCP 结构是母体晶格Ba3(VO4)2的一种扭曲，具有与c-轴垂直的层。结构中 阳离子之间没有列的关系。由于Ca2+离子的尺寸，与母体晶格结构相 比，存在结构中PO4四面体数目的减少以及六面体晶胞中化学式单元 数目的减少。β-TCP晶胞中有两种类型的Ca位置：称为Ca(5)被全部 占据，而称为Ca(4)的特别阳离子位置只有一半被占据[12]。用 Mg2+(IR＝0.72对于CN＝6)掺杂的TCP，Mg首先在Ca(4)和Ca(5)位 置上随机分布，但随后只取代在Ca(5)的位置上。因为Mg2+小于 Ca2+(IR＝1.0对于CN＝6)，并且Ba3(VO4)2结构的最初的扭曲是由于 Ca2+小于Ba2+(IR＝1.35对于CN＝6)，β-TCP结构随着Mg2+的加入被稳 定而形成自然生成的矿物，磷钙矿[31]。的确Mg在高温下加入到β-TCP 倾向于稳定结构而进入α-TCP范围。在加入离子例如Ti4+的情况下， 增加很少的离子半径(IR＝0.61对于CN＝6)表明它也可以在Ca(5)阳离 子位置上被取代容纳，结果比Mg2+更不确定。既然电荷补偿缺陷是必 须的，Ca(4)位置上Ca2+空位的产生和稳定将服务于这一目的。因此一 旦TCP形成，取代的Ti会稳定β-TCP相。
本发明特征化的化合物的一个特征就是SkeliteTM结构只有当沉淀 物与添加剂之间发生密切接触时才能生成。当硅在相对较低的温度加 入已经形成和烧结过的粉末中时，形成的后-烧结相大多数是β-TCP。 在这种情况下硅的作用与前面对钛的描述类似，仅仅是在按反应式(3) 进行的HA分解反应中降低CaO的活性。在胶体粉末沉淀与一种添加 剂例如硅紧密相关时，表面活性将会很高并且强烈功能化的复合物将 会在溶液中和沉淀颗粒的界面上生成。通过烧结，一定范围的PO43- 和SiO44-四面体将会沿必要的氧空位建立。在这种情况下，钾芒硝基的 Si/P相的成核将会发生。这在以前被解释成α-TCP的形成，实际上是 一种具有自己溶解性和生物活性值的完全不同的化合物(Si-TCP)。因 此，晶体相组成，表面形态和体相形态来自于化学活性和原料沉淀的 聚集态，以及这种态控制的Si4+取代位置的程度。
虽然硅已经被最广泛地研究过并且是本发明优选的取代元素，很 明显本领域技术人员懂得任何一种能够进入和在整个磷酸钙晶格的晶 体结构中分布的并产生本发明化合物的添加剂都可以取代硅。因此本 发明的化合物不仅限于硅作为取代元素，而是也包括其它具有合适的 离子半径大约为0.1-0.4的合适的元素，例如；硼。还要了解的是除 了硅和硼以外的其它添加剂也可以出现在本发明的化合物中。这样的 元素也可以形成部分的Ca-P晶格其中这种元素和/或氧的含量用于平 衡添加剂引入化合物所要求的电荷补偿。这样的添加剂可以从Ce， La，Sc，Y和Zr中选择。
本领域技术人员还应该懂得本发明中的新化合物可以与一种磷酸 钙物质结合，例如羟基磷灰石钙，α-TCP，β-TCP，磷酸八钙，磷酸四 钙，磷酸二钙，氧化钙和其它类似物质。所形成的组合可以看作是一 种物理混合物或一种固体溶液。除此之外，其它添加剂例如高聚物和 微纤维也可加入本发明的化合物中以增加机械强度和硬度。这些添加 剂颗粒尺寸的选择应该使得能够与巨噬细胞作用通过吞噬作用被消 除。金属也能够与本发明的化合物结合形成复合结构。这种结构也包 含在本发明中。
总的来说，一种新的磷酸钙基的生物材料化合物被制备出来并被 确定。这种新的生物材料表现出两个突出特点：
(1)通过将添加剂，如硅，引入胶体沉淀，经烧结生成的具有稳 定磷酸钙相所构成的新化合物独特的组成。
(2)来自于胶体沉淀颗粒聚集和物质烧结所产生的内部相互连通 的颗粒陷窝状结构的特征的微孔形态。
通过大量的艰苦的分析实验和复杂的数据处理，可以表明这种稳 定的磷酸钙化合物是一种新的添加剂稳定的结构被称为SkeliteTM，可 以存在于与HA，α-TCP，β-TCP或其它合适的磷酸钙相的组合中。这 种新化合物被特征化：具有分子式为(Ca1-WAW)i[(P1-X-Y-ZBXCYDz)Oj]2， 其中A选自离子半径大约是0.4到1.1的元素中；B，C，和D选自 离子半径大约是0.1到0.4的元素中；w大于或等于0但小于1；x大 于或等于0但小于1；y大于或等于0但小于1；z大于或等于0但小 于1；x+y+z大于0但小于1；i大于或等于2但小于或等于4；j等于 4-δ，δ大于或等于0但小于或等于1。w和δ可以被选择用于提供出现 在本发明化合物中的元素的电荷补偿。
重要的制备步骤包括作为待选添加剂的硅与胶体悬浮液颗粒的充 分混合以保证反应物的定位获得。这与硅和磷离子半径的相似性结 合，产生了有利于硅在Ca-P晶格中磷位置上取代的环境并且发展成硅 -稳定的TCP结构。
在没有充分混合的情况下独特的组成不存在，因为在这种情况下 加入硅的作用仅仅是影响作为HA分解产物的CaO的活性。同样地， 使用由大离子构成的添加剂，例如钛，不能被晶格中磷位置所容纳因 此排除了重要的磷酸盐取代现象。在这两种情况下，所形成的产物可 能是β-TCP。
从SkeliteTM参与自然骨骼再造过程能力的观点来看，重大机遇在 于发展确实有生物活性的人造骨骼植入物和骨骼修复产品。
人造骨骼植入物的应用
构成本发明中新化合物全部或部分的人造骨骼植入物在矫形工业 中有许多应用。特别是用于创伤修复、再造手术、上颌面手术或上颌 牙手术的领域中。
用于治疗受损骨骼工业的黄金标准是自体固有的骨骼植入物，通 常指的是自体移植物。自体移植物的移植包括外科步骤，在这一过程 中健康的骨骼从病人骨架的其它部分取出修补骨骼受损部分。但是自 体移植物要求两次外科手术；一次是取出自体移植物，第二次是在受 损位置的再植入。这使得过程非常昂贵和耗时。其次随后病人在自体 移植物的获得位置出现慢性的疼痛是普遍现象。
另一种广泛用于的骨骼植入技术是使用同种移植物，指的是来自 另一个人或动物的组织的植入物。在这种情况下，骨骼从给体取得并 植入病人体内。同种移植物容易产生各种副作用。例如，采用不是人 体的动物的同种移植物带有交叉感染的可能性和免疫排斥。即使是人 体的同种移植物，比动物组织常用，也会将植入接受者暴露于排斥和 疾病可能性之下。
采用SkeliteTM消除了自体移植物移植过程中获得骨骼所带来的痛 苦和花费。而且，因为SkeliteTM产生于实验室且完全是人造的，消除 了感染和疾病的传播，同时也消除了病人免疫排斥的根源。
SkeliteTM满足了骨骼再造物质的不同的需要。它的立即刺激自然 骨骼生长的能力提供了稳定性和迅速的同化，同时人体正常的细胞基 的骨骼再造过程慢慢再吸收和用自然骨骼取代植入物。这消除了伴随 着目前人造植入物技术长期相容性和耐久性所产生的忧虑。
由SkeliteTM形成的产品包含各种结构用以满足特殊应用的要求。 例如，SkeliteTM基的产品可以被制成精细或粗糙的粉末，小球，三维 形状体，大孔结构，薄膜和涂层。除此之外，这些产品可能带有一种 同化的骨骼生长因子以加速短期复原。
SkeliteTM在大孔结构中的应用使得开放的多孔结构被用于新骨骼 组织同化的支架。大孔结构通过化合物在网状的高聚物上的涂层形 成，随后通过高温分解除去高聚物。大孔结构包括一种带有孔隙相互 连接的开放小室结构，孔的尺寸大约是50到1000微米。由于这种设 计，SkeliteTM是用于在缺陷位置植入的理想的骨骼替代品，所述缺陷 位置需要特殊的手段来鼓励新骨骼生长以连接主要的由于损伤或进行 外科手术所造成的组织缺损区。本申请人已经确定了两种临床使用这 种化合物的基本方法：直接植入和组织工程。
直接植入
最简单的方法是在骨骼受损位置直接植入SkeliteTM支架，在那里 生物材料化合物的生物活性刺激人体的自然骨骼的修复机制。一旦开 始的修复过程完成，SkeliteTM支架逐渐被作为人体顺序再造过程部分 的自然骨骼所取代。
SkeliteTM基产品的桥接形式，即：骨骼生长因子作为一种后-生产 过程或在手术时加入支架中是可能的。修复位置得到的生长因子加速 新骨骼生成的速率，因此改善病人的复原时间并降低总的治疗费用。
组织工程
组织工程应用为基础的概念就是采用一种已建立的骨髓吸入技术 从病人的骨架上转移骨细胞，然后仔细地将收集到的细胞(细胞种子) 用一种无菌的生物技术设备引入SkeliteTM支架的开放小室结构中。然 后培养细胞和支架使得细胞有机会繁殖并开始以新的矿物基质来填充 支架。几个星期后，生物植入物准备好植回病人体内。这种生物技术 骨骼生长法被称为“组织工程”，该技术用于提高外科医生重建骨架 严重受损区域的能力。一旦在修复位置成功地被同化，SkeliteTM植入 物紧接着被骨细胞的生物活性重新改造进入自然骨骼。
这种方法的一种改进是在细胞培养过程中只选择提取和生长特殊 称为Mesenchymal Stem Cells(MSCs)的前体细胞。为了使这些细胞在 生物过程中保持健康，它们需要与合适的物理载体连接。除此之外， 细胞的表现还受益于有机骨骼生长因子的加入。SkeliteTM是一种合适 的载体，因为它不仅可以使骨骼生长因子同化而且还能够与特殊的 MSCs连接。此外，随着植入和病人康复，SkeliteTM支架随后被改造进 入自然骨骼。
SkeliteTM在直接植入和组织工程中的应用比自然来源的骨骼植入 物质具有重要的优越性，并且SkeliteTM产品有取代自体移植过程，称 为矫形外科医生首选治疗方法的趋势。
由SkeliteTM物质形成的植入产品的重要优越性在于：
迅速刺激在植入位置上自然骨骼的生长，由此提供早期稳定性和完成 同化；
确保长期的生物相容性和功效；
作为生物活性支架在先进的组织工程应用中发挥作用；
消除了自体移植所要求的两次外科手术带来的昂贵费用和慢性疼痛；
消除了免疫排斥和感染传播的危险；
作为可以得到不同结构的产品，满足了各种矫形应用的需要；
允许使用生长因子可以进一步增加自然骨骼康复及随后的再改造过程 的速率；
提供了药物输送的缓释手段；
一旦治疗作用完成通过人体骨骼的重新改造自然消失。
药物载体应用
SkeliteTM生物材料也可用于为进一步加快骨骼康复和再造过程将 选择的药物加入所述化合物中。在这方面，已经加入到SkeliteTM基产 品的药物能够可预知地在植入位置释放，并由此在骨骼再生过程中有 所帮助。SkeliteTM生物材料也可设计成为合适药物的缓释载体。
加入SkeliteTM基产品的主要候选者是选择性的骨骼生长因子。这 些蛋白质已经被确认在骨组织生长和保持健康的过程中非常重要。特 别是，当被用在受损骨骼位置上时，自然骨骼生长增加了相应的总的 治疗效果改善。然而适合的载体系统要求能够输送有疗效的生化产品 到指定位置并且保证药物以合适的浓度定位释放。植入研究表明来自 SkeliteTM生物材料的产品适合用作药物载体。本领域技术人员应该懂 得其它有助于的骨骼康复的药物例如抗生素也可以加入到SkeliteTM化 合物中。
涂层应用
通过一种液体应用过程，SkeliteTM物质可以涂在矫形和牙科植入 物的表面以改善和促进自然骨骼固定以及改善植入物的长期稳定性。 厚度大约是0.1到10μm的涂层作用于带有病人本身组织的界面在外科 手术后几个星期之间促进自然骨骼的生长，然后一旦开始的康复过程 完成就逐渐被骨骼细胞的活性发展所代替。结果是在植入物和主体骨 骼之间非常强的结合。使用传统的磷酸钙植入物涂层的情况就不同 了，生物惰性涂层容易从金属基片上机械分离(分层)，导致潜在的灾难 性的植入失败。
由SkeliteTM物质形成的植入涂层的重要优越性在于：
在复原期间促进迅速的自然骨骼生长并通过人体顺序的再造过程被逐 渐代替；
消除了涂层作为长期-失败的潜在根源，且减小了病人经历复杂和昂贵 外科手术的危险；
减少了病人的复原时间以及相应的治疗费用；
使得植入物和病人自然骨骼之间有强烈的结合；
含有以液体应用步骤为基础的生产过程使得装置被完全覆盖，包括复 杂的表面几何形态。
实施例
实施例是用于说明的目的而不是限制本发明的范围。实施例举例 描述了提供SkeliteTM化合物的发明各方面，所述化合物具有独特物理 特性的添加剂稳定的结构并与自然骨组织完全相容。
在本发明中合成化学和有机化学所涉及的但不能清楚地描述的方 法以及实施例在科学文献中报道并为本领域技术人员所知。
实施例1 Ca-P胶体悬浮液(溶胶-凝胶)的制备
将4.72g Ca(NO3)2溶解于含有大约3mL 30％NH4OH的80mL DDH2O溶液中，制成硝酸钙溶液。同样，将1.38g NH4H2PO4溶解于含 有大约71mL 30％NH4OH的192mL DDH2O溶液中制成磷酸铵溶液。 最后溶液的pH值大约是11。将磷酸铵溶液滴加到硝酸钙溶液中形成 磷酸钙沉淀。反应完成后，溶液和沉淀被老化24小时。老化后，将240mL 含有沉淀的溶液以500rpm离心20分钟。不影响沉淀，将180mL上层 清液从瓶中倒出。沉淀通过一个轨道摇动器摇动瓶子一个小时被再次 悬浮。
所形成的Ca-P胶体悬浮液可以在进一步制备的不同过程中使 用。
实施例2 薄膜的制备
在透明的石英(无定形二氧化硅)基片上制备薄膜，基片用水和铬 酸洗涤，随后浸入实施例1的胶体悬浮液中涂敷。这一过程通过在计 算机控制的线型滑动片上抽吸升高基片来实现。升高的基片下降进入 胶体悬浮液中并马上以2mm/s的程序速度提升。浸入涂敷后，将基片 在室温下干燥并随后在程序化的炉中烧结1小时，温度范围是800到 1000℃。烧结成的薄膜是具有均一透明表面特征的多晶薄膜。薄膜的 厚度大约是0.5到1.0μm，颗粒尺寸在0.2到1.0μm数量级。
实施例3 没有引入添加剂的Ca-P粉末的制备
在实施例1的胶体悬浮液的生成和老化步骤后，将胶体通过离心 制成减少体积的阶段。所述沉淀在100℃干燥5小时并在开放的氧化铝 坩埚中空气下温度为1000℃烧结1小时。烧结物质用电动的研钵和研 棒(Retsch Model RM 100USA)机械打磨成精细粉末。
实施例4 硅作为引入添加剂的Ca-P粉末的制备
在实施例1的胶体悬浮液的生成和老化步骤后，将胶体通过离心 制成减少体积的阶段。为了保持胶体的溶胶特性，硅添加剂作为一种 溶胶-凝胶金属-有机的前体在一种有机载体上被引入。前体可以是四丙 基硅酸酯(Si(OC3H7)4或TPOS)或者是四乙基硅酸酯(Si(OC2H5)4或 TEOS)。添加剂的加入通过用一种前体载体例如2-甲氧基乙醇 (CH3OCH2CH2OH或2Me)或者2，4-戊二酮(CH3COCH2COCH3或ACAC) 产生的溶胶来完成。载体的作用是保证添加剂在加入到具有与Ca-P胶 体悬浮液相同pH值的水溶液中时不发生沉淀。这就保证了添加剂被均 匀地与胶体混合生成单一沉淀而不是两种不同的沉淀。添加剂的沉淀 在独立的实验中用水溶液来检测。对于硅化合物，采用2Me，ACAC 以及甚至不用载体的沉淀都很少。含有加入硅的沉淀在100℃干燥5 小时并在开放的氧化铝坩埚中空气下温度为1000℃烧结1小时。烧结 物质用电动的研钵和研棒(Retsch Model RM 100USA)机械打磨成精细 粉末。烧结陶瓷中添加剂的存在采用湿化学分析检测。
实施例5 钛作为引入添加剂的Ca-P粉末的制备
在实施例1的胶体悬浮液的生成和老化步骤后，将胶体通过离心 制成减少体积的阶段。为了保持胶体的溶胶特性，钛添加剂作为一种 溶胶-凝胶金属-有机的前体在一种有机载体上被引入。前体可以是正丙 醇钛(Ti(OC3H7)4)。添加剂的加入通过用一种前体载体例如2-甲氧基乙 醇(CH3OCH2CH2OH或2Me)或者2，4-戊二酮(CH3COCH2COCH3或 ACAC)产生的溶胶来完成。采用ACAC是因为它的特别强的配位作 用。添加剂的沉淀在独立的实验中用水溶液来检测。对于正丙醇钛， 采用2Me和不用载体都产生沉淀，采用ACAC则没有沉淀。含有加入 钛的沉淀在100℃干燥5小时并在开放的氧化铝坩埚中空气下温度为 1000℃烧结1小时。烧结物质用电动的研钵和研棒(Retsch Model RM 100USA)机械打磨成精细粉末。烧结陶瓷中添加剂的存在采用湿化学 分析检测。
实施例6 陶瓷小球的制备
陶瓷小球用根据实施例3，4或5方法制备的烧结粉末制成，采用 小量的浓缩胶体悬浮液混入烧结粉末中作为粘合剂。粉末用1× 108N/m2[15,000psi]的压力单轴方向压成小球。最终的小球在空气中 1000℃下被烧结1小时产生具有所需特性的陶瓷组分。经过加热制备， 小球的密度大约是1.5g/cm3，并且小球在整个结构中表现出均匀的微 孔性。
实施例7 大孔结构的制备
根据实施例3，4或5方法制备的烧结粉末用电动筛摇动器(Retsch Model AS200BASIC USA)筛过。收集具有颗粒尺寸为大约325目的粉 末，随后悬浮在水中形成浆液。所形成的聚氨酯泡沫的开放小室(网状 的)的片的内部和外部表面完全被浸入浆液中的泡沫所覆盖。然后干燥 浆液-覆盖的组分并在1000℃烧结1小时。经过加热处理，泡沫通过高 温分解从结构中除去。重要的是，最终陶瓷组分的形状复制了最初泡 沫的形状，其中包括开放小室的结构。
在制备这些组分的过程中，泡沫孔密度选择能够产生陶瓷中所要 求的孔径尺寸。一般制备的孔径尺寸是每英寸45到80个孔。泡沫涂 层被用来保证泡沫的完全覆盖而不阻塞小室。加热处理的持续时间和 温度选择能够保证泡沫的高温分解并且使得形成的大孔结构具有所需 的物理性质。
实施例8 带有相关药物试剂的药物载体的制剂
根据应用要求，实施例4的粉末或实施例7中的大孔结构采用环 氧乙烷或类似已获批准的医药设备消毒技术进行消毒。在一个层状的 流动通风橱中，根据剂量要求制备一种液体药物体积。在使用 BCSFTM(骨骼细胞激击因子)试剂时，要求在室温下冷冻干燥储存药物 的等分试样之前加入无菌的生理盐水(0.9％NaCl)。重新制备后，药物 与粉末或温和搅拌混合，或穿过大孔结构表面慢慢分散。
认识到生物陶瓷材料的自然的蛋白质活性，5分钟的时间会使药 物渗透和与粉末或大孔结构连接。在该阶段后，将所述制剂作为医疗 设备给病人直接用药或作为组织-工程支架使用。
当治疗使用粉末基的制剂时，悬浮液(粉末加连接的药物试剂)的 大部分体积经皮肤注入到所需的骨骼位置。
当治疗使用大孔结构时，需要外科手术的介入在骨骼位置植入装 置以影响随后的骨骼修复。
实施例9 商品参比物质
商品HA(cHA)，α-TCP和β-TCP，硅酸钙和二氧化硅物质列于表 1(下)被用作评价本发明内部制备的mHA和Si-mHA物质表现的分析技 术的参比标准。
实施例10 分析技术
薄膜的X-射线衍射(XRD)谱采用掠射角技术(GA-XRD)以入射角θ ＝2°得到，而粉末则采用传统的θ-2θ几何学来检测。光源是12kW的 Rigaku旋转阳极XRD发生器用Cr靶拟合来改善峰的分辨率。掠射角 几何大大降低了来自基片的贡献。为了与其它文献比较，所有光谱采 用下面的关系式：sin(θCu)＝(λCu/λCr)sin(θCr)，其中λCu＝1.54056和λCr ＝2.28970转化成Cu阳极的数据。相组成通过比较所得的光谱与 JCPDS标准数据库所确定的峰来决定[20]。与本研究特别有关的XRD 谱是HA(JCPDS#9-432)，α-TCP(JCPDS#9-348)，和β-TCP(JCPDS#9- 169)。下面收集了XRD数据，背景噪音被减去，峰的积分强度为区分 HA，α-TCP或β-TCP被计算出来。然后这些数值被用于确定相组成的 百分含量(±5％)。
光学显微镜，扫描电子显微镜(SEM，采用JEOL JSM840)和透射 电子显微镜(TEM，采用Philips CM20)被用于评价表面和体相形态。样 品的化学分析采用湿化学方法和中子活化分析进行。29Si宽-谱线核磁 共振(NMR)实验用Bruder NMR CXP 200MHz光谱仪以魔术角自旋方 式采用脉冲宽度5ms和脉冲延迟20s来完成。粉末的红外光谱(IR)采用 KBr小球使用BOMEN MB-120光谱仪来进行。大约2mg的样品与大 约200mg的KBr研磨并在10吨压力压入直径6mm的冲模中保持1分 钟生成分析用的均匀圆片。
Ca-P胶体在不同处理阶段的颗粒尺寸分析通过在不同角度观察 633nm的He-Ne激光散射得到。样品通过在溶液的pH值大于10的4mL 氨水(一份30％NH4OH与五份水混合)中加入10滴沉淀溶液来制备。来 自于这些悬浮液的结果对等量的样品可以重复并且能稳定一段时间。 在已知角度粉末的散射光谱用Lorentzian分布来拟合，并且采用标准 方法分析，所用的溶液粘度为8.9×104kgm-1s-1，折射指数为 1.3312[21，22]。
虽然优选的具体实施方案在这里进行了详细描述，熟悉本领域的 技术人将理解，在不背离附加的权利要求书所定义的本发明的范围 内，可以对本发明进行修改。
表2：不同元素有效离子半径和离子晶体半径的总结
数据来自：Shannon，R.D.，Acta Cryst.(1976)A32，751
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羟基磷灰石钙(Ca5(OH)(PO4)3或HA)是自然骨骼中最基本的无机 成分[9]，还可以有少量的其它元素存在[10]。羟基磷灰石钙只是许多 具有生物相容性的钙-磷(Ca-P)化合物中的一种。其它还包括磷酸八钙 [11]和两种形式的磷酸三钙(Ca3(PO4)2或α-TCP或/β-TCP)[12]。这些化 合物，特别是HA，可以表现出不同的Ca/P化学剂量比，变化范围从 1.55到2.2[13]。这种材料可以通过传统的高温制陶方法来制备[14]， 或通过低温水化学来制备[15，16]。大多数这种人造的材料表现出较好 的生物相容性，骨细胞能够容许它们的存在而没有有害的反应，并且 确实增加了骨沉积[17，18]。最近，磷酸钙被最广泛认可的医学应用就 是作为植入假体装置的涂层和由热喷涂或等离子体喷涂的使其生成骨 传导表面的组分。已经了解到在生物环境中稳定的Ca-P陶瓷通常是各 个化合物组成的混合物[19]。然而，尽管这些人造材料都具有骨骼生长 能力，但没有一种能主动参与自然骨骼再造的全过程。
在本申请人已公开的国际PCT申请WO94/26972中，细胞介入的 再吸收能够在石英基片上磷酸钙胶体悬浮液经高温生成的磷酸钙基的 薄膜上发生。当在体外使用时，作为破骨细胞活性的结果，这些陶瓷 薄膜表现出多种独立的通过它们表面的再吸收过程(陷窝)，没有证据表 明在培养介质中有溶解。这些陷窝的规则边缘与受到滋扰的边缘的大 小和形状密切相关，受到滋扰的边缘通常由破骨细胞产生，它被作为 保持体内自然再吸收骨骼矿物质所要求的局部低pH的手段。当有造骨 细胞存在时，在这些陶瓷上也发生矿化骨骼基质沉积的增长。
本申请人后来发表的国际PCT申请WO97/09286中的结果表明， 这些陶瓷薄膜一般有两种特性：(1)Ca-P混合物的组成是大约33％的 HA和大约67％的硅稳定的磷酸钙，(2)具有独特的形态。重要的是， Ca-P胶体采用1000℃的加热生成的是HA粉末，而在石英上形成的同 样的胶体悬浮液则具有HA与硅稳定的磷酸钙组分的混合。薄膜的能 量分散X-射线分析表明涂层中出现了硅，而且吸收透射电子显微镜表 明具有多孔的物理结构。
从开发能够造骨并且参与体内自然细胞基的再造过程的人造骨骼 移植的临床重要性的观点来看，重点应集中于引入添加剂的作用，例 如在磷酸钙基的生物材料化合物的形成过程中的硅能够在破骨细胞和 造骨细胞活性的帮助下被吸收和再造进入自然骨骼中。由于所述化合 物只能用制备方法来特征化，因此，除多微孔物理结构外，能够用化 学方法来特征化就显得十分重要。特别是区分所述稳定化合物特定的 分子和化学结构有助于了解为什么所述新化合物在影响骨架结构的生 物条件下能够很好地工作。所述化合物分子和化学特性还能够为发展 该化合物在几种不同类型的与骨骼有关的临床条件下的其它应用提供 依据。另外，这也能够为设计用于特定的体内，体外，离体的用途而 进一步改变化合物的化学结构。
本申请人以前发表的工作WO94/26972和WO97/09286中曾经指 出将HA转化成稳定的α-TCP相。令人惊奇的是，在从分子角度上难 以描述化合物的详细特性的过程中，发现所形成的稳定的化合物实际 上是本发明所描述的一种全新的化合物，被称作SkeliteTM。
发明概述
稳定的磷酸钙基薄膜和大块陶瓷已经被制造出来，并且直到现在 它们的物理和化学结构才被确定。所述生物材料化合物通过高温处理 生成微细沉淀物来制备，所述沉淀物由胶体悬浮液形成并且用一种具 有合适尺寸的离子半径能够取代Ca-P晶格的添加剂来稳定。所述化合 物通常与羟基磷灰石钙共存且本身是一种新的稳定的磷酸钙化合物， 具有直径大约为0.2-1.0微米以内部连通为基础的微孔形态的颗粒。所 述化合物在生物介质中基本不溶解，但当与造骨细胞作用时能够被再 吸收。它还能够由破骨细胞促进有机骨骼基质的沉积并且在骨骼再造 的自然过程中通过破骨细胞和造骨细胞的活性可以被吸收进入自然骨 骼中。化合物采用X-射线衍射，红外光谱，核磁共振谱，和光散射颗 粒分析已经被广泛的研究。结果表明在烧结过程中通过取代反应产生 了化合物的特性，在高化学反应性的条件下稳定元素例如硅进入磷酸 钙晶格。晶体特征通过磷灰石结构的钾芒硝形式联系在一起。
根据本发明一方面，提供一种生物材料化合物，含有钙、氧和磷， 其中至少一种元素可以被一种离子半径大约是0.1到1.1的元素所代 替。
根据本发明的另一方面，提供分子式为(Ca1-WAW)i[(P1-X-Y-Z BXCYDz)Oj]2的生物材料化合物；其中A从离子半径大约是0.4到1.1 的元素中选择；B，C，和D从离子半径大约是0.1到0.4的元素中选 择；w大于或等于0但小于1；x大于或等于0但小于1；y大于或等 于0但小于1；z大于或等于0但小于1；x+y+z大于0但小于1；i大 于或等于2但小于或等于4；j等于4-δ，δ大于或等于0但小于或等于 1。
本发明的特殊的化合物包括但不仅限于Ca3(P0.750Si0.25O3.875)2和 Ca3(P0.9375Si0.0625O3.96875)2。
对于本发明中化合物特定分子和化学性质的了解使得能够开发化 合物在各种与骨骼相关的临床条件下的几种用途。这些应用可能包括 矫形，上颌面和上颌牙方面的应用，其中化合物以精细或粗糙的粉末， 小球，三维形状体，大孔结构，薄膜和涂层的形式存在。
本发明的另一方面是用生物材料化合物在人和动物主体的骨骼手 术位置取代自然骨骼的一种方法，所述化合物含有钙、氧和磷，其中 至少一种元素可以被一种离子半径大约是0.1到1.1的元素所代替。 所述方法包括将生物材料化合物植入骨骼手术位置的步骤，这种植入 促进了在生物材料化合物与主体之间的界面新的骨骼组织的形成，生 物材料化合物主要通过破骨细胞活性逐渐消除，并且被消除的生物材 料化合物的这一部分被由造骨细胞活性所生成的新的骨骼组织取代， 这种逐渐消除和取代在自然骨骼再造过程中是本身固有的。
本发明的另一方面是采用生物材料化合物在人和动物主体修复大 的骨骼间隙和外伤或手术引起的非均一骨折的方法，所述化合物含有 钙、氧和磷，其中至少一种元素可以被一种离子半径大约是0.1到1.1 的元素所代替。所述方法包括将生物材料化合物植入骨骼间隙和外伤 或手术引起的非均一骨折位置的步骤，这种植入促进了在生物材料化 合物与主体的界面之间新的骨骼组织的形成，生物材料化合物主要通 过破骨细胞活性逐渐消除，并且被消除的生物材料化合物的这一部分 被由造骨细胞活性所生成的新的骨骼组织取代，这种逐渐消除和取代 在自然骨骼再造过程中是本身固有的。
本发明的还有一方面是采用生物材料化合物在人和动物主体内帮 助将植入的假体固定到骨骼位置上并且保持假体长期稳定的方法，所 述化合物含有钙，氧和磷，其中至少一种元素可以被一种离子半径大 约是0.1到1.1的元素所代替。所述方法包括用生物材料化合物涂抹 所选择的植入假体的区域，带有涂层的假体植入骨架位置的步骤，这 种植入促进了在生物材料化合物与主体之间的界面新的骨骼组织的形 成，并生成稳定的主体骨骼与涂层界面骨骼，随后涂层主要通过破骨 细胞活性逐渐除去，这样涂层逐渐变小，并且被消除的生物材料化合 物的这一部分被由进一步生成的新的骨骼组织取代在主体骨骼与假体 之间产生稳定的界面骨骼。
本发明的还有一方面是采用生物材料化合物在人和动物主体内为 骨骼取代提供组织工程支架的方法，所述化合物含有钙，氧和磷，其 中至少一种元素可以被一种离子半径大约是0.1到1.1的元素所代 替。所述方法包括作为大孔结构的生物材料化合物的形成步骤，所述 大孔结构包括一种带有内部相互连通的孔隙的开放小室结构，成熟的 和/或骨骼细胞前体与大孔结构的结合，并使小室穿透结构以在结构之 间发展新矿化基质。
对本发明中新化合物结构的了解也使得该化合物可以作为不同药 剂的载体，其中包括并不仅限于骨骼生长因子和其它影响骨骼生长和 再造的试剂。
本发明的还有一方面是采用生物材料化合物在人和动物主体内将 药物试剂传送到骨骼手术位置的方法，所述化合物含有钙，氧和磷， 其中至少一种元素可以被一种离子半径大约是0.1到1.1的元素所代 替。所述方法包括以下步骤，将药物试剂与生物材料化合物结合，将 结合了生物材料化合物的药物试剂运用到骨骼手术位置上，这种应用 会产生药物试剂的受控局部释放。
所述生物材料化合物可以与添加剂结合，例如那些为产生特殊应 用的额外功能增加化合物机械强度和硬度的添加剂。所述生物材料化 合物可以与不同的磷酸钙材料结合，例如：羟基磷灰石钙、α-TCP、 β-TCP、磷酸八钙、磷酸四钙、磷酸二钙及氧化钙，它们或是物理混合 物或是固体溶液。
所述生物材料化合物具有明显的微孔和纳孔结构以及既类似又不 同于α-TCP的晶体结构。该新化合物表现出单斜准菱形对称性，位于 单斜空间点群P21/a中。而且新化合物可以有一部分磷被一种具有合适 离子半径的元素所取代。
对所述生物材料化合物的化学式及它在生物环境中的生物活性和 稳定性的了解使其可以用于体内各种与骨骼有关的临床条件下的治 疗。特别是，所述化合物可用于受疾病，骨折，或生长影响的自然骨 骼的修复和再生。
附图的简要说明
可以通过对附图的说明更进一步地了解本发明：
图1是由Ca-P胶体不加添加剂并在1000℃烧结制备的粉末的X- 射线衍射谱(XRD)(θ-2θ)。
图2是1000℃烧结在石英上的Ca-P胶体薄膜的掠射角XRD谱。
图3是说明烧结温度对薄膜相组成影响的GA-XRD谱；
图4是说明烧结时间对薄膜相组成影响的GA-XRD谱；
图5是表明1000℃烧结在石英上的Ca-P胶体薄膜表面形态的 SEM显微照片；
图6是石英上的Ca-P薄膜的截面TEM，(a)1000℃烧结薄膜(b)未 经烧结的薄膜；
图7表示的是Ca-P胶体平均聚集尺寸与胶体老化时间的函数关 系，尺寸采用光散射颗粒分析确定；
图8表示的是说明CaO活性对HA和TCP相对稳定性影响的计算 的优势面积曲线；
图9由硅作为添加剂的Ca-P胶体制备出的的粉末的θ2θXRD谱。 大约的相比例：33±5％的HA和67±5％的Si-TCP；
图10是硅含量对Si-mHA粉末相组成的影响，通过θ2θX-射线衍 射确定；
图11是表明Si-mHA陶瓷小球表面形态特征的SEM显微照片。 Si-mHA小球能被特定的破骨细胞活性以与自然骨骼相类似的方式再 吸收。(a)Si-mHA陶瓷小球表面形态；(b)Si-mHA陶瓷小球表面的破骨 细胞陷窝；和11(c)自然骨骼表面的破骨细胞陷窝；
图12由钛作为添加剂的Ca-P胶体制备出的粉末的θ2θXRD谱。
图13是加入Ti对mHA相组成的影响；(a)没有载体(粉末)，b)没 有载体(陶瓷小球)，(c)2Me(粉末)，(d)2Me(陶瓷小球)(e)ACAC(粉末)， 和(f)ACAC(陶瓷小球)；
图14是比较由Ca-P胶体制备出的Si-mHA小球微结构与由商购 物制备的物质的SEM显微照片。(a)由TPOS作为添加剂的Si-mHA； (b)cHA与TPOS物理混合物。
图15是在1250℃烧结8小时的25％CaSiO3与75％β-TCP物理混 合物的XRD谱；
图16是Si-mHA粉末的高分辨XRD谱；
图17是比较Si-mHA与商品参比物质的NMR谱；(a)商品CaSiO3 与SiO2混合物粉末；(b)Si-mHA粉末；
图18是1000℃烧结的粉末的IR光谱：(a)cHA，(b)mHA，和 (c)Si-mHA；
图19是说明硅含量对P-O伸展的影响的IR光谱的总结。
在这些图中，优选的具体实施方案用实施例说明。应该了解的是 说明书和附图仅仅为了说明和帮助理解，并不作为本发明的限制。
优选的具体实施方案的详细描述
本申请人发明了提供稳定磷酸钙人造生物材料化合物的方法，所 述化合物全部生物相容且具有与支撑骨骼细胞活性一致的表面形态。 这与本申请人同时待审的PCT申请WO97/09286的方法一致，它在本 发明中作为参考文献并入。随后的实施例描述制备本发明化合物优选 的具体实施方案。
由于它们在体外和体内系统中的生物活性本质，本发明的化合物 指的是生物材料化合物。生物活性指的是生物材料化合物支持破骨细 胞和造骨细胞活性的能力以及由于这些细胞活性被自然骨骼吸收的能 力。虽然所述化合物以其制备方法和表面形态来特征化，但分子结构 是未知的且不能确定。然而为了更好地了解所述化合物的性质及该化 合物为何能与破骨细胞和造骨细胞活性很好地相适应的原因，进一步 用化学结构来特征化所述化合物是很重要的。对化合物的化学结构的 了解还可以为在某些临床条件下的治疗用途对化合物进行改进。
正如在WO97/09286所描述的，一直认为所述化合物是硅稳定的 α-TCP。但是，经过长期困难和冗长乏味的分析，惊奇地发现实际上 所述化合物是全新的以前没有确定的化合物，在本发明中被称为 SkeliteTM。硅作为引入添加剂形成的SkeliteTM化合物被称为Si-TCP。 确定该新化合物化学式非常困难的一个原因是Ca-P化合物的复杂性和 大结构，例如，HA以及在烧结过程中会发生相转变。在经过长期的对 采用与WO94/26872和WO97/09286中描述一致的引入添加剂的方法制 备的各种Ca-P粉末，薄膜和小球的分析，才实现并发展了所述化合物 的化学鉴定。与申请人的国际申请WO97/09286公布的一致，对由不 同组成和热合成路线制备的样品进行了标准XRD分析。结果开始认为 与结论一致，所述材料是α-TCP和HA的混合物，并且由FACT数据 库[23]预计的硅酸钙在晶界上以玻璃相存在。由于JCPDS库中没有 SkeliteTM，而且采用标准XRD技术确定的峰位置表明是α-TCP， SkeliteTM的确定是不可预见的。另外，在如此低的温度人们不可能发 现取代的发生。一种复杂的和不明显的分析技术的组合被成功地用于 鉴定和特征化所述新化合物。下面这些研究描述了确定新化合物的特 点，一种添加剂稳定的磷酸钙化合物，SkeliteTM。
为了清楚起见，对本发明中所指的几种物质作如下定义。商品物 质cHA指的是商品羟基磷灰石钙(HA)，硅酸钙指的是CaSiO3，硅石指 的是SiO2。本发明制备的物质mHA指的是微孔羟基磷灰石钙(HA)， Si-mHA指的是Si-TCP加上mHA。这些物质进一步在表1中说明。
纯mHA粉末(没有引入添加剂)的分析
应用反应式(1)和其它类似的反应，可以在氨水中pH大于10的条 件下制备出精细的HA胶体沉淀。
5Ca(NO3)2+3NH4H2PO4+7NH4OH→Ca5(OH)(PO4)3+10NH4NO3+6H2O(1)
图1是由反应式(1)胶体悬浮液不加引入添加剂并在1000℃烧结 制备的粉末HA(JCPDS库#9-432)。烧结后经适度研磨，烧结粉末的 颗粒尺寸用SEM确定为大约1微米。
石英基片上薄膜的分析
图2是石英片上具有晶体结构的薄膜，它比同样条件下烧结的粉 末更复杂。所述结构有两个主要的相，HA和Si-TCP，其中Si-TCP类 似，但与α-TCP(JCPDS库#9-348)晶体不同。XRD谱中的所有峰归属 于HA或Si-TCP，并且没有其它相(例如β-TCP或磷酸八钙)的特征峰 分布能够与背景区分开。
图3表示的是随烧结温度的增加，薄膜组成改变。当薄膜在800 ℃烧结1小时薄膜组成为94％的HA和6％的Si-TCP；900℃时是62％ 的HA和38％的Si-TCP的混合物；1000℃时的组成为33％的HA和67％ 的Si-TCP。组成变化和薄膜形态作为烧结时间的函数由石英片上薄膜 在保持一系列温度的炉中保留时间变化来评价。计算机控制系统使得 升温速率和温度保持可以确定。图4表示的是一个1小时保留时间后 观察到的产生同样平衡相组成的五分钟的保留时间。保留时间的增加 导致晶粒生长，正如SEM研究表明的那样。
在1000℃保持烧结条件1小时相组成可以通过烧结环境湿度的变 化来调节。增加水蒸气反应受到抑制。其它外部因素或添加剂加入到 胶体悬浮液不能显著改变石英片上薄膜已形成的结果。
光学显微镜，SEM和TEM表明石英片上的烧结薄膜具有与图5 和6(a)所描绘的相同的形态。在具有相反差的光学显微镜(×20)下，所 述薄膜显示由透明多晶组成，在采用放大倍数更高的SEM(×10K)时， 其表面形态具有高度多孔性的互相连通的圆形颗粒，如图5所示。这 些颗粒的平均尺寸依赖于烧结时间和温度。在大多数条件下平均尺寸 在0.2和1μm之间，颗粒尺寸随烧结时间和温度的增长而增长。一个 独立颗粒的截面TEM(图6(a))表明颗粒内出现了纳米孔。重要的是这 些孔随着暴露在电子束下时间的增加不发生改变，因此是本身固有的 而不是样品制备中产生的。大部分颗粒结构尺寸大约为5-10nm。这反 映出在石英片上干燥但未经烧结的薄膜在截面TEM显微照片观察到 的独立的颗粒尺寸，如图6(b)所示。
为研究颗粒聚集的变化，经过不同的老化时间后分析等分胶体悬 浮液的颗粒尺寸。图7表示的是24小时老化时间内发生的颗粒尺寸的 显著变化。开始的测量结果颗粒尺寸小于1μm，8小时后增加到10μm， 24小时后逐渐降低到大约1μm。这表明了具有最稳定结构尺寸在0.2- 1.0μm的细微沉淀的聚集情况。这样的聚集体随后的烧结可以解释石 英片上薄膜的基本形态和大块陶瓷的微孔性。
为了了解沉淀作为粉末烧结与作为石英片上薄膜烧结之间差别的 来源，将石英片上薄膜烧结1小时然后采用电子诱导的能量扩散X-射 线谱(EDX)分析作为石英界面之间距离函数的元素组成。硅的浓度随着 与界面距离的增加而减少；但是，没有化合物例如硅酸钙的XRD峰能 够被确认。这些结果表明Si从石英片上扩散在改进薄膜形态和晶体学 中所起的作用。
带有引入添加剂的mHA粉末分析
由反应式(1)胶体悬浮液加入选择性添加剂，在1000℃烧结制备的 粉末表现出独特的磷酸钙组成。硅作为添加剂在这样的温度范围内几 种可能的作用方式开始认为是，诸如对HA转化成后续化合物反应的 改进；HA和其被硅取代的后续产物晶体结构的改进；和伴随添加剂表 面扩散或添加剂引起的表面性质改变发生的形态变化。
这些可能通过陶瓷薄膜，粉末和大块材料的产生来评价，其中生 成条件或添加剂的加入会改变最终产物。决定制备条件改变的基础和 添加剂的选择根据采用数据库和化学热力学分析设备公司(FACT)的程 序的平衡或热力学计算来确定[23]。图8是计算得到的相图，Ca-P系 统作为温度倒数(K-1)和热空气中水的分压的函数。该图采用密闭化学 系统并且Gibbs生成自由能采用文献中大型数据库的数值。最稳定的 相计算出相边界位置的矩阵坐标。在1100℃以下低的水分压条件下HA 分解成β-TCP。α-TCP在约1100℃以上形成。这一预测与HA陶瓷的 高温晶体数据一致[24，25]。分解反应，相当于相图上最低的对角线， 可以被写成反应式(2)：
既然HA转化成TCP时会同时生成CaO和释放水，CaO和水的 活性变化会改变相界的位置。CaO活性逐渐减小时上对角线表示相 界。这种影响可以通过CaO与其它化合物如SiO2的化学结合来实现。 当存在SiO2时，形成的化合物是一种或多种硅酸钙。计算表明当CaO 与SiO2按反应式(3)结合时，温度范围为800-1100℃的分解边界与CaO 具有预期活性的大致相同：
然而最稳定的含磷的转化产物是β-TCP。这与常见的锰掺杂的HA基矿 物磷钙矿的自然形态β-Ca3(PO4)2一致[25]。以FACT数据库中的信息 为基础不能解释作为1000℃以下的转化产物的相与α-TCP类似的实验 结果，而不是所认为的当CaSiO3形成时β-TCP不能成核并且Si-TCP 变成一种亚稳的同素异形体。
应该注意到以化学热力学为基础任何改变CaO活性的反应都会 改变相图。氧化物，例如TiO2按反应式(4)反应只有一种产物，
因此它们的作用更容易预测。对硅进行同样的计算表明在水分压相同 时，Ti的相边界位于较低的温度。
图9是采用添加剂浓度1mol SiO2加入1mol mHA制备的粉末XRD 谱与石英片上薄膜类似。这个样品中，硅作为溶解在2-甲氧基乙醇中 的四丙基硅酸酯加入。光谱与JCPDS库相比并且得出HA和Si-TCP 混合物的结论。随后的实验说明相组成与添加剂是用2-甲氧基乙醇， 2，4-戊二酮或没有载体加入无关。图10表示的是在1000℃烧结1小时 的粉末的相组成作为硅含量函数，是由XRD确定的。从HA占多数到 一种新化合物(Si-TCP)占多数的相改变发生在相对摩尔比Si/mHA大约 为0.6的时候。当粉末变成陶瓷球时，转化稍微大一些。转化的特定程 度由制备条件决定，典型的Si-TCP∶HA范围是20∶80到80∶20。由于信 噪比增加和在粉末的θ-2θXRD谱上很明显作为2θ函数的背景的更多的 线性变化，粉末相组成确定的准确度也增加了。在摩尔比超过1∶1时 添加剂饱和非常明显，这说明硅总量的加入受到限制。图11(a)表示的 是从Si-mHA生成的球的晶体形态，与在石英片上的薄膜观察到的一 致。陶瓷包括圆形的，具有很高程度的位置固定的孔，内部互相连接 的平均尺寸为0.2-1.0μm的颗粒。改变化合物的制备条件能够形成由尺 寸范围0.1-2.0μm的颗粒组成的微孔结构。图11(b)表明Si-mHA材料 表现出明显的破骨细胞再吸收，与图11(c)所示的自然骨骼发生的情况 类似。
用Ti作添加剂制备的粉末的XRD谱也表明加入Ti后会发生转 化。然而，由于所形成TCP占优势的相是β-TCP，而它的转化程度取 决于添加剂所用的载体所以结果更加复杂。而且粉末研磨和生成过程 中转化为陶瓷小球程度会增加。实验结果总结在图13中。图13(a)和 13(b)分别表示没有载体的钛加入对粉末和陶瓷小球的影响。对于原始 粉末经研磨，加压和再烧结所形成的小球只能发生大的变化。当2Me 被用作载体时钛加入的影响类似或更弱(图13(c)和13(d))。每mol的 mHA加入大约0.5mol的TiO2的粉末只有当ACAC作为载体时才会发 生大的变化并且对经过再研磨的小球转化更有效，图13(e)的13(f)。特 别对于陶瓷小球来说，相组成中表现出大的β-TCP分数。Ti作为添加 剂制备出的小球的微结构表现出颗粒尺寸大约是0.3μm。
对Si和Ti添加剂的影响差别最简单的解释基于添加剂沉淀效应 的实验结果与观察到的粉末研磨后转化程度和小球形成的变化。在Si 基添加剂的情况下，沉淀程度基本不受载体的影响并且形成陶瓷小球 所发生的转化程度相对较小。与此相反，添加剂加入Ca-P胶体悬浮液 中(没有载体和2Me)，当有沉淀产生时Ti的加入失效。没有沉淀产生 时(ACAC为载体)，Ti添加剂才有影响并且粉末经研磨形成小球且随 后再烧结，转化程度更强。这说明HA转化成TCP要求添加剂和HA 之间紧密接触，可能通过胶体悬浮液内被添加物质沉淀的mHA颗粒或 添加物质在mHA颗粒表面吸附的表面功能化来进行。当添加剂和mHA 沉淀物作为各自分离的物质时，只能通过强的物理混合和热处理才能 发生转化。
为了比较起见，为了生成具有相同相组成和表面形态的陶瓷，用 同样商品粉末(表1)热处理制备参比物质。商品粉末作为纯化合物和与 选择的添加剂结合制成，添加剂或者用无机粉末或者用金属有机物质 作为载体加入。XRD表明商品HA(cHA)的转化确实发生了，但形成的 基本相是β-TCP。典型的相组成分布是73％的β-TCP，20％的α-TCP和 7％的HA。这些结果与反应式(2)和(3)的热力学预测的及图8中所表明 的相组成一致。同样重要的是用这些粉末制备的陶瓷表面的形态表现 出内部连接很少的锯齿状和破碎的表面形态(图14b)，颗粒尺寸比在胶 体基的mHA小球(图14a)所观察到的大一个数量级。微孔形态的证据 被限制在颗粒的表面区域。用这种方式制备的小球没有表现出被破骨 细胞再吸收的迹象。
引入添加剂的cHA粉末的固态化学表明转化行为是温度，湿度的 函数，添加剂与反应式(2)-(4)一致。特别是，如果添加剂采用物理混合 加入到cHA粉末，可以观察到化学热力学预测的β-TCP相。与之比较， 如果充分混合一种未沉淀的硅添加剂和Ca-P胶体，形成的相是Si- TCP。该相与热力学平衡预测的不同，但与Ca-P晶格中出现的Si密切 相关。为了采用FACT数据库预测转化成这种SkeliteTM化合物的相边 界，需要新的Gibbs自由能数值。
为了观察反应式(3)和(4)所预测反应产物的出现，SkeliteTM化合物 的产生和形成机制证实的研究采用评价添加剂在HA或TCP结构中位 置的技术来进行。
重要的是，硅作为添加剂的胶体基或混合的粉末组合物的XRD 谱中硅酸钙的峰没有得到确认。这表明在磷酸盐晶格中Si形成了扩散 的或取代的相。前人的工作[26，27]表明硅酸钙和β-TCP在高温下(＞1350 ℃)形成易混合的固体溶液，超出了组成的兴趣范围。以前实验中所报 道的XRD谱与α-TCP或本发明描述的SkeliteTM不符，由此表明这种化 合物的独特性。在本发明中，将商品CaSiO3与cHA或β-TCP粉末物理 混合(表1)，然后在氧化铝坩锅中空气条件下1250℃烧结8小时，结果 表明CaSiO3成核，生成了一种与SkeliteTM化合物(Si-TCP)(图15)一致 的晶体相。随反应温度的增加转化成SkeliteTM的程度增加。在1250℃ 和以上的温度，根据Si含量，粉末混合物表现出增强的形成熔融盐的 趋势因而消除了微孔结构。
比较SkeliteTM和α-TCP在2θCu＝30和2θCu＝31°之间XRD光谱中的 三个主要的峰，假设高斯理论峰形的宽度为0.225°，结果表明在来自于 晶格参数增加的Si-TCP(图16)中降低2θ的位移大约0.1°。这一巨大位 移的出现可以通过仔细检查XRD谱中HA峰出现的位置来证实。HA 峰在JCPDS库中所预测的0.01°差别范围内，2θCu＝31.8°，因此仪器的准 确度应当保证。如果Si4+(IR＝0.26对于CN＝4)取代在P5+(IR＝0.17 对于CN＝4)的位置上，α-TCP的XRD谱中的峰位将移向更低的2θ， 虽然影响不会太大因为晶格结构是由TCP中氧的多面体来决定的。硅 在胶体颗粒表面上被化学功能化的取代反应只有在1000℃才能发生的 事实表明取代动力学在低温度范围内是非常慢的。
核磁共振研究
在Si-mHA粉末上进行了魔术-角NMR研究。将cHA，α-和β- TCP，CaSiO3和SiO2以与出现在Si-mHA粉末中相同比例的相进行简 单的物理混合，比较两者的结果。对于Si-mHA，在任何测量条件下都 没有Si的信号。仔细比较在CaSiO3和无定形SiO2上所测得的信号， 将其用于规定灵敏度的低限，这样化合物或定位结构就能够测量了。 图17比较了Si-mHA与cHA与10％等量的CaSiO3和SiO2构成的简单 物理混合物的NMR谱，信号平均超过120000个脉冲。在Si-mHA中 没有任何的NMR信号出现表明Si在整个mHA的晶体结构中高度分 散，因此没有明显的确定位置或化合物能够被确定。
红外光谱研究
图18比较了烧结粉末(a)cHA，(b)mHA，和(c)Si-mHA的IR光 谱。在接近600cm-1的最低波数所发现的峰对表明出现了类似但不完全 相同的键。cHA和mHA粉末(没有添加剂)的光谱基本相同。硅的加入 导致P-O拉伸峰的大幅度变窄且位置从1048移到1065cm-1(图19)。
为了评价这些变化，研究了CaSiO3，CaO，SiO2和商品β-TCP的 IR光谱。CaSiO3光谱在717，563和434cm-1表现出一系列在Si-mHA 粉末的光谱中没有出现的特征峰。CaO光谱在463cm-1以下有一个强的 谱带序列，这在Si-mHA粉末的光谱中也没有观察到。SiO2光谱在 1104cm-1表现出一个非常强的，分辨很好的Si-O键的特征峰。Si-mHA 光谱的一个解释是Si-O键吸收发生在比纯SiO2更低的波数。P-O拉伸 的明显位移可以用Si-O增加来解释。既然硅和磷在元素周期表中彼此 相邻并且具有相近离子半径，所以Si-O和P-O峰发生在相近的位置是 合理的。P-O的峰位进一步位移的事实表明一种新的硅化合物， SkeliteTM形成了。
建立在IR分析上的硅取代结构模型是一种具有硅分子扩散到整 个晶格中类似-TCP和类似-HA物质的晶体晶格。这与NMR和XRD的 结果一致。P-O峰变窄说明结构中P-O键类型较窄分布的存在或与没 有引入添加剂的mHA相比晶体性的增加。
SkeliteTM化合物
细胞基的生物活性和在正常生理pH6.4到7.3不溶解特性之间的 重要关系是添加剂稳定的化合物和微孔形态的出现。该形态可以用平 均尺寸0.2-1.0μm的颗粒的烧结来解释。在生物介质中基本不溶解的在 低温采用硅作为引入添加剂的Si-TCP相的出现是不可预测的并且是由 在整个结构中取代Si的分布来诱导的。考虑到颗粒的基本结构是尺寸 范围大约是1到20nm的颗粒的聚集，硅添加剂的均一分散与各别颗粒 表面的功能化由硅溶胶穿过整个聚集体的渗透来保证。本发明的关键 在于确定了硅不诱发在来自HA分解的α-TCP相的形成，而是形成了 Si-TCP相，一种新的生物活性材料化合物，由硅取代在磷的位置。Si 诱导了Si-TCP化合物的事实如今可以通过磷酸钙系统的晶体学和与硅 取代进入Ca-P晶格中有关的缺陷化学来解释。本领域技术人员应该懂 得具有与本发明中描述的硅不同的离子半径，仍可取代进入Ca-P晶格 中的其它的添加剂，也包含在本发明的化合物中。因此本发明的化合 物不仅限于硅作为添加剂。
注意到“有效离子半径”被选择成为这些研究参考文献[34]中的 术语是很重要的。本发明提供的详细说明书中的离子半径反映的是配 位数为4，6或8的有效的离子半径。对于熟悉本领域的技术人员很明 显的是“离子晶体半径”也可用于本发明的实际，并因此被用于定义 这里描述的化合物及化合物的分子式同样的详细说明。表2中总结了 不同元素的有效离子半径和离子晶体半径。
当在HA的晶格中有Si取代时，Si4+(IR＝0.26对于CN＝4)的离 子半径表明Si4+能够进入到PO4四面体内P5+(IR＝0.17对于CN＝4)的 位置上，尽管它还可以包括Ca2+(IR＝1.0对于CN＝6)的位置。这两种 情况下的晶格张力和补偿缺陷会非常不同，并且共价影响会大大改变 结果。低温Si4+取代P5+的位置产生的张力较小并能很好的容纳共价 键。硅和氧的离子半径与硅在氧晶格上四面体配位所要求的一致。这 种取代要求形成单个正电荷缺陷来进行电荷补偿。一个明显的缺陷是 每两个硅离子有一个氧空位，虽然在一个已经形成的PO43-四面体内取 代氧-磷键所要求的能量很高。理论上来说，用具有合适的离子半径及 价数≥3的离子取代Ca2+位置也能够提供电荷补偿。这样的元素可以包 括Ce，La，Sc，Y和Zr。可能出现采用特殊元素的限制是由于作为生物材 料使用的特殊要求。
在形成的Si-TCP化合物中，组成分析表明Ca∶P比从大约1.67(HA) 下降到1.5(TCP)。这可能是由(1)钙从晶格上除去，或(2)其它磷或取代 磷的一种元素的引入造成的。晶格钙含量的降低理论上是通过分布在 结构内的硅酸钙的形成而发生的。然而，在NMR或IR结果中都没有 发现作为很好的确定化合物的硅酸钙的证据。因此，广泛的硅取代一 定是发生在晶格内形成大量Si-取代的P-O位置。
对于Ti4+(IR＝0.42对于CN＝4)的离子半径可能排除它取代P5+ 的位置，因此它必须在晶格内更加一般的空隙进入晶体。既然已经表 明钛在改变晶体结构生成稳定的TCP方面效果不好，这表明Si-TCP 相的成核作用与硅在磷位置上的取代密切相关。特别是，所观察到的 相实际上是一种Ca-P-Si化合物，具有与α-TCP类似但又不同于α-TCP 的晶体结构，而不是纯α-TCP，这一结果解决了关于新化合物降低的 溶解性与预测分解相图之间的矛盾。
Ca-P相图的晶体学曾经被广泛地研究过并且对磷灰石[28]，β- TCP[29，30]和α-TCP[31]进行了比较[12]。α和β-TCP[12，31]结构之间有 明显的差别，且在α-TCP，磷灰石和硅-磷酸钙化合物之间通过钾芒硝结 构[32]有同样明显的相似性。磷酸盐晶格的基本组成是PO43-四面体， 虽然这些结构在整个复杂晶格中会发生很大改变。例如，α-TCP中的 P-O距离从1.516变到1.568且O-P-O夹角从104.1变成115.2°[31]。 Si在这样位置的取代意味着对这样添加剂的一系列的环境变化。
根据Elliott[33]的研究，HA的空间基团具有三种类型垂直或柱状 对称性。具有被C-轴半晶轴的一半沿三重轴隔开的Ca2+离子列，所述 三重轴构成结构中的五分之二的Ca2+离子。这些离子被命名为Ca(1)。 Ca2+离子与PO43-四面体相连其中三个氧原子来自一列而第四个来自相 邻的列。结果形成一个Ca2+离子陷入在PO43-四面体中的三-维陷窝状结 构，和含有剩余钙离子的通道，Ca(2)，以及构成HA结构的离子例如 OH-。
α-TCP结构也含有平行于c-轴的Ca2+和PO43-离子列[28]。这个列 实际上是阴离子-阴离子列…CaCaCaCa…和阳离子-阴离子列… PO4CaPO4□PO4CaPO4□PO4CaPO4…其中□是一个空位[12]。这个空位 的出现可能有利于在PO43-四面体容纳取代Si4+所要求的P5+位置附近 产生O2-空位。这与出现在钾芒硝，K3Na(SO4)2中的阳离子-阴离子列 类似，除了空位是被K+离子所占据。钾芒硝与磷灰石结构之间存在强 烈的相似性[26]。磷灰石结构可以从α-TCP，用阴离子列(OH-或F-)代 替磷灰石晶胞角上的阳离子-阳离子列。α-TCP中残留的阳离子列变成 磷灰石中的Ca(1)离子列，而α-TCP中形成阳离子-阴离子列的PO43-和 Ca2+离子具有与磷灰石中PO43-和Ca(2)离子大致相同的位置。这个分析 的重要性在于钾芒硝结构与硅-钒钾铀矿，Ca5(PO4)2SiO4[30]和α- Ca2SiO4[31]有关。这与Ca2SiO4-Ca3(PO4)2系统在较高温度下形成以钾 芒硝结构为基础的连续固体溶液系列的报道[27]一致。
与此相反，HA和β-TCP结构之间不存在这样的相似性。β-TCP 结构是母体晶格Ba3(VO4)2的一种扭曲，具有与c-轴垂直的层。结构中 阳离子之间没有列的关系。由于Ca2+离子的尺寸，与母体晶格结构相 比，存在结构中PO4四面体数目的减少以及六面体晶胞中化学式单元 数目的减少。β-TCP晶胞中有两种类型的Ca位置：称为Ca(5)被全部 占据，而称为Ca(4)的特别阳离子位置只有一半被占据[12]。用 Mg2+(IR＝0.72对于CN＝6)掺杂的TCP，Mg首先在Ca(4)和Ca(5)位 置上随机分布，但随后只取代在Ca(5)的位置上。因为Mg2+小于 Ca2+(IR＝1.0对于CN＝6)，并且Ba3(VO4)2结构的最初的扭曲是由于 Ca2+小于Ba2+(IR＝1.35对于CN＝6)，β-TCP结构随着Mg2+的加入被稳 定而形成自然生成的矿物，磷钙矿[31]。的确Mg在高温下加入到β-TCP 倾向于稳定结构而进入α-TCP范围。在加入离子例如Ti4+的情况下， 增加很少的离子半径(IR＝0.61对于CN＝6)表明它也可以在Ca(5)阳离 子位置上被取代容纳，结果比Mg2+更不确定。既然电荷补偿缺陷是必 须的，Ca(4)位置上Ca2+空位的产生和稳定将服务于这一目的。因此一 旦TCP形成，取代的Ti会稳定β-TCP相。
本发明特征化的化合物的一个特征就是SkeliteTM结构只有当沉淀 物与添加剂之间发生密切接触时才能生成。当硅在相对较低的温度加 入已经形成和烧结过的粉末中时，形成的后-烧结相大多数是β-TCP。 在这种情况下硅的作用与前面对钛的描述类似，仅仅是在按反应式(3) 进行的HA分解反应中降低CaO的活性。在胶体粉末沉淀与一种添加 剂例如硅紧密相关时，表面活性将会很高并且强烈功能化的复合物将 会在溶液中和沉淀颗粒的界面上生成。通过烧结，一定范围的PO43- 和SiO44-四面体将会沿必要的氧空位建立。在这种情况下，钾芒硝基的 Si/P相的成核将会发生。这在以前被解释成α-TCP的形成，实际上是 一种具有自己溶解性和生物活性值的完全不同的化合物(Si-TCP)。因 此，晶体相组成，表面形态和体相形态来自于化学活性和原料沉淀的 聚集态，以及这种态控制的Si4+取代位置的程度。
虽然硅已经被最广泛地研究过并且是本发明优选的取代元素，很 明显本领域技术人员懂得任何一种能够进入和在整个磷酸钙晶格的晶 体结构中分布的并产生本发明化合物的添加剂都可以取代硅。因此本 发明的化合物不仅限于硅作为取代元素，而是也包括其它具有合适的 离子半径大约为0.1-0.4的合适的元素，例如；硼。还要了解的是除 了硅和硼以外的其它添加剂也可以出现在本发明的化合物中。这样的 元素也可以形成部分的Ca-P晶格其中这种元素和/或氧的含量用于平 衡添加剂引入化合物所要求的电荷补偿。这样的添加剂可以从Ce， La，Sc，Y和Zr中选择。
本领域技术人员还应该懂得本发明中的新化合物可以与一种磷酸 钙物质结合，例如羟基磷灰石钙，α-TCP，β-TCP，磷酸八钙，磷酸四 钙，磷酸二钙，氧化钙和其它类似物质。所形成的组合可以看作是一 种物理混合物或一种固体溶液。除此之外，其它添加剂例如高聚物和 微纤维也可加入本发明的化合物中以增加机械强度和硬度。这些添加 剂颗粒尺寸的选择应该使得能够与巨噬细胞作用通过吞噬作用被消 除。金属也能够与本发明的化合物结合形成复合结构。这种结构也包 含在本发明中。
总的来说，一种新的磷酸钙基的生物材料化合物被制备出来并被 确定。这种新的生物材料表现出两个突出特点：
(1)通过将添加剂，如硅，引入胶体沉淀，经烧结生成的具有稳 定磷酸钙相所构成的新化合物独特的组成。
(2)来自于胶体沉淀颗粒聚集和物质烧结所产生的内部相互连通 的颗粒陷窝状结构的特征的微孔形态。
通过大量的艰苦的分析实验和复杂的数据处理，可以表明这种稳 定的磷酸钙化合物是一种新的添加剂稳定的结构被称为SkeliteTM，可 以存在于与HA，α-TCP，β-TCP或其它合适的磷酸钙相的组合中。这 种新化合物被特征化：具有分子式为(Ca1-WAW)i[(P1-X-Y-ZBXCYDz)Oj]2， 其中A选自离子半径大约是0.4到1.1的元素中；B，C，和D选自 离子半径大约是0.1到0.4的元素中；w大于或等于0但小于1；x大 于或等于0但小于1；y大于或等于0但小于1；z大于或等于0但小 于1；x+y+z大于0但小于1；i大于或等于2但小于或等于4；j等于 4-δ，δ大于或等于0但小于或等于1。w和δ可以被选择用于提供出现 在本发明化合物中的元素的电荷补偿。
重要的制备步骤包括作为待选添加剂的硅与胶体悬浮液颗粒的充 分混合以保证反应物的定位获得。这与硅和磷离子半径的相似性结 合，产生了有利于硅在Ca-P晶格中磷位置上取代的环境并且发展成硅 -稳定的TCP结构。
在没有充分混合的情况下独特的组成不存在，因为在这种情况下 加入硅的作用仅仅是影响作为HA分解产物的CaO的活性。同样地， 使用由大离子构成的添加剂，例如钛，不能被晶格中磷位置所容纳因 此排除了重要的磷酸盐取代现象。在这两种情况下，所形成的产物可 能是β-TCP。
从SkeliteTM参与自然骨骼再造过程能力的观点来看，重大机遇在 于发展确实有生物活性的人造骨骼植入物和骨骼修复产品。
人造骨骼植入物的应用
构成本发明中新化合物全部或部分的人造骨骼植入物在矫形工业 中有许多应用。特别是用于创伤修复、再造手术、上颌面手术或上颌 牙手术的领域中。
用于治疗受损骨骼工业的黄金标准是自体固有的骨骼植入物，通 常指的是自体移植物。自体移植物的移植包括外科步骤，在这一过程 中健康的骨骼从病人骨架的其它部分取出修补骨骼受损部分。但是自 体移植物要求两次外科手术；一次是取出自体移植物，第二次是在受 损位置的再植入。这使得过程非常昂贵和耗时。其次随后病人在自体 移植物的获得位置出现慢性的疼痛是普遍现象。
另一种广泛用于的骨骼植入技术是使用同种移植物，指的是来自 另一个人或动物的组织的植入物。在这种情况下，骨骼从给体取得并 植入病人体内。同种移植物容易产生各种副作用。例如，采用不是人 体的动物的同种移植物带有交叉感染的可能性和免疫排斥。即使是人 体的同种移植物，比动物组织常用，也会将植入接受者暴露于排斥和 疾病可能性之下。
采用SkeliteTM消除了自体移植物移植过程中获得骨骼所带来的痛 苦和花费。而且，因为SkeliteTM产生于实验室且完全是人造的，消除 了感染和疾病的传播，同时也消除了病人免疫排斥的根源。
SkeliteTM满足了骨骼再造物质的不同的需要。它的立即刺激自然 骨骼生长的能力提供了稳定性和迅速的同化，同时人体正常的细胞基 的骨骼再造过程慢慢再吸收和用自然骨骼取代植入物。这消除了伴随 着目前人造植入物技术长期相容性和耐久性所产生的忧虑。
由SkeliteTM形成的产品包含各种结构用以满足特殊应用的要求。 例如，SkeliteTM基的产品可以被制成精细或粗糙的粉末，小球，三维 形状体，大孔结构，薄膜和涂层。除此之外，这些产品可能带有一种 同化的骨骼生长因子以加速短期复原。
SkeliteTM在大孔结构中的应用使得开放的多孔结构被用于新骨骼 组织同化的支架。大孔结构通过化合物在网状的高聚物上的涂层形 成，随后通过高温分解除去高聚物。大孔结构包括一种带有孔隙相互 连接的开放小室结构，孔的尺寸大约是50到1000微米。由于这种设 计，SkeliteTM是用于在缺陷位置植入的理想的骨骼替代品，所述缺陷 位置需要特殊的手段来鼓励新骨骼生长以连接主要的由于损伤或进行 外科手术所造成的组织缺损区。本申请人已经确定了两种临床使用这 种化合物的基本方法：直接植入和组织工程。
直接植入
最简单的方法是在骨骼受损位置直接植入SkeliteTM支架，在那里 生物材料化合物的生物活性刺激人体的自然骨骼的修复机制。一旦开 始的修复过程完成，SkeliteTM支架逐渐被作为人体顺序再造过程部分 的自然骨骼所取代。
SkeliteTM基产品的桥接形式，即：骨骼生长因子作为一种后-生产 过程或在手术时加入支架中是可能的。修复位置得到的生长因子加速 新骨骼生成的速率，因此改善病人的复原时间并降低总的治疗费用。
组织工程
组织工程应用为基础的概念就是采用一种已建立的骨髓吸入技术 从病人的骨架上转移骨细胞，然后仔细地将收集到的细胞(细胞种子) 用一种无菌的生物技术设备引入SkeliteTM支架的开放小室结构中。然 后培养细胞和支架使得细胞有机会繁殖并开始以新的矿物基质来填充 支架。几个星期后，生物植入物准备好植回病人体内。这种生物技术 骨骼生长法被称为“组织工程”，该技术用于提高外科医生重建骨架 严重受损区域的能力。一旦在修复位置成功地被同化，SkeliteTM植入 物紧接着被骨细胞的生物活性重新改造进入自然骨骼。
这种方法的一种改进是在细胞培养过程中只选择提取和生长特殊 称为Mesenchymal Stem Cells(MSCs)的前体细胞。为了使这些细胞在 生物过程中保持健康，它们需要与合适的物理载体连接。除此之外， 细胞的表现还受益于有机骨骼生长因子的加入。SkeliteTM是一种合适 的载体，因为它不仅可以使骨骼生长因子同化而且还能够与特殊的 MSCs连接。此外，随着植入和病人康复，SkeliteTM支架随后被改造进 入自然骨骼。
SkeliteTM在直接植入和组织工程中的应用比自然来源的骨骼植入 物质具有重要的优越性，并且SkeliteTM产品有取代自体移植过程，称 为矫形外科医生首选治疗方法的趋势。
由SkeliteTM物质形成的植入产品的重要优越性在于：
迅速刺激在植入位置上自然骨骼的生长，由此提供早期稳定性和完成 同化；
确保长期的生物相容性和功效；
作为生物活性支架在先进的组织工程应用中发挥作用；
消除了自体移植所要求的两次外科手术带来的昂贵费用和慢性疼痛；
消除了免疫排斥和感染传播的危险；
作为可以得到不同结构的产品，满足了各种矫形应用的需要；
允许使用生长因子可以进一步增加自然骨骼康复及随后的再改造过程 的速率；
提供了药物输送的缓释手段；
一旦治疗作用完成通过人体骨骼的重新改造自然消失。
药物载体应用
SkeliteTM生物材料也可用于为进一步加快骨骼康复和再造过程将 选择的药物加入所述化合物中。在这方面，已经加入到SkeliteTM基产 品的药物能够可预知地在植入位置释放，并由此在骨骼再生过程中有 所帮助。SkeliteTM生物材料也可设计成为合适药物的缓释载体。
加入SkeliteTM基产品的主要候选者是选择性的骨骼生长因子。这 些蛋白质已经被确认在骨组织生长和保持健康的过程中非常重要。特 别是，当被用在受损骨骼位置上时，自然骨骼生长增加了相应的总的 治疗效果改善。然而适合的载体系统要求能够输送有疗效的生化产品 到指定位置并且保证药物以合适的浓度定位释放。植入研究表明来自 SkeliteTM生物材料的产品适合用作药物载体。本领域技术人员应该懂 得其它有助于的骨骼康复的药物例如抗生素也可以加入到SkeliteTM化 合物中。
涂层应用
通过一种液体应用过程，SkeliteTM物质可以涂在矫形和牙科植入 物的表面以改善和促进自然骨骼固定以及改善植入物的长期稳定性。 厚度大约是0.1到10μm的涂层作用于带有病人本身组织的界面在外科 手术后几个星期之间促进自然骨骼的生长，然后一旦开始的康复过程 完成就逐渐被骨骼细胞的活性发展所代替。结果是在植入物和主体骨 骼之间非常强的结合。使用传统的磷酸钙植入物涂层的情况就不同 了，生物惰性涂层容易从金属基片上机械分离(分层)，导致潜在的灾难 性的植入失败。
由SkeliteTM物质形成的植入涂层的重要优越性在于：
在复原期间促进迅速的自然骨骼生长并通过人体顺序的再造过程被逐 渐代替；
消除了涂层作为长期-失败的潜在根源，且减小了病人经历复杂和昂贵 外科手术的危险；
减少了病人的复原时间以及相应的治疗费用；
使得植入物和病人自然骨骼之间有强烈的结合；
含有以液体应用步骤为基础的生产过程使得装置被完全覆盖，包括复 杂的表面几何形态。
实施例
实施例是用于说明的目的而不是限制本发明的范围。实施例举例 描述了提供SkeliteTM化合物的发明各方面，所述化合物具有独特物理 特性的添加剂稳定的结构并与自然骨组织完全相容。
在本发明中合成化学和有机化学所涉及的但不能清楚地描述的方 法以及实施例在科学文献中报道并为本领域技术人员所知。
实施例1 Ca-P胶体悬浮液(溶胶-凝胶)的制备
将4.72g Ca(NO3)2溶解于含有大约3mL 30％NH4OH的80mL DDH2O溶液中，制成硝酸钙溶液。同样，将1.38g NH4H2PO4溶解于含 有大约71mL 30％NH4OH的192mL DDH2O溶液中制成磷酸铵溶液。 最后溶液的pH值大约是11。将磷酸铵溶液滴加到硝酸钙溶液中形成 磷酸钙沉淀。反应完成后，溶液和沉淀被老化24小时。老化后，将240mL 含有沉淀的溶液以500rpm离心20分钟。不影响沉淀，将180mL上层 清液从瓶中倒出。沉淀通过一个轨道摇动器摇动瓶子一个小时被再次 悬浮。
所形成的Ca-P胶体悬浮液可以在进一步制备的不同过程中使 用。
实施例2 薄膜的制备
在透明的石英(无定形二氧化硅)基片上制备薄膜，基片用水和铬 酸洗涤，随后浸入实施例1的胶体悬浮液中涂敷。这一过程通过在计 算机控制的线型滑动片上抽吸升高基片来实现。升高的基片下降进入 胶体悬浮液中并马上以2mm/s的程序速度提升。浸入涂敷后，将基片 在室温下干燥并随后在程序化的炉中烧结1小时，温度范围是800到 1000℃。烧结成的薄膜是具有均一透明表面特征的多晶薄膜。薄膜的 厚度大约是0.5到1.0μm，颗粒尺寸在0.2到1.0μm数量级。
实施例3 没有引入添加剂的Ca-P粉末的制备
在实施例1的胶体悬浮液的生成和老化步骤后，将胶体通过离心 制成减少体积的阶段。所述沉淀在100℃干燥5小时并在开放的氧化铝 坩埚中空气下温度为1000℃烧结1小时。烧结物质用电动的研钵和研 棒(Retsch Model RM 100USA)机械打磨成精细粉末。
实施例4 硅作为引入添加剂的Ca-P粉末的制备
在实施例1的胶体悬浮液的生成和老化步骤后，将胶体通过离心 制成减少体积的阶段。为了保持胶体的溶胶特性，硅添加剂作为一种 溶胶-凝胶金属-有机的前体在一种有机载体上被引入。前体可以是四丙 基硅酸酯(Si(OC3H7)4或TPOS)或者是四乙基硅酸酯(Si(OC2H5)4或 TEOS)。添加剂的加入通过用一种前体载体例如2-甲氧基乙醇 (CH3OCH2CH2OH或2Me)或者2，4-戊二酮(CH3COCH2COCH3或ACAC) 产生的溶胶来完成。载体的作用是保证添加剂在加入到具有与Ca-P胶 体悬浮液相同pH值的水溶液中时不发生沉淀。这就保证了添加剂被均 匀地与胶体混合生成单一沉淀而不是两种不同的沉淀。添加剂的沉淀 在独立的实验中用水溶液来检测。对于硅化合物，采用2Me，ACAC 以及甚至不用载体的沉淀都很少。含有加入硅的沉淀在100℃干燥5 小时并在开放的氧化铝坩埚中空气下温度为1000℃烧结1小时。烧结 物质用电动的研钵和研棒(Retsch Model RM 100USA)机械打磨成精细 粉末。烧结陶瓷中添加剂的存在采用湿化学分析检测。
实施例5 钛作为引入添加剂的Ca-P粉末的制备
在实施例1的胶体悬浮液的生成和老化步骤后，将胶体通过离心 制成减少体积的阶段。为了保持胶体的溶胶特性，钛添加剂作为一种 溶胶-凝胶金属-有机的前体在一种有机载体上被引入。前体可以是正丙 醇钛(Ti(OC3H7)4)。添加剂的加入通过用一种前体载体例如2-甲氧基乙 醇(CH3OCH2CH2OH或2Me)或者2，4-戊二酮(CH3COCH2COCH3或 ACAC)产生的溶胶来完成。采用ACAC是因为它的特别强的配位作 用。添加剂的沉淀在独立的实验中用水溶液来检测。对于正丙醇钛， 采用2Me和不用载体都产生沉淀，采用ACAC则没有沉淀。含有加入 钛的沉淀在100℃干燥5小时并在开放的氧化铝坩埚中空气下温度为 1000℃烧结1小时。烧结物质用电动的研钵和研棒(Retsch Model RM 100USA)机械打磨成精细粉末。烧结陶瓷中添加剂的存在采用湿化学 分析检测。
实施例6 陶瓷小球的制备
陶瓷小球用根据实施例3，4或5方法制备的烧结粉末制成，采用 小量的浓缩胶体悬浮液混入烧结粉末中作为粘合剂。粉末用1× 108N/m2[15,000psi]的压力单轴方向压成小球。最终的小球在空气中 1000℃下被烧结1小时产生具有所需特性的陶瓷组分。经过加热制备， 小球的密度大约是1.5g/cm3，并且小球在整个结构中表现出均匀的微 孔性。
实施例7 大孔结构的制备
根据实施例3，4或5方法制备的烧结粉末用电动筛摇动器(Retsch Model AS200BASIC USA)筛过。收集具有颗粒尺寸为大约325目的粉 末，随后悬浮在水中形成浆液。所形成的聚氨酯泡沫的开放小室(网状 的)的片的内部和外部表面完全被浸入浆液中的泡沫所覆盖。然后干燥 浆液-覆盖的组分并在1000℃烧结1小时。经过加热处理，泡沫通过高 温分解从结构中除去。重要的是，最终陶瓷组分的形状复制了最初泡 沫的形状，其中包括开放小室的结构。
在制备这些组分的过程中，泡沫孔密度选择能够产生陶瓷中所要 求的孔径尺寸。一般制备的孔径尺寸是每英寸45到80个孔。泡沫涂 层被用来保证泡沫的完全覆盖而不阻塞小室。加热处理的持续时间和 温度选择能够保证泡沫的高温分解并且使得形成的大孔结构具有所需 的物理性质。
实施例8 带有相关药物试剂的药物载体的制剂
根据应用要求，实施例4的粉末或实施例7中的大孔结构采用环 氧乙烷或类似已获批准的医药设备消毒技术进行消毒。在一个层状的 流动通风橱中，根据剂量要求制备一种液体药物体积。在使用 BCSFTM(骨骼细胞激击因子)试剂时，要求在室温下冷冻干燥储存药物 的等分试样之前加入无菌的生理盐水(0.9％NaCl)。重新制备后，药物 与粉末或温和搅拌混合，或穿过大孔结构表面慢慢分散。
认识到生物陶瓷材料的自然的蛋白质活性，5分钟的时间会使药 物渗透和与粉末或大孔结构连接。在该阶段后，将所述制剂作为医疗 设备给病人直接用药或作为组织-工程支架使用。
当治疗使用粉末基的制剂时，悬浮液(粉末加连接的药物试剂)的 大部分体积经皮肤注入到所需的骨骼位置。
当治疗使用大孔结构时，需要外科手术的介入在骨骼位置植入装 置以影响随后的骨骼修复。
实施例9 商品参比物质
商品HA(cHA)，α-TCP和β-TCP，硅酸钙和二氧化硅物质列于表 1(下)被用作评价本发明内部制备的mHA和Si-mHA物质表现的分析技 术的参比标准。
实施例10 分析技术
薄膜的X-射线衍射(XRD)谱采用掠射角技术(GA-XRD)以入射角θ ＝2°得到，而粉末则采用传统的θ-2θ几何学来检测。光源是12kW的 Rigaku旋转阳极XRD发生器用Cr靶拟合来改善峰的分辨率。掠射角 几何大大降低了来自基片的贡献。为了与其它文献比较，所有光谱采 用下面的关系式：sin(θCu)＝(λCu/λCr)sin(θCr)，其中λCu＝1.54056和λCr ＝2.28970转化成Cu阳极的数据。相组成通过比较所得的光谱与 JCPDS标准数据库所确定的峰来决定[20]。与本研究特别有关的XRD 谱是HA(JCPDS#9-432)，α-TCP(JCPDS#9-348)，和β-TCP(JCPDS#9- 169)。下面收集了XRD数据，背景噪音被减去，峰的积分强度为区分 HA，α-TCP或β-TCP被计算出来。然后这些数值被用于确定相组成的 百分含量(±5％)。
光学显微镜，扫描电子显微镜(SEM，采用JEOL JSM840)和透射 电子显微镜(TEM，采用Philips CM20)被用于评价表面和体相形态。样 品的化学分析采用湿化学方法和中子活化分析进行。29Si宽-谱线核磁 共振(NMR)实验用Bruder NMR CXP 200MHz光谱仪以魔术角自旋方 式采用脉冲宽度5ms和脉冲延迟20s来完成。粉末的红外光谱(IR)采用 KBr小球使用BOMEN MB-120光谱仪来进行。大约2mg的样品与大 约200mg的KBr研磨并在10吨压力压入直径6mm的冲模中保持1分 钟生成分析用的均匀圆片。
Ca-P胶体在不同处理阶段的颗粒尺寸分析通过在不同角度观察 633nm的He-Ne激光散射得到。样品通过在溶液的pH值大于10的4mL 氨水(一份30％NH4OH与五份水混合)中加入10滴沉淀溶液来制备。来 自于这些悬浮液的结果对等量的样品可以重复并且能稳定一段时间。 在已知角度粉末的散射光谱用Lorentzian分布来拟合，并且采用标准 方法分析，所用的溶液粘度为8.9×104kgm-1s-1，折射指数为 1.3312[21，22]。
虽然优选的具体实施方案在这里进行了详细描述，熟悉本领域的 技术人将理解，在不背离附加的权利要求书所定义的本发明的范围 内，可以对本发明进行修改。
表2：不同元素有效离子半径和离子晶体半径的总结
数据来自：Shannon，R.D.，Acta Cryst.(1976)A32，751
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