DE69732470T2

DE69732470T2 - Abbaubares Monofilament und Verfahren zu seiner Herstellung

Info

Publication number: DE69732470T2
Application number: DE69732470T
Authority: DE
Inventors: Hosei Yokohama-shi Kanagawa-ken Shinoda; Masanobu Yokohama-shi Kanagawa-ken Ajioka
Original assignee: Mitsui Chemicals Inc
Current assignee: Mitsui Chemicals Inc
Priority date: 1996-12-10
Filing date: 1997-12-08
Publication date: 2005-10-13
Anticipated expiration: 2017-12-09
Also published as: EP0848089A3; EP0848089B1; EP0848089A2; US6090910A; DE69732470D1

Description

Hintergrund der Erfindung
1. Gebiet der Erfindung
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein abbaubares Monofilament, das gleichzeitig ausgezeichnete lineare Zugfestigkeit, Flexibilität und gemäßigte Abbaubarkeit besitzt und ausgezeichnet im Hinblick auf die Ligatur-Stabilität (oder Knotensicherheit) ist, ein Verfahren zu seiner Herstellung und ein aus diesem abbaubaren Monofilament hergestelltes medizinisches Gerät.
2. Beschreibung des Standes der Technik
Auf dem Gebiet der Medizin, wie der Chirurgie, wird ein synthetisches resorbierbares chirurgisches Nahtmaterial in weitem Umfang verwendet. Als Ausgangsmaterial für das Nahtmaterial werden Polyglykolsäure (PGA), Polymilchsäure (PLA) und ein Glykolsäure/Milchsäure-Copolymer (PLGA) verwendet. PGA, PLA und PLGA sind bioresorbierbare Polymere und können in einem lebenden Körper unter Bildung von Abbauprodukten, wie Milchsäure und Glykolsäure, abgebaut werden. Diese Säuren werden schließlich durch den Stoffwechsel zu Kohlendioxid und Wasser zersetzt und aus dem lebenden Körper ausgeschieden. PGA, PLA und PLGA werden jeweils durch Polymerisation von Glykolid (GLD), eines cyclischen Dimeren von Glykolsäure, Polymerisation von Lactid (LTD), einem cyclischen Dimeren von Milchsäure und durch Ringöffnungs-Copolymerisation eines Gemisches von GLD und LTD hergestellt.
PGA und andere bioresorbierbare Polyester haben gute Verarbeitbarkeit und können Fäden mit hoher Festigkeit bilden. Andererseits hat der Faden beziehungsweise das Filament hohe Steifigkeit und mit einem dicken Monofilament, wie einer Angelschnur, ist es sehr schwierig, eine Verknüpfung herzustellen und diese ist daher als chirurgisches Nahtmaterial ungeeignet.
Infolgedessen werden gewöhnlich für die Herstellung eines synthetischen resorbierbaren chirurgischen Nahtmaterials aus PGA oder PLGA zahlreiche feine Filamente versponnen um Flexibilität zu erreichen, verzwirnt und als sogenanntes Multifilament verwendet. Ein Multifilament-Nahtmaterial hat jedoch eine unregelmäßige Oberfläche und führt zu der Schwierigkeit, daß es im Verlauf des Nähens das umliegende Gewebe des lebenden Körpers verletzt. Darüber hinaus ist es erforderlich, ein Beschichtungsmittel aufzutragen, um das Filament beim Nähen gleitfähig zu machen. Eine solche Behandlung verkompliziert das Herstellungsverfahren und macht dieses unwirtschaftlich.
In den letzten Jahren wurden mehrere resorbierbare Nahtmaterialien des Monofilament-Typs entwickelt, um die vorstehenden Schwierigkeiten zu überwinden.
So ist beispielsweise in der US 4,700,704 ein sterilisiertes chirurgisches Produkt beschrieben, das eine Sequenz auf der Basis von etwa 20 bis 35 Gew.-% ε-Caprolacton (CL) und etwa 65 bis 80 Gew.-% GLD hat, aus einem Polymermaterial mit einem Schmelzpunkt von 213°C oder weniger besteht und eine Zugfestigkeit von 30.000 psi oder mehr und einen Young'schen Modul von weniger als 350.000 psi hat.
Außerdem wurde ein chirurgisches Monofilament-Nahtmaterial, das aus einem Copolymer aus etwa 25 mol-% CL und etwa 75 mol-% GLD hergestellt ist, in Biomaterials, Vol. 16, Nr. 15, S. 1141-1148 (1995) beschrieben.
Die chirurgischen Materialien, die in diesen vorhergehenden Literaturstellen offenbart sind und aus einem Copolymer von GLD und CL hergestellt wurden, haben ausgezeichnete Flexibilität und mechanische Festigkeit und besitzen somit den Vorteil, daß es möglich ist, sie als chirurgisches Nahtmaterial in Form eines Monofilaments einzusetzen. Diese chirurgischen Materialien haben jedoch eine zu hohe Hydrolysegeschwindigkeit und zersetzen sich rasch im lebenden Körper. Infolgedessen sind sie unbefriedigend als chirurgisches Nahtmaterial und Ligationsmaterial bei der Operation von erkrankten Körperteilen mit langer Heilungsdauer. Außerdem ist es bei dem vorstehenden Filament schwierig, einen kleinen und beständigen Knoten zu machen, wenn eine Verknüpfung mit einem chirurgischen Knoten in dem Nahtmaterial erzeugt wird. So tendiert der Knoten dazu, groß zu sein und der genähte Teil neigt dazu aufzugehen. Diese Erscheinung ist im Hinblick auf den wesentlichen Zweck zur Verwendung des Nahtmaterials äußerst unbefriedigend. Um Verläßlichkeit und Sicherheit der Verknüpfung zu erreichen, war es notwendig, daß die Chirurgen die Naht durch das Knüpfen zahlreicher Knoten auf der Naht stabilisierten.
In der Japanischen offengelegten Patentanmeldung HEI 1-175855 wird ein verstrecktes chirurgisches Monofilament-Nahtmaterial beschrieben, das aus Polycaprolacton (PCL) mit einer relativen Viskosität von 2,0 bis 8,2 besteht. Der Abbau und die Resorption des PCL-Nahtmaterials sind jedoch in dem lebenden Körper sehr langsam und daher eignet sich PCL praktisch nicht als resorbierbares Nahtmaterial.
Außerdem ist in der US 5252701 ein segmentiertes Copolymer beschrieben, das zwei oder mehrere Spezies von verschiedenen Esterbindungen hat und Resorbierbarkeit im lebenden Körper zeigt. In diesem Patent ist ein segmentiertes Copolymer offenbart, das mehrere rasch umesterbare Bindungen, die im wesentlichen aus einer Glykolatbindung bestehen, und mehrere langsam umesterbare Bindungen umfaßt, die aus der aus Trimethylencarbonat-Bindungen und Caproat-Bindungen bestehenden Gruppe ausgewählt sind. In dem Patent wird außerdem ein Verfahren zur Herstellung der vorstehenden segmentierten Copolymeren beschrieben, bei dem zwei oder mehrere Spezies von verschiedenen cyclischen Monomeren in zwei oder mehr Stufen nacheinander zugesetzt werden, ein geschmolzenes Copolymer gebildet wird und das Copolymer weiter erhitzt wird, um die Umesterung zu bewirken. Das segmentierte Copolymer unterscheidet sich im Hinblick auf die physikalischen Eigenschaften merklich von einem statistischen Copolymer oder einem Blockcopolymer.
Wie in der Patentschrift gezeigt ist, ist die Erniedrigung des Schmelzpunkts und der Kristallinität des Copolymeren umso größer, je weiter die Segmentierung (Umesterung oder Umlagerung) in dem segmentierten Copolymer fortschreitet. Nach Informationen der vorliegenden Erfinder zeigt das aus dem segmentierten Copolymeren hergestellte Monofilament keine ausreichende Zugfestigkeit als Nahtmaterial. In ähnlicher Weise führt nach Informationen der vorliegenden Erfinder die niedere Kristallinität des segmentierten Copolymeren zu einer raschen Hydrolysegeschwindigkeit im lebenden Körper. Das segmentierte Copolymer ist daher unbefriedigend als Nahtmaterial oder Ligationsmaterial bei der Operation von erkrankten Körperteilen, die eine lange Heilungsdauer erfordern.
Andererseits ist in der offengelegten Japanischen Patentanmeldung HEI 6-16792 ein Verfahren zur Herstellung eines CL/GLD-Copolymeren bekannt, bei dem ein Polymerisationsreaktor verwendet wird, der mit einer Zuführungsöffnung für das Ausgangsmaterial, einer Entnahmeöffnung für das Copolymer, einer Abgasöffnung und einem Rührer versehen ist, der ausgezeichnete Fähigkeit zur Erneuerung der Oberfläche hat und für eine Lösung mit hoher Viskosität verwendet wird, wobei ein niedermolekulares Oligomer von CL bei einer Temperatur von 250°C oder weniger in der ersten Stufe gebildet wird, GLD in der zweiten Stufe zugesetzt wird und bei einer Temperatur von 100°C oder mehr polymerisiert wird, die Polymerisationsreaktion durch Zugabe von Säureanhydrid oder Säurehalogenid zu dem resultierenden Copolymer in geschmolzenem Zustand beendet wird und allmählich das nicht umgesetzte Monomer unter Rühren und unter vermindertem Druck entfernt wird. Jedoch entwickeln Säureanhydride und Säurehalogenide selbst in Spurenmengen einen besonders störenden Geruch und es ist daher in der Herstellungsanlage für die Vorrichtung ein spezieller Aufbau erforderlich. Es ist außerdem schwierig, nicht-umgesetztes Säureanhydrid und Säurehalogenid vollständig von dem Copolymeren zu entfernen und das resultierende Copolymer und Nahtmaterial sind wegen ihres Geruches nachteilig. Die Patentschrift enthält keinerlei Beschreibung eines Monofilaments mit Flexibilität und hoher Festigkeit und eines Verfahrens zu dessen Herstellung.
Infolgedessen ist es Aufgabe der Erfindung, ein abbaubares Monofilament bereitzustellen, das überragende mechanische Festigkeit und Flexibilität hat, ausgezeichnet im Hinblick auf die Ligationsbeständigkeit ist und eine mäßige Hydrolysegeschwindigkeit zeigt und das sich als Material für ein resorbierbares chirurgisches Nahtmaterial eignet.
Zusammenfassung der Erfindung
Als Ergebnis von intensiven Untersuchungen um die vorstehenden Probleme zu lösen wurde durch die Erfinder im Hinblick auf die innere Struktur eines Blockcopolymer-Monofilaments festgestellt, daß eine Struktur, die durch Dispergieren einer feinen nadelartigen Phase, die als primäre Komponente ein Polymersegment das hohe Festigkeit und rasche Hydrolysegeschwindigkeit aufweist, in einer Matrix, die als primäre Komponente ein Polymersegment enthält, das flexibel ist und langsame Hydrolysegeschwindigkeit zeigt, erhalten wird, zu einem Monofilament führen kann, das flexibel und zäh ist, ausgezeichnete Ligationsbeständigkeit hat und das außerdem eine gemäßigte Hydrolysegeschwindigkeit besitzt. Die vorliegende Erfindung wurde somit fertiggestellt.
Eine Ausführungsform der Erfindung ist ein abbaubares Blockcopolymer-Monofilament, welches eine innere Struktur hat, die in Form von getrennten Phasen enthält:

(a) eine Matrixphase mit einem Polymersegment, das einen Young'schen-Zugmodul von 2 GPa oder weniger und eine Beibehaltung der Festigkeit von 50% oder mehr nach zwei Wochen in Wasser von 37°C, pH 7,3 zeigt, und
(b) eine Mikrodispersions-Phase mit einem Polymersegment, das eine Zugfestigkeit von 200 MPa oder mehr hat und eine größere Verminderung der Festigkeit in Wasser bei 37°C, pH 7,3 zeigt, als die Matrixphase, wobei das Gewichtsverhältnis jeder Komponente in der Matrixphase und der Dispersionsphase 50 : 50 bis 95 : 5 ist und die Dispersionsphase eine nadelartige Struktur aufweist, die durch Verstrecken in Faserrichtung orientiert wird, ein Verfahren zur Herstellung des abbaubares Monofilaments und durch den lebenden Körper resorbierbare medizinische Vorrichtungen, die aus dem Monofilament hergestellt sind.

Die Bezeichnung "abbaubares Copolymer" gemäß der Erfindung bedeutet ein Copolymer, dessen Molekulargewicht in einem lebenden Körper innerhalb von 5 Jahren durch Hydrolyse oder enzymatische Zersetzung vermindert wird und das durch Lösen in Wasser oder durch den Metabolismus ausgetragen wird. Zu spezifischen Copolymeren, die verwendet werden können, gehören beispielsweise ein Copolymer, das von Glykolsäure (GA), Milchsäure (LA), Caprolacton (CL), p-Dioxanon (DS), Trimethylencarbonat (TMC), Ethylencarbonat, Hydroxybuttersäure und Hydroxyvalerianosäure abgeleitet ist.
Die Bezeichnung "innere Struktur" bezieht sich auf ein Konzept, das von den Fachleuten und Polymerforschern als Morphologie oder auch morphologische Struktur bezeichnet wird und das zur Erläuterung der Art der Phasendispersion in einer mehrlagigen Struktur verwendet wird.
Die Bezeichnung "nadelartige Struktur" bezieht sich auf eine anisotrope Struktur, wobei das Achsenverhältnis der großen Achse zu der kleinen Achse 3 oder mehr ist und umfaßt beispielsweise die Form eines kreisförmigen Zylinders, elliptischen Zylinders, Prismas, Strangs, Leine, Schnur und Spindel.
Die Bezeichnung "ein Polymer, das einen Young'schen Zugmodul von 2 GPa oder weniger und eine Beibehaltung der Festigkeit von 50% oder mehr nach dem Eintauchen in Wasser von 37°C, pH 7,3 während zwei Wochen hat" bezieht sich auf ein Polymer, welches die nachstehend beschriebenen Bedingungen erfüllt. Das heißt, ein Fachmann verspinnt das Polymer unter geeigneten Bedingungen und verstreckt das resultierende Filament auf das 3- bis 10-fache. Der Young'sche Zugmodul des so erhaltenen verstreckten Filaments überschreitet nicht 2 GPa. Das Filament behält nach dem zweiwöchigen Eintauchen in Wasser von 37°C und pH 7,3 50% oder mehr seiner Festigkeit.
Der Ausdruck "ein Polymer mit einer Zugfestigkeit von 200 MPa oder mehr und einer höheren Rate der Verminderung der Festigkeit als die Matrixphase" bezieht sich auf ein Polymer, welches die nachstehend beschriebenen Bedingungen erfüllt. Das heißt, ein Fachmann verspinnt das Polymer unter geeigneten Bedingungen und verstreckt das resultierende Filament auf das 3- bis 10-fache. Die Zugfestigkeit des verstreckten Filaments ist 200 MPa oder mehr. Die Beibehaltung der Festigkeit des verstreckten Filaments nach dem Eintauchen in Wasser von 37°C und pH 7,3 während 2 Wochen ist niedriger als die des vorstehend beschriebenen flexiblen Polymers, das mit geringer Geschwindigkeit abbaubar ist.
Die innere Struktur des erfindungsgemäßen Monofilaments ist in eine flexible Matrixphase, die eine relativ niedere Abbaugeschwindigkeit hat, und eine dispergierte Phase, die in der Matrix vorliegt und eine nadelartige zähe Struktur mit einer relativ hohen Abbaugeschwindigkeit aufweist, unterteilt. Die Hauptkomponente der Matrixphase ist ein Polymersegment, das einen Young'schen Zugmodul von 2 GPa oder weniger und eine Beibehaltung der Festigkeit von 50% oder mehr nach dem Eintauchen in Wasser von 37°C und pH 7,3 während 2 Wochen zeigt. Die Hauptkomponente der dispergierten Phase ist ein Polymersegment, das eine Zugfestigkeit von 200 MPa oder mehr und eine höhere Rate der Beibehaltung der Festigkeit als die Matrixphase nach dem Eintauchen in Wasser von 37°C und pH 7,3 zeigt. Außerdem liegt jede Komponente in der Matrixphase und der dispergierten Phase in einem Gewichtsverhältnis von 50 50 bis 95 : 5 vor.
Infolgedessen zeigt das erfindungsgemäße Monofilament wegen der spezifischen Struktur, die aus der Matrixphase und der dispergierten Phase besteht, gleichzeitig eine hohe Zugfestigkeit und Flexibilität und eine gemäßigte Hydrolyserate. Das heißt, das Monofilament hat eine lineare Zugfestigkeit von 200 MPa oder mehr, einen Young'schen Modul (Index der Flexibilität) von 2,1 GPa oder mehr und eine Beibehaltung der Festigkeit von 10 bis 80% nach dem Eintauchen in Wasser von 37°C und pH 7,3 während 4 Wochen.
Im Hinblick auf die innere Struktur des abbaubaren Monofilaments gemäß der Erfindung ist bevorzugt, daß die nadelartige Dispersionsphase eine Länge von 0,05 bis 8 μm in Faserrichtung (Hauptachse) und eine Länge von 0,01 bis 0,5 μm in Richtung des Durchmessers (kleine Achse) in einem Schnitt senkrecht zu der Faserachse zeigt. Das Verhältnis der Länge der großen Achse zu der kleinen Achse ist im Bereich von 3 bis 20. Eine Abweichung der Länge der großen Achse und der kleinen Achse und des Achsenverhältnisses ist zulässig. Die Größe der dispergierten Phase ist nicht speziell beschränkt, selbst wenn die Größe außerhalb des vorstehenden Bereiches liegt. Jedoch ist der Anteil der dispergierten Phase mit einer Größe innerhalb des vorstehenden Bereiches vorzugsweise 50% oder mehr, stärker bevorzugt 70% oder mehr. Am stärksten bevorzugt wird, daß 70% oder mehr der nadelartigen Dispersionsphase einen nadelartigen Anteil mit einem Durchmesser von 0,01 bis 0,5 μm (kleine Achse) in einem Schnitt senkrecht zu der Faserachse hat und daß das Achsenverhältnis 8 oder mehr beträgt.
Das als Hauptkomponente der Matrixphase verwendbare Polymersegment wird speziell beispielsweise unter Polycaprolacton (PCL), Poly-p-dioxanon (PDS), Polytrimethylencarbonat (PTMC), Copolymeren dieser und Copolymeren dieser mit Polyglykolsäure (PGA) und Polymilchsäure (PLA) ausgewählt. Das PCL-Segment wird bevorzugt.
Das als Hauptkomponente der dispergierten Phase verwendbare Polymersegment wird speziell unter beispielsweise PGA, PLA und Copolymeren dieser und Copolymeren dieser mit PCL, PTMC und PDS ausgewählt. Das PGA-Segment wird bevorzugt verwendet.
Das die Hauptkomponente der Matrixphase bildende Polymersegment hat vorzugsweise schlechte Verträglichkeit mit dem Polymersegment, das die Hauptkomponente der dispergierten Phase bildet.
Eine geeignete Ausführungsform der Erfindung ist ein abbaubares Monofilament, das ein Copolymer von ε-Caprolacton (CL) und Glykolid (GLD) enthält, wobei die innere Struktur des Monofilaments eine Matrixphase, die ein Poly-ε-caprolacton(PCL)-Segment als Hauptkomponente aufweist, und eine dispergierte Phase, die ein Polyglykolsäure(PGA)-Segment als Hauptkomponente aufweist, umfaßt, die Komponente der Matrixphase und der dispergierten Phase in einem Gewichtsverhältnis von 50 : 50 bis 95 : 5 vorliegen und die dispergierten Phase eine nadelartige Struktur umfaßt, die durch das Strecken und Orientieren des Monofilaments in der Faserrichtung erhalten wird (das verstreckte und orientierte Monofilament wird nachstehend einfach als Monofilament auf Basis von CG bezeichnet).
Das Monofilament auf Basis von CG hat eine die Filamentfestigkeit erhöhende Struktur durch Dispergieren und Orientieren eines hohe Festigkeit aufweisenden PGA-Segments in Faserrichtung und bildet einen nadelartigen Anteil in der Matrix des flexiblen PCL-Segments. Infolgedessen hat das Monofilament auf Basis von CG in Kombination Flexibilität und Festigkeit.
Die innere Struktur des erfindungsgemäßen Monofilaments kann beispielsweise bestätigt werden, indem eine Photographie mit Hilfe eines Transmissions-Elektronenmikroskops (TEM) eines Schnitts in der Faserrichtung des Monofilaments aufgenommen wird. So wird speziell zum Beispiel ein Monofilament auf Basis von CG auf der Schnittfläche in Faserrichtung glatt poliert, mit einem geeigneten Farbmittel, wie Rutheniumtetrachlorid, angefärbt und unter einem TEM betrachtet. Die Matrixphase und die dispergierte Phase können aufgrund der unterschiedlichen Farbstoffaffinität zwischen PCL und PGA klar unterschieden werden.
In dem erfindungsgemäßen Monofilament auf CG-Basis kann eine kleine Menge anderer Komponenten mit der PCL-Matrixphase und der dispergierten PGA-Phase vermischt werden. Jedoch muß PCL die Hauptkomponente der Matrixphase sein und für die gesamte Matrixphase ist ein Anteil von 50 Gew.-% oder mehr PCL erforderlich. In entsprechender Weise muß PGA die Hauptkomponente der dispergierten Phase sein und für die gesamte dispergierte Phase sind 50 Gew.-% oder mehr PGA erforderlich. Beispielhafte andere Komponenten die in die Matrixphase oder die dispergierte Phase eingemischt werden können umfassen beispielsweise PLA, Polydioxanon (PDS), Polytrimethylencarbonat (PTMC) und andere bioresorbierbare Polymere, Weichmacher, Farbmittel und Regler der Hydrolysegeschwindigkeit.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 ist eine Transmissions-Elektronenmikroskop (TEM)-Aufnahme eines Schnitts parallel zu der Faserrichtung eines in Beispiel 1 erhaltenen Monofilaments.
2 ist eine TEM-Photographie eines Schnitts senkrecht zu der Faserrichtung eines in Beispiel 1 erhaltenen Monofilaments.
3 ist eine TEM-Photographie eines Schnitts parallel zu der Faserrichtung eines in Beispiel 4 erhaltenen Monofilaments.
Ausführliche Beschreibung von bevorzugten Ausführungsformen
Die vorliegende Erfindung wird nachstehend ausführlich erläutert. Das Gewichtsmittel des Molekulargewichts (MW) von PCL und PGA können mit Hilfe der in dem nachstehenden Beispiel beschriebenen Methode gemessen werden.
In der Beschreibung bezieht sich der Ausdruck Poly-εcaprolacton oder PCL nicht nur auf ein ε-Caprolacton (CL)-Homopolymer, wenn nichts anderes angegeben ist. Zusätzlich zu CL-Einheiten können andere Monomereinheiten copolymerisiert sein, soweit sie nicht die Eigenschaften von PCL stark beeinträchtigen. Die Menge des copolymerisierten Monomeren in dem resultierenden Copolymer ist 15 mol-% oder weniger.
In entsprechender Weise bezieht sich die Bezeichnung Polyglykolsäure oder PGA in der Beschreibung nicht nur auf ein Glykolid(GLD)-Homopolymer, falls nichts anderes angegeben ist. Zusätzlich zu GLD-Einheiten können andere Monomereinheiten copolymerisiert sein, soweit sie nicht die Eigenschaften von PGA stark beeinträchtigen. Die Menge der copolymerisierten Monomeren ist 15 mol-% oder weniger in dem resultierenden Copolymer. Beispielhafte andere Monomereinheiten umfassen zum Beispiel Struktureinheiten, die durch Ringöffnung von 1,4-Dioxanon (DS), Trimethylencarbonat (TM), Dioxepanon (DP), LTD, Propiolacton (PL), Butyrolacton (BL) und Valerolacton (VL) erhalten werden.
Das erfindungsgemäße abbaubare Monofilament kann in geeigneter Weise hergestellt werden, indem ein PCL-PGA-Blockcopolymer unter spezifischen Bedingungen synthetisiert wird und das Blockcopolymer unter speziellen Bedingungen versponnen und verstreckt wird.
Das erfindungsgemäße abbaubare Monofilament kann vorzugsweise durch Herstellen eines Blockcopolymeren des AB-Typs oder BAB-Typs (nachstehend einfach als PCL-PGA-Blockcopolymer bezeichnet), das aus einem PCL-Segment (A) und einem PGA-Segment (B) besteht, Schmelzspinnen des erhaltenen Copolymeren und nachfolgendes Verstrecken des resultierenden Monofilaments um das 3- bis 10-fache erhalten werden.
Das PCL-PGA-Blockcopolymer verfestigt sich in der Spinnstufe aus dem geschmolzenen Zustand zu der Form eines Filaments, wobei die innere Struktur aufgebaut wird, in der die Phase des PGA-Segments wie Inseln in der Matrixphase aus dem PCL-Segment dispergiert ist. In dieser Stufe hat die dispergierte Phase noch keine Nadeln ausgebildet, obwohl dies von den Spinnbedingungen abhängt, und ist in vielen Fällen in Form einer Kugel oder eines leicht in Richtung der Faser verformten Ellipsoids vorhanden und hat ein Verhältnis der großen Achse zu der kleinen Achse von weniger als 3. Durch Verstrecken des unverstreckten Filaments unter speziellen Bedingungen wird die dispergierte Phase aus dem PGA-Segment unter Bildung einer Nadel verstreckt und orientiert.
Das für das erfindungsgemäße abbaubare Monofilament verwendete PCL-PGA-Blockcopolymer kann hergestellt werden, indem 50 bis 95 Gew.-Teile CL in Gegenwart eines Monools oder eines Diols der Ringöffnungs-Polymerisation unterworfen werden, bis der restliche Anteil an CL auf 15 Gew.-% oder weniger vermindert ist, und nachfolgend 5 bis 50 Gew.-Teile GLD zugesetzt werden, um die Ringöffnungs-Polymerisation durchzuführen.
Das PCL-Segment und PGA-Segment in dem im erfindungsgemäßen Monofilament verwendeten PCL-PGA-Blockcopolymer sind vorzugsweise Homopolymere von CL-Einheiten und GLD-Einheiten. Außerdem können das PCL-Segment und das PGA-Segment in dem PCL-PGA-Blockcopolymer, das in dem erfindungsgemäßen Monofilament vorliegt, individuell mit anderen Monomereinheiten, ausgenommen CL-Einheiten und GLD-Einheiten, copolymerisiert sein. Jedoch muß die Menge der anderen Monomereinheit in einem Bereich sein, in dem die wesentlichen Eigenschaften von PCL und PGA nicht stark beeinträchtigt werden. Im Hinblick auf diese Punkte beträgt der Anteil der anderen Monomereinheit 15 mol-% oder weniger der Monomereinheit, die das PCL-Segment oder das PGA-Segment bildet. Beispielhafte andere Monomere umfassen zum Beispiel Struktureinheiten, die durch Ringöffnung von DS, TMC, DP, LTD, PL, BL und VL erhalten werden.
Die Regelung der Molekularstruktur des PCL-PGA-Blockcopolymeren ist besonders wichtig bei der Herstellung eines Monofilaments unter Verwendung des PCL-PGA-Blockcopolymeren. Bezüglich der Molekularstruktur des PCL-PGA-Blockcopolymeren wird die innere Struktur (Morphologie) des Monofilaments stark beeinflußt durch (i) das Molverhältnis von CL-Einheiten zu GLD-Einheiten in der Zusammensetzung (nachstehend einfach als PCL/PGA-Verhältnis bezeichnet), (ii) das Gewichtsmittel des Molekulargewichts (MW) des PCL-Segments, (iii) das Gewichtsmittel (MW) des PGA-Segments, (iv) das MW des PCL-PGA-Blockcopolymeren und (v) den Grad der Blockausbildung. Infolgedessen werden die Eigenschaften des Monofilaments, wie Festigkeit, Flexibilität und Hydrolysegeschwindigkeit, durch diese Faktoren merklich beeinflußt.

(i) Das PCL-PGA-Verhältnis bestimmt in der inneren Struktur des Monofilaments die Matrixphase und die dispergierte Phase. Wenn der PGA-Gehalt der Zusammensetzung nicht kleiner als der PCL-Gehalt ist, bildet PCL keine Matrixphase und bildet PGA keine dispergierte Phase in der inneren Struktur des Monofilaments. Stattdessen bildet PGA eine Matrixphase und PCL eine dispergierte Phase und somit kann ein flexibles Monofilament nicht erhalten werden. Wenn der PGA-Anteil außerordentlich viel geringer als der PCL-Anteil ist, ist dies ungünstig, weil die Festigkeit des Filaments erniedrigt wird und außerdem die Hydrolysegeschwindigkeit des Filaments extrem niedrig wird. Im Hinblick auf diese Punkte ist das PCL/PGA-Verhältnis vorzugsweise im Bereich von 50 : 50 bis 95 : 5, stärker bevorzugt von 55 : 45 bis 85 : 15.
(ii) Das MW des PCL-Segments hat großen Einfluß auf die Festigkeit des Monofilaments. Damit es praktische Festigkeit als Monofilament aufweist, ist ein gewisser Wert oder mehr des MW erforderlich. Andererseits führt ein zu hohes MW zu einer zu hohen Schmelzviskosität des Polymeren und daher wird die Verarbeitbarkeit in ungünstiger Weise verschlechtert und das Verspinnen und Verstrecken werden erschwert. Im Hinblick darauf, ist der Bereich des MW vorzugsweise von 20.000 bis 200.000, am stärksten bevorzugt von 40.000 bis 150.000. Das in dieser Beschreibung verwendete MW bezieht sich auf das Gewichtsmittel des Molekulargewichts, gemessen durch Gelpermeationschromatographie (GPC) in der nachstehend beschriebenen Weise.
(iii) Das MW des PGA-Segments beeinflußt die Größe der dispergierten Phase in der inneren Struktur des Monofilaments. Ein höherer Wert MW des PGA-Segments erhöht die Größe der dispergierten Phase. Die Größe der dispergierten Phase hat eine ausgeprägte Wirkung auf die physikalischen Eigenschaften und die Verarbeitbarkeit des Monofilaments. Wenn der Wert MW zu hoch ist, wird die PGA-Phase zu groß und es wird speziell unmöglich, das Filament mit hoher Vergrößerung zu verstrecken. Infolgedessen wird im Gegenteil eine Verminderung der Festigkeit des Filaments oder eine zu hohe Hydrolysegeschwindigkeit erzielt. Wenn andererseits MW zu niedrig ist, kann keine Verstärkungswirkung auf das Monofilament durch die dispergierte Phase des PGA-Segments erwartet werden. Im Hinblick darauf ist MW des PGA-Segments im Bereich von vorzugsweise 1.000 bis 200.000, am stärksten bevorzugt 4.000 bis 150.000.
(iv) Der Wert MW des PCL-PGA-Blockcopolymeren beeinflußt die Festigkeit eines Monofilaments und die Hydrolysegeschwindigkeit. Wenn MW zu niedrig ist, zeigt das Monofilament keine ausreichende Festigkeit und außerdem fällt die Festigkeit wegen der Hydrolyse im lebenden Körper rasch ab. Andererseits erhöht ein zu hohes MW die Schmelzviskosität des Copolymeren außerordentlich und daher treten Schwierigkeiten in der Stufe des Verspinnens und Verstreckens auf. Infolgedessen ist es schwierig, ein gutes Filament zu erhalten. Im Hinblick auf diese Situation ist der Wert MW des PCL-PGA-Blockcopolymeren vorzugsweise im Bereich von 30.000 bis 400.000.
(v) Der Blockbildungsgrad ist ein Index, der anzeigt, in welchem Ausmaß jedes Segment in dem Blockcopolymer des AB-Typs oder BAB-Typs, das das PCL-Segment als A-Block und das PGA-Segment als B-Block enthält, durch eine einzige Spezies von Struktureinheiten aufgebaut ist. Anders angegeben, ist der Blockbildungsgrad ein Index, der anzeigt, in welchem Ausmaß in einer Serie von Struktureinheiten eines Polymeren eine weitere CL-Einheit (oder GLD-Einheit) benachbart zu einer CL-Einheit (oder GLD-Einheit) angeordnet ist. So hat beispielsweise ein Blockcopolymer des AB-Typs oder BAB-Typs, in welchem Segment A nur aus CL besteht und Segment B nur aus GLD besteht, den maximalen Blockbildungsgrad. In diesem Fall ist eine CL-Einheit in dem Polymeren immer neben einer CL-Einheit angeordnet, mit Ausnahme des Verbindungspunkts von Blöcken (der AB-Typ hat einen Punkt und der BAB-Typ hat zwei Punkte). Wenn beispielsweise eine CL-Einheit die GLD-Polymerkette des Segments B verunreinigt und in dieser copolymerisiert wird, wird der Blockbildungsgrad mit dem Anstieg des verunreinigenden Anteils von CL vermindert und somit steigt der Anteil an GLD-Einheiten, die benachbart zu CL-Einheiten angeordnet sind.

Der Blockbildungsgrad des PCL-PGA-Blockcopolymeren hat einen bemerkenswerten Effekt auf die Phasentrennung in der inneren Struktur des Monofilaments. Das heißt, beim Verspinnen eines Copolymeren mit einem hohen Blockbildungsgrad wird die Phase des PGA-Segments in Form einer ausgeprägten Inselstruktur in der Matrix des PCL-Segments dispergiert. Diese Konfiguration wird bei dem Verstreckungsverfahren gestreckt, wobei eine nadelartige Morphologie gebildet wird. Dabei kann das erfindungsgemäße Monofilament erhalten werden, welches gleichzeitig Festigkeit, Flexibilität und Hydrolysierbarkeit besitzt. Mit einer Verminderung des Blockbildungsgrads wird die Phasentrennung verschwommen und die intermolekularen Kräfte in der dispergierten Phase werden vermindert. Selbst wenn ein PCL-PGA-Blockcopolymer mit einem niederen Blockbildungsgrad zum Verspinnen und Verstrecken eingesetzt wird, wird die resultierende nadelartige Struktur des PGA-Segments in ungünstiger Weise verschwommen oder bildet eine Phase mit niedriger Festigkeit aus, so daß ein Monofilament mit hoher Festigkeit nicht erhalten werden kann.
Der Blockbildungsgrad des PCL-PGA-Copolymeren kann durch Messung des ¹³C-NMR-Spektrums bestimmt werden. So wird beispielsweise ein PCL-PGA-Blockcopolymer mit hohem Blockbildungsgrad in einem Lösungsmittelgemisch von 1,1,1,3,3,3-Hexafluor-2-propanol (HFP) und Chloroformdeuterid im Verhältnis 2 : 1 gelöst und das ¹³C-NMR-Spektrum wird gemessen. Ein dem Carbonylkohlenstoff der GLD-Einheit zugeordneter Singulett-Peak wird bei etwa 169 ppm beobachtet und ein dem Carbonylkohlenstoff der CL-Einheit zugeordneter Singulett-Peak wird bei etwa 178 ppm beobachtet. Beide Peaks werden in Form von scharfen Peaks einzeln beobachtet. Diese Peaks stimmen vollständig mit dem Peak überein, der beobachtet wird, wenn ein GLD-Homopolymer und ein CL-Homopolymer gesondert unter den gleichen Bedingungen durch ¹³C-NMR gemessen werden (diese Peaks werden nachstehend als Homopolymer-Peak bezeichnet). Wenn ein Copolymer mit niederem Blockbildungsgrad unter den gleichen Bedingungen der ¹³C-NMR-Messung unterworfen wird, treten zusätzlich zu den obigen Homopolymer-Peaks bei 169 ppm und 178 ppm zahlreiche komplexe Peaks bei etwa 169 ppm bis 171 ppm und etwa 176 ppm bis 178 ppm auf. Diese komplexen Peaks sind dem Carbonylkohlenstoff in einer Caprolactoneinheit (C), die durch die Wirkung einer benachbarten Glykolsäure einheit (G), wie GCC, CCG und GCG, verschoben sind, und dem Carbonylkohlenstoff einer Glykolsäureeinheit, die durch die Wirkung einer benachbarten Caprolactoneinheit verschoben sind, wie CGG, GGC und CGC, zuzuordnen. Alle diese komplexen Peaks treten als Ergebnis einer regellosen Konfiguration auf und somit werden diese Peaks, mit Ausnahme des Homopolymer-Peaks, nachstehend als regelloser Peak bezeichnet.
Das PCL-PGA-Blockcopolymer, das für das erfindungsgemäße abbaubare Monofilament verwendet wird, zeigt im wesentlichen keinen regellosen Peak bei der ¹³C-NMR-Messung. Selbst wenn ein regelloser Peak auftreten sollte, ist die Intensität des Peaks, der dem Carbonylkohlenstoff in der Caprolactoneinheit, die einer Glykolsäureeinheit benachbart ist, zuzuschreiben ist, etwa 1/2 oder weniger, vorzugsweise 1/5 oder weniger im Vergleich mit der Intensität des Peaks, der dem Carbonylkohlenstoff der Caprolactoneinheit zuzuschreiben ist, die einer anderen Caprolactoneinheit benachbart ist.
Ein PCL-PGA-Blockcopolymer mit einem hohen Blockbildungsgrad zeigt ein charakteristisches Verhalten bei der Differential-Scanning-Kalorimetrie (DSC). So werden endotherme Schmelzpeaks bei etwa 50 bis 70°C und etwa 210 bis 240°C beobachtet. Diese endothermen Peaks stimmen fast mit dem Schmelzpunkt des CL-Homopolymeren beziehungsweise GLD-Homopolymeren überein. Wenn das PCL-Segment oder PGA-Segment mit einer GLD-Einheit beziehungsweise CL-Einheit kontaminiert war, hat das Blockcopolymer einen verminderten Blockbildungsgrad und jeder der obigen beiden endothermen Peaks wird auf die Niedertemperaturseite in der DSC-Messung verschoben. So zeigt beispielsweise ein Blockcopolymer, dessen Blockbildungsgrad in einem solchen Ausmaß erniedrigt ist, daß in der ¹³C-NMR-Messung ein regelloser Peak auftritt, der fast gleich dem Homopolymer-Peak ist, nur einen breiten endothermen Peak bei etwa 160 bis 200°C und der endotherme Schmelzpeak, der dem PCL-Segment zuge schrieben wird, wird auf der Niedertemperaturseite nicht mehr beobachtet.
Das erfindungsgemäße abbaubare Monofilament wird vorzugsweise aus einem PCL-PGA-Copolymeren hergestellt, das einen ausgeprägten endothermen Schmelzpeak bei etwa 200 bis 240°C zeigt. Das durch Verspinnen und Verstrecken eines solchen PCL-PGA-Blockcopolymeren erhaltene Monofilament hat eine innere Struktur, die eine dispergierte Phase umfaßt, die deutlich aus dem PGA-Segment besteht und nadelartig orientiert ist. Das nadelartig orientierte PGA-Segment wird durch Orientieren und Kristallisation durch Verstrecken erhalten und hat einen relativ scharfen endothermen Schmelzpeak bei etwa 210 bis 240°C bei der DSC-Analyse.
Nachstehend wird das bevorzugte Herstellungsverfahren für das abbaubare Monofilament gemäß der Erfindung beschrieben.
Ein Monofilament auf Basis von CG, das eine geeignete Ausführungsform der Erfindung ist, kann vorzugsweise hergestellt werden, indem eine Ringöffnungs-Polymerisation von 50 bis 95 Gew.-Teilen CL in Gegenwart einer Monool- oder Diol-Verbindung durchgeführt wird, bis der restliche Anteil an CL 15 Gew.-% oder weniger ist, danach 5 bis 50 Gew.-Teile GLD zugesetzt werden und die Ringöffnungs-Polymerisation unter Bildung eines Polymeren fortgesetzt wird, das Polymer bei einer Temperatur von 220 bis 270°C geschmolzen und versponnen wird und das resultierende Filament bei einer Temperatur von 20 bis 80°C 3- bis 10-fach verstreckt wird.
Bei dem Herstellungsverfahren des erfindungsgemäßen Monofilaments werden 50 bis 95 Gew.-Teile CL in Gegenwart eines Monools oder eines Diols unter Bildung von PCL polymerisiert. Die Bezeichnung Monool (Monool-Verbindung) oder Diol (Diol-Verbindung) bezieht sich auf eine Verbindung die eine Hydroxylgruppe beziehungsweise zwei Hydroxylgruppen enthält und umfaßt speziell beispielsweise aliphatische Alkohole und Diole mit 1 bis 18 Kohlenstoffatomen. Im Hinblick auf die leichte Einstellbarkeit der zugesetzten Menge und die Löslichkeit in CL werden Laurylalkohol, Ethylenglykol und Diethylenglykol vorzugsweise verwendet.
Die Menge des zuzusetzenden Monools oder Diols wird in geeigneter Weise in Abhängigkeit von dem gewünschten Molekulargewicht des PCL-Segments bestimmt, weil das Molekulargewicht von PCL in gewissem Maß durch die Molzahl des Monools oder Diols geregelt werden kann. Die Methode zum Regeln ist dem Fachmann bekannt. So kann beispielsweise die in der offengelegten Japanischen Patentanmeldung HEI 7-233246 ( US 5412067 ) offenbarte Methode angewendet werden. Wie vorstehend erwähnt wurde, ist das MW des PCL-Segments ein wesentlicher Faktor in der Struktur des PCL-PGA-Blockcopolymeren und hat eine bemerkenswerte Wirkung auf die innere Struktur und die physikalischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen abbaubaren Monofilaments. Um das MW des PCL-Segments in dem vorstehenden Bereich einzustellen wird die Menge des Monools oder des Diols vorzugsweise im Bereich von 0,01 bis 0,5 mol-%, stärker bevorzugt von 0,1 bis 0,2 mol-%, gewählt.
Zur Polymerisation von CL werden vorzugsweise Katalysatoren eingesetzt. Verwendbare beispielhafte Polymerisationskatalysatoren umfassen beispielsweise Zinn-II-Octoat, Zinntetrachlorid, Zinkchlorid, Titantetrachlorid, Eisenchlorid, Bortrifluorid-Etherkomplex, Aluminiumchlorid, Antimontrifluorid, Bleioxid und andere Verbindungen die vorwiegend ein mehrwertiges Metall enthalten. Unter diesen Verbindungen werden Zinnverbindungen und Zinkverbindungen vorzugsweise verwendet. Zinn-II-Octoat wird besonders bevorzugt. Die Menge der Polymerisationskatalysatoren beträgt vorzugsweise 0,001 bis 0,05 Gew.-%, bezogen auf die Gesamtmenge des eingesetzten CL.
In dem verwendeten CL ist gewöhnlich Feuchtigkeit enthalten. Wenn CL mit einem hohen Feuchtigkeitsgehalt verwendet wird, wird es schwierig, das MW des gebildeten PCL durch Einstellen der Menge des Monools oder des Diols zu kontrollieren. Der Feuchtigkeitsgehalt beträgt vorzugsweise 1 bis 200 ppm. CL wird vorzugsweise getrocknet, wozu beispielsweise ein Molekularsieb verwendet wird, und weiterhin zum Entfernen von Feuchtigkeit destilliert.
Außerdem enthält CL gewöhnlich freie Hydroxycarbonsäure, wie Hydroxycapronsäure. Freie Hydroxycarbonsäuren beeinträchtigen das Molekulargewicht des erhaltenen Copolymeren und ihr Gehalt wird daher soweit wie möglich durch Destillation oder andere bekannte Methoden auf einen Bereich von vorzugsweise 10 bis 500 ppm, stärker bevorzugt 10 bis 200 ppm vermindert.
Auch wenn die Polymerisation von CL in Gegenwart einer kleinen Menge von anderen Monomeren, die mit CL copolymerisieren können, durchgeführt wird, ist das Verfahren immer noch im Rahmen der Erfindung. Die Menge der anderen Monomeren beträgt jedoch 15 mol-% oder weniger, bezogen auf CL. Andere Monomere umfassen beispielsweise DS, TMC, Dioxepanon, GLD, LTD, Propiolacton, Butyrolacton und Valerolacton. Bevorzugte Monomere sind DS, TMC, LTD und GLD.
Die Polymerisationstemperatur von CL beträgt vorzugsweise 150 bis 250°C, stärker bevorzugt 200 bis 235°C, um die Polymerisation innerhalb kurzer Dauer durchzuführen, während die thermische Zersetzung des gebildeten PCL verhindert wird.
Die Dauer der Polymerisation von CL unterliegt keiner speziellen Beschränkung. Es ist jedoch wichtig, die Polymerisation von CL ohne Zugabe von GLD durchzuführen, bis das gebildete PCL ein ausreichend hohes Molekulargewicht erreicht. Die Polymerisationsdauer von CL ist vorzugsweise im Bereich von 0,2 bis 10 Stunden in Gegenwart der oben angegebenen Menge des Katalysators in dem obigen Temperaturbereich.
Bei dem erfindungsgemäßen Herstellungsverfahren wird der restliche Anteil an nicht-umgesetztem CL in dem Zeitraum nach der Beendigung der CL-Polymerisation und vor der Zugabe von GLD auf 15 Gew.-% oder weniger vermindert. Das heißt, die Zugabe und Polymerisation von GLD in Gegenwart von 15 Gew.-% oder mehr an nicht-umgesetztem CL führt zu einem Anstieg der Menge von verunreinigten und copolymerisierten CL-Einheiten in dem gebildeten PGA-Segment. Dadurch wird der Blockbildungsgrad des PGA-Segments in ungünstiger Weise vermindert.
Stärker bevorzugt wird, daß der Anteil an verbliebenem CL vor der Zugabe von GLD 10 Gew.-% oder weniger der Menge des GLD beträgt. Methoden zum Vermindern der Menge an nichtumgesetztem CL in dem Reaktionssystem vor der Zugabe von GLD umfassen beispielsweise 1) eine Methode zum Erhöhen des Umwandlungsgrads von CL auf 85% oder mehr, indem die Polymerisation von CL unter geeigneten Reaktionsbedingungen durchgeführt wird, und 2) eine Methode zum Entfernen von nicht-umgesetztem CL durch Erhitzen des Reaktionssystems unter vermindertem Druck ab der zweiten Hälfte der Polymerisationsreaktion von CL, oder in dem Zeitraum nach Beendigung der Polymerisation und vor der Zugabe von GLD. Die vorstehende Methode 1) kann den Umwandlungsgrad auf 99% oder mehr erhöhen und den Anteil an nicht-umgesetztem CL auf weniger als 1 Gew.% erniedrigen, indem die Menge des Katalysators, die Reaktionstemperatur und die Reaktionsdauer in geeigneter Weise eingestellt werden. Auch die vorstehende Methode 2) kann den Anteil an nicht-umgesetztem CL auf weniger als 1 Gew.-% vermindern, indem die Temperatur, die Druckverminderung und die Dauer bei der Behandlung in geeigneter Weise geregelt werden.
Die restliche Menge an CL vor der Zugabe von GLD kann durch Entnahme einer kleinen Menge des Reaktionsprodukts in dem Reaktionssystem, Auflösen in HFP und Messen durch Gaschromatographie (GC) bestimmt werden.
Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren zur Herstellung des Monofilaments wird das PCL-PGA-Blockcopolymer oder eine Zusammensetzung, die das PCL-PGA-Blockcopolymer als primäre Komponente enthält, durch Polymerisation von CL, nachfolgende Zugabe von GLD und Polymerisation von GLD hergestellt.
Die Menge von GLD ist 5 bis 50 Gew.-%.
Der Polymerisationskatalysator kann auch bei der Polymerisation von GLD zugesetzt werden.
Die Polymerisation von CL in Gegenwart einer Hydroxylverbindung, wie eines Monools und Diols, führt zu einem PCL mit endständigen Hydroxylgruppen. Die allmähliche Zugabe und Polymerisation von GLD führt zum Wachstum eines PGA-Segments von der Hydroxylendgruppe von PCL unter Bildung eines PCL-PGA-Blockcopolymeren. Wenn in der Polymerisation von CL ein Monool verwendet wird, wird ein Blockcopolymer des Typs AB gebildet, der aus einem PCL-Segment (A) und einem PGA-Segment (B) besteht.
Wenn ein Diol verwendet wird, wird ein Blockcopolymer des Typs BAB gebildet.
Es ist wichtig, den Feuchtigkeitsgehalt des verwendeten GLD zu kontrollieren. Dies ist dadurch begründet, daß in der Stufe der Ringöffnungs-Polymerisation von GLD das Vorhandensein von Feuchtigkeit die Polymerisation und das Wachstum von GLD von anderen Positionen als der endständigen Hydroxylgruppe von PCL bewirkt und den Anteil eines GLD-Homopolymeren ohne PCL-Segment (PGA-Homopolymer) erhöht. Ein Anstieg der Bildung des PGA-Homopolymeren bewirkt einen ungünstigen Effekt auf die physikalischen Eigenschaften. Infolgedessen liegt der Feuchtigkeitsgehalt von GLD vorzugsweise im Bereich von 0,1 bis 200 ppm. Die Feuchtigkeit kann aus GLD durch Trocknen bei Raumtemperatur bis 50°C unter vermindertem Druck oder durch Aufschlämmen in einem hydrophilen, nicht-alkoholischen organischen Lösungsmittel, welches GLD nicht löst, entfernt werden.
Außerdem enthält GLD gewöhnlich freie Hydroxycarbonsäuren, wie Glykolsäure, und eine Oligomerkette dieser. Freie Hydroxycarbonsäure ist in ähnlicher Weise ungünstig, weil der Anteil des gebildeten PGA-Homopolymeren erhöht wird. Der Gehalt an freier Hydroxycarbonsäure in GLD wird vorzugsweise so weit wie möglich bis zu dem Bereich von 10 bis 500 ppm, stärker bevorzugt bis zum Bereich von 10 bis 200 ppm, vermindert, was durch Destillation, Umkristallisation oder Aufschlämmen erfolgt.
Bei der Polymerisation von GLD ist selbst dann, wenn eine kleine Menge anderer Monomerer mit GLD copolymerisiert wird, das Verfahren noch im Bereich der Erfindung. Diese Menge ist jedoch 15 mol-% oder weniger, bezogen auf GLD. Beispielhafte andere Monomere umfassen beispielsweise DS, TMC, Dioxepanon, LT D, Propiolacton, Butyrolacton, Valerolacton und CL. Bevorzugt werden DS, TMC, LTD und CL.
Wenn die Polymerisationstemperatur von GLD zu niedrig ist, kristallisiert das gebildete PGA-Segment und bildet im Reaktor kautschukartige Feststoffe und darüber hinaus schreitet die Reaktion ungleichmäßig fort. Somit kann ein Filament mit gewünschten Eigenschaften nicht erhalten werden. Andererseits besteht bei einer zu hohen Polymerisationstemperatur die ungünstige Neigung, daß thermische Zersetzung des PGA-Segments verursacht wird. Im Hinblick auf diese Punkte liegt die Polymerisationstemperatur vorzugsweise im Bereich von etwa 200 bis 250°C. Es wird gewöhnlich bevorzugt, die Polymerisation in Stickstoff oder in einer anderen inerten Atmosphäre durchzuführen.
PCL, das durch Polymerisation von CL vor der Zugabe von GLD gebildet wurde, hat ein-Molekulargewicht vorzugsweise im Bereich von 20.000 bis 200.000, stärker bevorzugt 150.000 oder weniger. Wenn das Molekulargewicht von PCL zu hoch ist wird die Schmelzviskosität von PCL in dem vorstehenden Temperaturbereich der GLD-Polymerisation zu hoch. Infolgedessen wird ein gleichförmiges Dispergieren von GLD in PCL schwierig und es ist eine spezielle Rührvorrichtung erforderlich. Die Methode der Zugabe von GLD zu dem Reaktionssystem unterliegt keiner speziellen Beschränkung. Jedoch hat das Polymerisationsprodukt von CL in geschmolzenem Zustand eine hohe Viskosität, während zugesetztes GLD eine flüssige Schmelze mit niederer Viskosität in dem Reaktionssystem bildet. Wenn daher eine große Menge an GLD auf einmal zu dem Reaktionssystem zugesetzt wird, können GLD und PCL nicht zufriedenstellend vermischt werden und die Reaktion neigt dazu, ungleichmäßig zu sein. Diese Erscheinung bewirkt eine ungleichmäßige Anlagerung des PGA-Segments an das Ende der PCL-Kette, erhöht den Anteil der PGA-Homopolymerbildung und macht es unmöglich, vorteilhafte Eigenschaften zu erzielen. Infolgedessen besteht eine bevorzugte Zugabemethode für GLD darin, daß die vorgeschriebene Menge an GLD kontinuierlich oder intermittierend in kleinen Anteilen zugesetzt wird, so daß die zugegebene Menge an GLD pro Minute innerhalb von 20 Gew.-% des verwendeten CL liegt.
Das durch Polymerisation von GLD erhaltene Polymer enthält nicht-umgesetztes GLD oder CL. Diese nicht-umgesetzten Materialien führen zu einer höheren als erwünschten Hydrolysegeschwindigkeit eines Monofilaments und daher wird ihr Gehalt vorzugsweise soweit wie möglich vermindert. Der Gehalt an verbliebenem GLD oder CL beträgt vorzugsweise weniger als 5 Gew.-%, stärker bevorzugt weniger als 1 Gew.-% der verwendeten Menge an GLD oder CL. Infolgedessen wird die Polymerisation von GLD vorzugsweise durchgeführt, bis eine Umwandlungsrate von 95% oder mehr erreicht ist.
Wenn die Polymerisationsdauer von GLD zu kurz ist, ist die Umwandlung von GLD unzureichend. Wenn andererseits die Polymerisationsdauer von GLD zu lang ist, wird der Blockbildungsgrad in ungünstiger Weise beeinträchtigt, da eine Umesterungsreaktion zwischen dem gebildeten PGA-Segment und dem PCL-Segment allmählich fortschreitet. Im Hinblick darauf beträgt die Polymerisationsdauer vorzugsweise 0,2 bis 5 Stunden, stärker bevorzugt 0,3 bis 3 Stunden im Bereich der vorstehend angegebenen Polymerisationstemperatur.
Wenn die Polymerisation von GLD während der obigen Polymerisationsdauer durchgeführt wird, tritt im wesentlichen keine Umesterungsreaktion zwischen dem PGA-Segment und dem PCL-Segment ein und der Blockbildungsgrad des Blockcopolymeren wird nicht sehr beeinträchtigt.
Die Polymerisationsdauer von GLD unterliegt keiner speziellen Beschränkung. Jedoch beträgt die Polymerisationsdauer bis zum Erreichen einer Umwandlungsrate von 95 Gew.-% gewöhnlich 0,2 bis 5 Stunden bei dem obigen Temperaturbereich.
Der Umwandlungsgrad von GLD kann in ähnlicher Weise wie der Umwandlungsgrad von CL durch Gaschromatographie bestimmt werden.
Das nicht-umgesetzte Monomer wird vorzugsweise aus dem erhaltenen Polymeren durch Verminderung des Drucks in dem erhaltenen, geschmolzenen Zustand oder durch Kühlen, Zerkleinern und anschließendes Erhitzen unter vermindertem Druck entfernt. Im Fall des Entfernens des nicht-umgesetzten Monomeren im erhaltenen geschmolzenen Zustand wird eine Evakuierung bei 200 bis 240°C durch schließliche Verminderung des Drucks auf 13.300 Pa oder weniger während 0,2 bis 1 Stunde durchgeführt und diese Bedingung wird 0,3 bis 2 Stunden aufrechterhalten. Der Druck wird vorzugsweise auf 130 Pa vermindert.
Im Fall des Entfernens von nicht-umgesetzten Monomeren durch Kühlen, Zerkleinern und anschließendes Erhitzen des Polymeren unter vermindertem Druck ist das Copolymer vorzugsweise in Form eines Pulvers, von Pellets oder anderen feinen Teilchen. Das Entlüften erfolgt vorzugsweise bei 20 bis 60°C unter einem verminderten Druck von 13.300 Pa oder weniger während 0,5 bis 72 Stunden. Der Druck wird vorzugsweise auf 130 Pa vermindert. Beide Methoden können mit oder ohne Rühren durchgeführt werden.
Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren zur Herstellung des Monofilaments wird das wie vorstehend erhaltene Polymere zu einem Filament schmelzgesponnen und anschließend verstreckt.
Das Schmelzspinnen erfolgt im Bereich von 220 bis 270°C. Wenn die Spinntemperatur zu niedrig ist, ist das Schmelzen des PGA-Segments unbefriedigend und daher wird die Ausbildung eines gesponnenen Filaments instabil oder die Bildung der dispergierten PGA-Phase in der inneren Struktur eines Monofilaments wird undeutlich oder ungeeignet. Infolgedessen kann das gewünschte Monofilament, das hohe Festigkeit und Flexibilität und gemäßigte Hydrolysierbarkeit in Kombination aufweist, nicht erhalten werden.
Das Schmelzspinnen wird vorzugsweise mit Hilfe eines Doppelschnecken-Extruders durchgeführt. Das PCL-PGA-Blockcopolymer, das in geeigneter Weise für die Zwecke der Erfindung verwendet wird, neigt dazu, im Bereich von 60 bis 200°C kautschukartig zu werden. Wenn ein Einschnecken-Extruder eingesetzt wird, der gewöhnlich auf dem Fachgebiet verwendet wird, wickelt sich das kautschukartige Copolymer in der Nähe der Zuführungsöffnung um die Schnecke und erschwert die Bildung des Monofilaments. Es können Doppelschnecken-Extruder des Kneter-Typs, Schrauben-Typs und andere Typen verwendet werden.
Außerdem wird in der Schmelzspinnstufe das aus der Spinndüse extrudierte Filament vorzugsweise innerhalb von 1 bis 30 Sekunden nach dem Austritt durch Eintauchen in ein Kühlmedium auf –100 bis 50°C gekühlt. wenn eine längere Zeit im Intervall von dem Austritt bis zum Kühlen verstreicht, schreitet die Kristallisation der dispergierten PGA-Phase in dem Filament übermäßig fort und es wird schwierig, in der nächsten Stufe das Verstrecken unter den vorgeschriebenen Bedingungen gleichmäßig und zufriedenstellend durchzuführen. Infolgedessen kann das gewünschte abbaubare Monofilament, das in Kombination hohe Festigkeit und Flexibilität und gemäßigte Hydrolysierbarkeit aufweist, nicht erhalten werden. Als Kühlmedium können Wasser, Kohlenwasserstoffe, Alkohol, Inertgase, wie Stickstoff, Luft und Argon und andere bekannte Materialien verwendet werden.
Das durch Verspinnen erhaltene Filament wird bei 20 bis 80°C 3- bis 10-fach verstreckt. Wenn die Verstreckungstemperatur zu niedrig ist, kann kein gleichmäßiges Verstrecken des gesamten Filaments erreicht werden, es wird nur die Matrixphase verstreckt und insbesondere ist es schwierig, eine nadelartige PGA-Dispersionsphase zu bilden und daher sind für das resultierende Filament keine guten Eigenschaften zu erwarten. Wenn andererseits die Verstreckungstemperatur zu hoch ist, reißt das Filament im Verlauf des Streckens oder es kann keine gute Orientierung des Filaments und der Dispersionsphase erzielt werden und somit tritt ungünstigerweise im Gegenteil eine Verminderung der Festigkeit des Filaments ein. Das Verstrecken muß in dem vorstehend angegebenen Temperaturbereich durchgeführt werden, um ein gutes Verstrecken der Dispersionsphase zu erreichen und das Reißen des Filaments zu verhindern. Eine speziell bevorzugte Verstreckungstemperatur ist im Bereich von 40 bis 70°C.
Wenn außerdem die Vergrößerung durch das Verstrecken (oder das Verstreckungsverhältnis) zu niedrig ist, kann sowohl für die PCL-Matrixphase als auch die PGA-Dispersionsphase keine ausreichende Orientierung erreicht werden und somit kann eine zufriedenstellende Festigkeit des Filaments nicht erhalten werden. Außerdem kann die PGA-Dispersionsphase keine zufriedenstellende nadelartige Struktur ausbilden und somit besteht die Tendenz einer verminderten Flexibilität des Filaments. Andererseits führt eine zu hohe Vergrößerung beim Verstrecken zu Reißen beim Verstrecken oder zur Zerstörung der inneren Struktur und resultiert im Gegenteil in einer Verminderung der Festigkeit oder Erniedrigung der Flexibilität.
Die Dicke des erfindungsgemäßen abbaubaren Monofilaments unterliegt keiner speziellen Beschränkung. Das Monofilament hat gewöhnlich einen Durchmesser von 0,005 bis 2 mm, vorzugsweise 0,02 bis 1 mm.
Das erfindungsgemäße abbaubare Monofilament hat eine lineare Zugfestigkeit von 200 MPa oder mehr, eine Naht-Zugfestigkeit von 170 MPa oder mehr und einen Young'schen Modul von 2,1 GPa oder weniger. Die Hydrolysierbarkeit, das heißt das Restverhältnis der linearen Zugfestigkeit (Verhältnis zu der ursprünglichen Zugfestigkeit) nach dem Eintauchen in Wasser von 37°C und pH 7,3 während 4 Wochen ist gewöhnlich 10 bis 80% und gemäß einer bevorzugten Ausführungsform 20 bis 70% und stärker bevorzugt 30 bis 70%.
Die vorliegende Erfindung kann ein abbaubares Monofilament, ein Verfahren zu seiner Herstellung, ein Monofilament, das ausgezeichnete mechanische Festigkeit und Flexibilität, gemäßigte Hydrolysierbarkeit und hohe Naht-Stabilität zeigt und als Material für ein chirurgisches resorbierbares Nahtmaterial geeignet ist, bereitstellen.
Das erfindungsgemäße abbaubare Monofilament zeigt hohe lineare Zugfestigkeit und Naht-Zugfestigkeit, ausreichende Flexibilität und gemäßigte Hydrolysierbarkeit, wie vorstehend erwähnt ist, und kann für verschiedene Teile eines lebenden Körpers angewendet werden.
Außerdem hat das erfindungsgemäße abbaubare Monofilament gute Naht-Stabilität und bildet einen Knoten, der, wenn er einmal gebildet ist, nicht aufgeht. Andererseits besteht bei allen konventionell bekannten Monofilament-Nahtmaterialien die Neigung zum Ausbilden eines großen Knotens und zu einer schlechten Knotenstabilität (Naht-Stabilität). Infolgedessen war es erforderlich, daß die Chirurgen die Naht durch Ausbilden von vielen Knoten an der Naht stabilisierten. Das erfindungsgemäße Monofilament kann leicht einen kleinen und stabilen Knoten ausbilden und durch Ausbilden nur eines einzigen Knotens kann eine ausreichende Beständigkeit der Naht erreicht werden.
Im allgemeinen hat ein verknotetes Filament eine niedrigere Zugfestigkeit als ein nicht-verknotetes Filament. Es ist bekannt, daß durch Verknoten eines konventionellen Monofilaments die Zugfestigkeit (Naht-Zugfestigkeit) auf 50 bis 60% der ursprünglichen Zugfestigkeit (lineare Zugfestigkeit) erniedrigt wird. Diese Tendenz wird umso merklicher, wenn die Zahl der Knoten ansteigt.
Andererseits wird die Nahtfestigkeit des erfindungsgemäßen Monofilaments nur auf 70 bis 80% der linearen Zugfestigkeit vermindert und, wie vorstehend erwähnt wurde, kann außerdem die Naht mit einer geringeren Anzahl von Knoten im Vergleich mit dem konventionellen Monofilament stabilisiert werden. Infolgedessen kann eine zufriedenstellende Nahtfestigkeit gewährleistet werden, wenn es praktisch in einer Operation angewendet wird, was im Hinblick auf die gewährleistete Sicherheit der Operation sehr vorteilhaft ist.
Die Anwendungen des erfindungsgemäßen abbaubaren Monofilaments unterliegen keiner speziellen Beschränkung. So kann beispielsweise das Monofilament auch als Material für eine Angelschnur verwendet werden. Bevorzugte Anwendungen sind jedoch Formkörper für medizinische Vorrichtungen.
Das erfindungsgemäße abbaubare Monofilament kann mit Hilfe bekannter Methoden zu medizinischen Formkörpern oder Vorrichtungen verarbeitet werden. Beispielhafte medizinische Gegenstände umfassen ein Monofilament-Nahtmaterial, eine Knochen-Verstärkungsplatte, chirurgische Netze und Arzneimittel mit verzögerter Freisetzung.
Das Herstellungsverfahren des Monofilament-Nahtmaterials unterliegt keiner speziellen Beschränkung. Es können bekannte Verfahren angewendet werden und erforderlichenfalls können Färben, Beschichten, Vernähen, Sterilisieren und Verpacken durchgeführt werden.
BEISPIELE
Die vorliegende Erfindung wird nachstehend ausführlich anhand von Beispielen erläutert. In diesen Beispielen wurden das Molekulargewicht von PGA, PCL und PCL-PGA-Blockcopolymer, der Umwandlungsgrad von CL und GLD, die Zusammensetzung des Copolymeren, der Blockbildungsgrad, der Schmelzpunkt des Copolymeren, die lineare Zugfestigkeit, der Young'sche Modul, das Restverhältnis von linearer Zugfestigkeit nach der Hydrolyse und die Naht-Stabilität mit Hilfe der folgenden Methoden gemessen und bewertet.
(1) Molekulargewicht (MW) von PGA, PCL und PCL-PGA-Blockcopolymer
Eine Lösung einer Konzentration von etwa 0,2 Gew.-% wurde durch Auflösen des Polymeren in HFP hergestellt. Die Lösung wurde der Messung durch Gelpermeationschromatographie unter Verwendung von Modell: GPC:SYSTEM 21 (nachstehend als GPC bezeichnet), hergestellt von SHOWA-DENKO Co., unterworfen. Das Gewichtsmittel des Molekulargewichts (MW) wurde unter Verwendung von Polymethylmethacrylat als Referenzsubstanz errechnet.
(2) Umwandlungsgrad von CL und GLD
Das gebildete Polymer wurde in HFP gelöst und der Gehalt von CL und GLD des Polymeren (Anteil der Restmonomeren) wurde durch Kapillar-Gaschromatographie gemessen. Der Umwandlungsgrad wurde aus diesem Anteil errechnet.
(3) PCL/PGA-Zusammensetzung (Gewichtsteile) des Copolymeren
Ein Lösungsmittelgemisch aus HFP und Chloroformdeuterid wurde in einem Volumenverhältnis: HFP/CDCl₃ = 2:1 verwendet. Das Copolymer wurde in einer Konzentration von 5 Gew.-% in dem Lösungsmittelgemisch gelöst. Zur Messung wurde eine kernmagnetische Resonanz-Vorrichtung, Modell: FX-90Q, hergestellt von NIPPON DENSHI Co., verwendet. Das Spektrum an dem Kern-H im Bereich von 1 bis 9 ppm gemessen. Der Anteil jeder Komponente (Gewichtsteile) in der Probe wurde jeweils aus der Resonanzintensität einer Methylengruppe, die einer CL-Einheit zugeordnet ist (2,4 ppm) und einer Methylengruppe, die einer GLD-Einheit zugeordnet ist (4,8 ppm) erhalten. Diese Messung wird nachstehend als ¹H-NMR-Analyse bezeichnet.
(4) Bewertung des Blockbildungsgrads
Eine Lösung des Polymeren in HFP/CDCl₃ wurde nach der gleichen Verfahrensweise wie vorstehend in (3) hergestellt. Das Spektrum wurde an dem Kern-C im Bereich von 160 bis 190 ppm mit Hilfe der Vorrichtung für die kernmagnetische Resonanzmessung gemessen. Nachstehend wird dies als ¹³C-NMR-Analyse bezeichnet.
(5) Schmelzpunkt des Copolymeren (°C)
Ein Differential-Scanning-Kalorimeter (DSC), Modell: DSC-8230, hergestellt von RIGAKU Co. wurde verwendet.
Der Schmelzpunkt eines Copolymeren wurde bei einer Heizrate von 10°C pro Minute gemessen.
(6) TEM-Beobachtung
Ein Filament wurde in ein Zweikomponenten-Epoxyharz mit sechsstündiger Härtung eingebettet, ein Querschnitt der Probe wurde durch Schneiden mit dem Glasmesser eines Ultra-Mikrotoms glatt freigelegt und 15 Stunden mit Rutheniumtetrachlorid gefärbt. Nach dem Waschen wurde eine ultra-dünne Probe mit einer Dicke von etwa 70 nm mit Hilfe eines Diamantmessers des Ultra-Mikrotoms abgeschnitten und unter Verwendung eines Elektronenmikroskops, TEM Modell: H 7000, hergestellt von HITACHI Co., bei einer Beschleunigungsspannung von 75 kV betrachtet.
Durch die Ergebnisse der TEM-Betrachtung von einfachen Substanzproben aus PGA und PCL wurde außerdem bestätigt, daß PCL mit Rutheniumtetrachlorid stärker angefärbt wurde, als Polyglykolsäure.
(7) Lineare Zugfestigkeit (MPa) und Young'scher Modul (GPa)
Die Messung wurde mit Hilfe eines Zugtesters mit einer Breite der Spannklemme von 40 mm und einer Zugrate von 100 mm/min gemäß JIS L-1069 durchgeführt. Die lineare Zugfestigkeit wurde aus der maximalen Belastung (N) vor dem Reißen der Probe errechnet. Der Young'sche Modul wurde aus der Steigung einer Spannungs-(load)-Dehnungs-Kurve in dem anfänglichen linear elastischen Bereich nach folgender Gleichung errechnet. Young'scher Modul = (tanθ × L·C·S)/(H × A)worin θ der Winkel (°) des anfänglichen linearen Bereichs der Spannungs-Dehnungs-Kurve mit der Spannungs-Achse (X-Achse) ist, L die Breite der Spannklemme (mm) ist, C die Registrier-Geschwindigkeit (mm/min) ist, S die Belastung pro Einteilung der Spannungs-Achse (N/mm) ist, H die Zugrate (mm/min) ist und A die Schnittfläche der Probe (mm²) ist.
(8) Naht-Zugfestigkeit (MPa)
Ein chirurgischer Knoten wurde zweimal an der Monofilament-Probe ausgebildet und der Zugtest wurde nach der gleichen Verfahrensweise wie in (7) für die lineare Zugfestigkeit durchgeführt. Die Berechnung erfolgte aus der Maximalbelastung vor dem Reißen.
(9) Restverhältnis der linearen Zugfestigkeit nach der Hydrolyse (%)
Eine Monofilament-Probe wurde während vorbestimmter Zeit in eine Phosphatpufferlösung von 37°C, pH 7,27, eingetaucht. Nach dem Trocknen der Probe wurde die lineare Zugfestigkeit nach der vorstehend in (7) beschriebenen Methode gemessen. Das Restverhältnis wird durch den Prozentsatz (%) der Festigkeit nach dem Eintauchen, bezogen auf die ursprüngliche Festigkeit vor dem Eintauchen, angegeben.
(10) Naht-Stabilität
Eine Monofilament-Probe wurde zweimal um ein Glasrohr mit einem Durchmesser von 20 mm gewickelt, um sie in engen Kontakt mit der Rohroberfläche zu bringen, und ein chirurgischer Knoten wurde ausgebildet. Danach wurde die Probe 24 Stunden bei 23°C unter einer relativen Feuchtigkeit von 50% stehengelassen.
Die zeitabhängige Veränderung der Lockerung des Knotens wurde visuell beobachtet.
Die Naht-Stabilität der Probe wurde durch den Lockerungsgrad des Knotens auf dem Glasrohr bewertet.
Der Bewertungsstandard war wie folgt.
Grad A: Der Knoten war nicht gelockert und war in engem Kontakt mit dem Glasrohr.
Grad B: Der Knoten wurde locker und haftete noch an dem Glasrohr.
Grad C: Der Knoten war stark gelockert und hatte sich von dem Glasrohr getrennt.
Referenzbeispiel 1
Poly-ε-caprolacton (PCL) mit einem MW von 60.000 wurde bei 110°C versponnen und 7-fach auf einer bei 50°C gehaltenen Heizplatte verstreckt, wobei ein PCL-Monofilament mit einem Durchmesser von 0,4 mm erhalten wurde. Das Monofilament hatte eine lineare Zugfestigkeit von 380 MPa und einen Young'schen Modul von 0,9 GPa. Das Restverhältnis der Zugfestigkeit nach der Hydrolyse betrug 93% nach 2 Wochen und 87% nach 4 Wochen.
Referenzbeispiel 2
Polyglykolsäure (PGA) mit einem MW von 50.000 wurde bei 250°C versponnen und bis zu einer maximalen Vergrößerung durch Verstrecken (4,5-mal) auf einer bei 50°C gehaltenen Heizplatte verstreckt, wobei ein PGA-Monofilament mit einem Durchmesser von 0,5 mm erhalten wurde. Das Monofilament hatte eine lineare Zugfestigkeit von 970 MPa und einem Young'schen Modul von 14,7 GPa. Das Restverhältnis der Zugfestigkeit nach der Hydrolyse betrug 76% nach 2 Wochen und 15% nach 4 Wochen. Das Filament war steif und es war schwierig einen Knoten zu bilden.
Beispiel 1
Das verwendete CL wurde vorher 3 Tage lang mit einem Molekularsieb des Typs 3A getrocknet und destilliert. CL hatte einen Feuchtigkeitsgehalt von 75 ppm.
Das verwendete GLD wurde vorher wiederholte Male der Umkristallisation aus Ethylacetat unterworfen und über Nacht bei 40°C unter vermindertem Druck getrocknet. GLD hatte einen Feuchtigkeitsgehalt von 30 ppm.
In einen 5 Liter-Reaktor, der mit einem mechanischen Rührer, einem Tropftrichter mit einer Heizeinrichtung und einer Vorrichtung zum Evakuieren versehen war und der vorher durch Erhitzen unter vermindertem Druck getrocknet worden war, wurden 60 Gew.-Teile CL, und, für CL, 0,015 Gew.-% Zinn-II-Octoat und 0,132 mol-% Laurylalkohol gegeben.
Nach dem 5-minütigen Spülen des Reaktors mit Stickstoff wurde das Reaktionsgemisch während 20 Minuten in der verbliebenen Stickstoffatmosphäre auf 220°C erhitzt und 2 Stunden lang bei der gleichen Temperatur gehalten. In dieser Stufe betrug der Umwandlungsgrad von CL zu dem Polymeren 98% und das erhaltene PCL hatte ein MW von 56.000.
Danach wurden 40 Gew.-Teile GLD in den Tropftrichter gegeben, durch Erhitzen auf 110°C geschmolzen, während 10 Minuten kontinuierlich in den Reaktor gegeben und 5 Minuten lang kräftig gerührt. Danach wurde die Reaktionstemperatur unter mäßigem Rühren auf 235°C erhöht und die Temperatur wurde eine Stunde lang aufrechterhalten. Die Umwandlungsrate von GLD zu dem Copolymeren betrug 99 Gew.-%. Der Druck im Reaktor wurde allmählich vermindert, um nicht-umgesetztes Monomeres zu entfernen. Das so erhaltene Copolymer hatte eine Zusammensetzung entsprechend PCL/PGA von 61/39 und ein MW von 98.000.
Ein ¹³C-NMR-Spektrum des resultierenden Copolymeren wurde im Bereich von 160 bis 190 ppm gemessen. Ein dem Carbonylkohlenstoff der GLD-Einheit zugeordneter Peak wurde bei 168,7 ppm gefunden und ein dem Carbonylkohlenstoff der CL-Einheit zugeordneter Peak wurde bei 177,8 ppm festgestellt. Beide Peaks waren einzeln und scharf und es wurde kein weiterer regelloser Peak beobachtet.
Außerdem wurde der Schmelzpunkt des resultierenden Copolymeren mit Hilfe eines Differential-Scanning-Kalorimeters gemessen. Das Copolymer hatte durch Wärmeabsorption festgestellte deutliche Schmelzpunkte, angezeigt durch Peaks bei 56°C und 219°C.
Dann wurde das so erhaltene Copolymere bei einer Maximaltemperatur von 250°C mit Hilfe eines Doppelschnecken-Extruders, der mit einer Spinndüse mit einem einfachen Loch des inneren Durchmessers von 2,5 mm versehen war, versponnen. Ein Eiswasserbad von 0°C wurde 15 cm unterhalb der Extrusionsdüse angeordnet, so daß das ausgetretene Filament 3 Sekunden nach der Extrusion in das Eiswasserbad getaucht wurde. Das Filament durchlief das Eiswasserbad während 20 Sekunden und wurde aufgewickelt. Das erhaltene Filament wurde über eine bei 63°C gehaltene Heizplatte geführt und 7,4-fach verstreckt, wobei ein verstrecktes Monofilament mit einem Durchmesser von 0,45 mm erhalten wurde.
1 und 2 verdeutlichen TEM-Photographien, die einen Schnitt parallel zu der Faserrichtung und einen Schnitt senkrecht zu der Faserrichtung des erhaltenen Monofilaments zeigen. Es wurde bestätigt, daß eine PGA-Phase, die schwierig mit Hilfe eines Färbemittels anzufärben war, in einem nadelartig orientierten Zustand in Faserrichtung in einer PCL-Matrix dispergiert war, die mit dem Färbemittel schwarz gefärbt war.
Nach der Bildanalyse der TEM-Photographien war das Verhältnis der Bereiche der PCL-Phase und der PGA-Phase 65/35. Die PGA-Dispersionsphase hatte eine Länge der größeren Achse von 0,1 bis 5 μm, eine Länge der kleineren Achse von 0,01 bis 0,3 μm und ein Achsenverhältnis von 5 zu 20. Mehr als 90% der nadelartigen Dispersionsphase hatten ein Achsenverhältnis von 8 oder mehr.
Das erhaltene Monofilament hatte eine lineare Zugfestigkeit von 480 MPa, einen Young'schen Modul von 1,3 GPa, eine Zugfestigkeit der Ligatur von 380 MPa und sein Restverhältnis der Festigkeit nach Hydrolyse war 55%. Das Ergebnis der Ligatur-Stabilität wurde mit Grad A bewertet.
Beispiel 2
Die Verfahrensweise des Beispiels 1 wurde durchgeführt, wobei 60 Gew.-Teile CL verwendet wurden, mit der Ausnahme, daß Laurylalkohol durch Diethylenglykol in einer Menge von 0,132 mol-%, bezogen auf CL, ersetzt wurde.
Der Umwandlungsgrad von CL in das Copolymere betrug 98%. Das gebildete PCL hatte ein MW von 59.000.
Danach wurden 40 Gew.-Teile GLD zugesetzt und die Polymerisation wurde nach der gleichen Verfahrensweise wie in Beispiel 1 durchgeführt. Der Umwandlungsgrad von GLD in das Copolymer betrug 99 Gew.-%. Das erhaltene Copolymer hatte eine Zusammensetzung entsprechend PCL/PGA von 59/41 und ein MW von 101.000.
Ein ¹³C-NMR-Spektrum des resultierenden Copolymeren wurde im Bereich von 160 bis 190 ppm gemessen. Ein dem Carbonylkohlenstoff der GLD-Einheit zugeordneter Peak wurde bei 168,7 ppm gefunden und ein dem Carbonylkohlenstoff der CL-Einheit zugeordneter Peak wurde bei 177,8 ppm gefunden. Beide Peaks waren einzeln und scharf und es wurde kein anderer regelloser Peak beobachtet.
Außerdem wurde der Schmelzpunkt des resultierenden Copolymeren mit Hilfe eines Differential-Scanning-Kalorimeters gemessen. Das Copolymer hatte ausgeprägte Schmelzpunkte, die aufgrund der Wärmeabsorption mit Peaks bei 56°C und 219°C aufgefunden wurden.
Dann wurde das so erhaltene Copolymere mit Hilfe der gleichen Verfahrensweise wie in Beispiel 1 bei einer Maximaltemperatur von 250°C mit Hilfe eines Doppelschnecken-Extruders, auf dem eine Einloch-Spinndüse montiert war, versponnen. 15 cm unterhalb der Extrusionsdüse wurde ein bei 0°C gehaltenes Eiswasserbad angeordnet, so daß das extrudierte Filament 4 Sekunden nach der Extrusion in das Eiswasserbad tauchte. Das Filament wurde während 20 Sekunden durch das Eiswasserbad geleitet und aufgewickelt. Das so erhaltene Filament wurde, während es über eine bei 63°C gehaltenen Heizplatte geführt wurde, auf das 6,9-fache verstreckt, wobei ein verstrecktes Filament mit einem Durchmesser von 0,49 mm erhalten wurde.
Das erhaltene Monofilament wurde in einem Schnitt parallel zu der Faserrichtung und in einem Schnitt senkrecht zu der Faserrichtung mit Hilfe eines TEM betrachtet. Es wurde bestätigt, daß eine PGA-Phase, die schwierig mit Hilfe eines Färbemittels anfärbbar war, in einem in der Faserrichtung orientierten nadelartigen Zustand in einer PCL-Matrix dispergiert war, die mit dem Färbemittel schwarz gefärbt war. Nach der Bildanalyse der TEM-Photographien betrug das Flächenverhältnis der PCL-Phase zu der PGA-Phase 65 : 35. Die PGA-Dispersionsphase hatte eine Länge der großen Achse von 0,05 bis 5 μm und eine Länge der kleinen Achse von 0,01 bis 0,3 μm und ein Achsenverhältnis von 5 bis 20. Mehr als 90% der nadelartigen Dispersionsphase hatte ein Achsenverhältnis von 8 oder mehr.
Das erhaltene Monofilament hatte eine lineare Zugfestigkeit von 520 MPa, einem Young'schen Modul von 1,1 GPa, eine Ligatur-Zugfestigkeit von 370 MPa und seine Restrate der Festigkeit nach der 4-wöchigen Hydrolyse betrug 48%. Das Ergebnis der Bewertung der Ligatur-Stabilität entsprach Grad A.
Beispiel 3
Ein Copolymer wurde durch Polymerisation von CL und Polymerisation von GLD in gleicher Weise wie in Beispiel 1 hergestellt, mit der Ausnahme, daß 75 Gew.-Teile CL und 25 Gew.-Teile GLD verwendet wurden.
Der Umwandlungsgrad von CL in das Copolymere war 98 Gew.-% und das gebildete PCL hatte ein MW von 83.000. Der Umwandlungsgrad von GLD in das Copolymere war 99 Gew.-%.
Das erhaltene Copolymer hatte eine Zusammensetzung mit einem PCL/PGA-Verhältnis von 75/25 und ein MW von 111.000.
Das ¹³C-NMR-Spektrum des resultierenden Copolymeren wurde im Bereich von 160 bis 190 ppm gemessen. Ein dem Carbonylkohlenstoff der GLD-Einheit zugeordneter Peak wurde bei 168,7 ppm gefunden und ein dem Carbonylkohlenstoff der CL-Einheit zugeordneter Peak wurde bei 177,8 ppm festgestellt. Beide Peaks traten einzeln und scharf auf und es wurde kein anderer regelloser Peak beobachtet.
Außerdem wurde der Schmelzpunkt des resultierenden Copolymeren mit Hilfe eines Differential-Scanning-Kalorimeters gemessen. Das Copolymer hatte ausgeprägte Schmelzpunkte aufgrund der Wärmeabsorption, die durch Peaks bei 55°C und 216°C angezeigt sind.
Dann wurde das so erhaltene Copolymere mit Hilfe der gleichen Verfahrensweise wie in Beispiel 1 bei einer Maximaltemperatur von 250°C mit Hilfe eines Doppelschnecken-Extruders versponnen, der mit einer Spinndüse mit einer einzigen Öffnung mit dem inneren Durchmesser von 2,5 mm versehen war. Ein Eiswasserbad wurde 15 cm unterhalb der Extrusionsdüse so angeordnet, daß das ausgetretene Filament 7 Sekunden nach der Extrusion in das Eiswasserbad eintauchte. Das Filament wurde 20 Sekunden durch das Eiswasserbad geleitet und aufgewickelt. Das erhaltene Filament wurde 7,8-fach verstreckt, während es über eine Heizplatte von 60°C geführt wurde, wobei ein verstrecktes Monofilament mit einem Durchmesser von 0,41 mm erhalten wurde.
Das so erhaltene verstreckte Monofilament wurde in einem Schnitt parallel zu der Faserrichtung und einem Schnitt senkrecht zu der Faserrichtung unter einem TEM betrachtet. Es wurde bestätigt, daß eine PGA-Phase, die schwierig mit einem Färbemittel anfärbbar war, in einem nadelartig orientierten Zustand in der Faserrichtung in einer PCL-Matrix dispergiert war, die mit Hilfe des Färbemittels schwarz gefärbt war. Nach der Bildanalyse der TEM-Photographien betrug das Bereichsverhältnis der PCL-Phase zu der PGA-Phase 78 : 22. Die Länge der Hauptachse (größeren Achse) und der kleinen Achse der PGA-Dispersionsphase betrugen 0,1 bis 5 μm beziehungsweise 0,01 bis 0,3 μm. Das Axialverhältnis der PGA-Dispersionsphase war 5 bis 20. Mehr als 90% der nadelartigen dispergierten Phase hatte ein Axialverhältnis von 8 oder mehr.
Das erhaltene Monofilament hatte eine lineare Zugfestigkeit von 460 MPa, einen Young'schen Modul von 1,0 GPa, eine Ligatur-Zugfestigkeit von 360 MPa und seine Restfestigkeit nach der 4-wöchigen Hydrolyse war 65%. Das Ergebnis der Bewertung der Ligatur-Stabilität entsprach Rang A.
Vergleichsbeispiel 1
Ein Copolymer wurde durch Polymerisation von CL und Polymerisation von GLD in ähnlicher Weise wie in Beispiel 1 hergestellt, mit der Ausnahme, daß 40 Gew.-Teile CL und 60 Gew.-Teile GLD verwendet wurden.
Der Umwandlungsgrad von CL in das Polymere war 95 Gew.-% und das so gebildete PCL hatte ein MW von 51.000. Der Umwandlungsgrad von GLD in das Copolymere betrug 99 Gew.-%.
Das erhaltene Copolymer hatte eine Zusammensetzung entsprechend PCL/PGA von 41/59 und ein MW von 109.000.
Das ¹³C-NMR-Spektrum des resultierenden Copolymeren wurde im Bereich von 160 bis 190 ppm gemessen. Ein dem Carbonylkohlenstoff der GLD-Einheit zugeordneter Peak wurde bei 168,7 ppm gefunden und ein dem Carbonylkohlenstoff der CL-Einheit zugeordneter Peak wurde bei 177,8 ppm gefunden. Beide Peaks traten einzeln und scharf auf und es wurde kein anderer regelloser Peak beobachtet.
Außerdem wurde der Schmelzpunkt des resultierenden Copolymeren mit Hilfe eines Differential-Scanning-Kalorimeters gemessen. Das Copolymer hatte ausgeprägte Schmelzpunkte mit Wärmeabsorption, die durch Peaks bei 55°C und 220°C angezeigt ist.
Das so erhaltene Copolymere wurde dann mit Hilfe der gleichen Verfahrensweise wie in Beispiel 1 mit Hilfe eines Doppelschnecken-Extruders versponnen, der mit einer Spinndüse mit einer einzigen Öffnung versehen war, die einen Innendurchmesser von 2,5 mm hatte. Das resultierende Filament war steif. Verschiedene Arten des Verstreckens wurden bei 40 bis 80°C versucht. Die maximale Vergrößerung durch Verstrecken war 4,5-fach. Wenn die Vergrößerung durch das Strecken weiter erhöht wurde, traten häufige Fadenbrüche auf.
Ein Schnitt des erhaltenen Monofilaments wurde unter einem TEM betrachtet. Die Matrix bestand aus der PGA-Phase, die schwierig mit dem Färbemittel anfärbbar war, und die PCL-Phase war unregelmäßig in der PGA-Matrix dispergiert.
Das erhaltene Monofilament hatte eine lineare Zugfestigkeit von 410 MPa, einen Young'schen Modul von 4,4 GPa, eine Ligatur-Zugfestigkeit von 260 MPa und sein Restverhältnis der Festigkeit nach der Hydrolyse während 4 Wochen war 5%. Das Filament war steif. Als Resultat der Bewertung der Ligatur-Stabilität wurde Grad C erzielt.
Vergleichsbeispiel 2
Nach dem gründlichen Vermischen von 60 Gew.-Teilen CL und 40 Gew.-Teilen GLD wurden die gleichen Anteile an Zinn-II-Octoat und Laurylalkohol wie in Beispiel 1 zu dem Gemisch gegeben und die Polymerisation wurde unter Erhitzen in ähnlicher Weise wie in Beispiel 1 durchgeführt. Die Polymerisation schritt langsam fort und 7 Stunden waren erforderlich, bis die Polymerisation beendet wurde. Nach dem Beendigen der Polymerisation wurde der Reaktor allmählich evakuiert, um nicht-umgesetztes restliches Monomeres zu entfernen. Das erhaltene Copolymer hatte eine Zusammensetzung entsprechend einem PCL/PGA-Verhältnis von 62/38 und ein MW von 97.000.
Das ¹³C-NMR-Spektrum des erhaltenen Copolymeren wurde im Bereich von 160 bis 190 ppm gemessen. Ein dem Carbonylkohlenstoff der GLD-Einheit zugeordneter Peak wurde bei 168,7 ppm gefunden und ein dem Carbonylkohlenstoff der CL-Einheit zugeordneter Peak wurde bei 177,8 ppm festgestellt. Zusätzlich zu diesen Peaks traten jedoch regellose Peaks bei 168,8, 168,9, 169,6, 169,8, 169,9, 170,8, 176,4, 176,5 und 177, 6 ppm auf. Die regellosen Peaks der CL-Einheit hatten eine dreimal so hohe Intensität wie die Homopolymer-Peaks.
Außerdem wurde der Schmelzpunkt des erhaltenen Copolymeren mit Hilfe eines Differential-Scanning-Kalorimeters gemessen. Nur ein breiter endothermer Peak wurde bei 170 bis 200°C gefunden und bei etwa 50 bis 70°C und etwa 210 bis 240°C wurde kein Wärmeabsorptions-Peak aufgefunden.
Dann wurde das so erhaltene Copolymere mit Hilfe der Verfahrensweise des Beispiels 1 mit Hilfe eines Doppelschnecken-Extruders, der mit einer Spinndüse mit einer einzigen Öffnung mit 2,5 mm Innendurchmesser versehen war, versponnen.
Das erhaltene Filament wurde durch Führen über eine Heizplatte von 63°C auf das 7-fache verstreckt, wobei ein verstrecktes Filament mit einem Durchmesser von 0,45 mm erhalten wurde.
Das verstreckte Monofilament wurde unter einem TEM im Schnitt parallel zu der Faserrichtung und in einem Schnitt senkrecht zu der Faserrichtung betrachtet. In all diesen Abschnitten war jedoch der gesamte Anteil leicht und gleichförmig gefärbt und es konnte keine Struktur einer Phasentrennung beobachtet werden.
Das erhaltene Monofilament hatte eine lineare Zugfestigkeit von 150 MPa, einen Young'schen Modul von 1,0 GPa, eine Ligatur-Zugfestigkeit von 100 MPa und eine restliche Festigkeitsrate nach der Hydrolyse während 4 Wochen von 5%. Das Filament war flexibel, hatte jedoch niedere Zugfestigkeit und rasche Hydrolysegeschwindigkeit und war somit nicht geeignet für Anwendungszwecke, wie als chirurgisches Nahtmaterial. Die Ligatur-Stabilität wurde mit Grad B bewertet.
Vergleichsbeispiel 3
Die Polymerisation wurde nach der gleichen Verfahrensweise wie in Beispiel 1 durchgeführt, mit der Ausnahme, daß die Zugabe von GLD erfolgte, ohne das nicht-umgesetzte CL aus dem Reaktionssystem zu entfernen, als der Umwandlungsgrad der CL-Polymerisation 70% erreicht hatte. Das vor der Zugabe von GLD gebildete PCL hatte ein MW von 42.000.
Nach dem Beendigen der Polymerisation von GLD wurde der Reaktor allmählich evakuiert, um nicht-umgesetztes restliches Monomeres zu entfernen. Das erhaltene Copolymer hatte eine Zusammensetzung entsprechend PCL/PGA von 63/37 und ein MW von 102.000.
Das ¹³C-NMR-Spektrum des erhaltenen Copolymeren wurde im Bereich von 160 bis 190 ppm gemessen. Ein dem Carbonylkohlenstoff der GLD-Einheit zugeordneter Peak wurde bei 168,7 ppm gefunden und ein dem Carbonylkohlenstoff der CL-Einheit zugeordneter Peak wurde bei 177,8 ppm gefunden. Zusätzlich zu diesen Peaks traten jedoch regellose Peaks bei 168,8, 168,9, 169,6, 169,8, 169,9, 170,8, 176,4, 176,5 und 177,6 ppm auf. Die regellosen Peaks der CL-Einheit hatten fast die gleiche Intensität wie die Homopolymer-Peaks.
Außerdem wurde der Schmelzpunkt des erhaltenen Copolymeren mit Hilfe eines Differential-Scanning-Kalorimeters gemessen. Ein breiter endothermer Peak wurde bei 170 bis 200°C festgestellt. Kein Wärmeabsorptions-Peak wurde bei etwa 210 bis 240°C gefunden.
Dann wurde das so erhaltene Copolymere mit Hilfe der gleichen Verfahrensweise wie in Beispiel 1 mit Hilfe eines Doppelschnecken-Extruders versponnen, der mit einer Spinndüse mit einem einzelnen Loch mit dem Innendurchmesser 2,5 mm versehen war.
Das erhaltene Monofilament wurde durch Führen über eine Heizplatte von 63°C auf das 7,0-fache verstreckt, wobei ein Monofilament mit einem Durchmesser von 0,46 mm erhalten wurde.
Das verstreckte Monofilament wurde unter einem TEM in einem Schnitt parallel zu der Faserrichtung und einem Schnitt senkrecht zu der Faserrichtung beobachtet. In allen diesen Schnitten war jedoch der gesamte Anteil leicht und gleichmäßig angefärbt und es konnte keine Struktur einer gesonderten Phase gefunden werden.
Das erhaltene Monofilament hatte eine lineare Zugfestigkeit von 220 MPa, einen Young'schen Modul von 1,3 GPa, eine Ligatur-Zugfestigkeit von 160 MPa und ein restliches Festigkeitsverhältnis nach der Hydrolyse während 4 Wochen von 15%. Das Filament war flexibel, hatte jedoch niedere Zugfestigkeit und rasche Hydrolysegeschwindigkeit und war daher nicht für Anwendungszwecke, wie als chirurgisches Nahtmaterial, geeignet. Die Ligatur-Stabilität wurde mit Grad B bewertet.
Beispiel 4
Ein PCL-PGA-Blockcopolymer wurde nach der gleichen Verfahrensweise wie in Beispiel 1 hergestellt, versponnen und verstreckt, mit der Abänderung, daß das Verstrecken bei Raumtemperatur (15°C) durchgeführt wurde. Die Vergrößerung durch Verstrecken betrug maximal das 4,4-fache.
3 zeigt eine TEM-Photographie eines Schnitts parallel zu der Faserrichtung des erhaltenen Monofilaments. Eine PGA-Phase, die schwierig mit einem Färbemittel anzufärben war, war in einer PCL-Matrix dispergiert, die durch das Färbemittel schwarz gefärbt war. Jedoch waren eine nadelartige Dispersionsphase und eine in Form von Inseln (kugelig) dispergierte Phase vorhanden und somit erwies sich das Verstrecken als ungleichmäßig. Nach der Bildanalyse der TEM-Photographien war der Anteil an nadelartig dispergierter Phase mit einem Axialverhältnis von 3 oder mehr 40%.
Das erhaltene verstreckte Monofilament hatte eine lineare Zugfestigkeit von 330 MPa, einen Young'schen Modul von 1,6 GPa, eine Ligatur-Zugfestigkeit von 220 MPa und eine restliche Festigkeitsrate nach der Hydrolyse während 4 Wochen von 45%. Das Ergebnis der Ligatur-Stabilität wurde mit Grad A bewertet.
Vergleichsbeispiel 4
Zum Vergleich wurde ein GLD/CL-Copolymer mit Hilfe des in der US 4,700,704 beschriebenen Verfahrens hergestellt.
In einen 5 Liter-Reaktor, der mit einem mechanischen Rührer, einem Tropftrichter mit einer Heizeinrichtung und einem Evakuierungssytem zum Erzielen von vermindertem Druck versehen war und der vorher unter vermindertem Druck getrocknet worden war, wurden 856 g CL, 508 g GLD, 12,5 ml einer Lösung in Toluol, die 0,033 mol/l Zinn-II-Octoat enthielt, und 5,9 g Hexandiol gegeben.
Nach dem Spülen des Reaktors mit Stickstoff während 5 Minuten wurde das Reaktionsgemisch in der verbleibenden Stickstoffatmosphäre über 20 Minuten auf 190°C erhitzt und während einer Stunde bei dieser Temperatur gehalten.
Danach wurden 1524 g GLD in den Tropftrichter gegeben, durch Erhitzen auf 110°C geschmolzen und unter Rühren dem bei 190°C gehaltenen Reaktor zugesetzt. Danach wurde das Reaktionsgemisch auf 205°C erhitzt und 6 Stunden lang gerührt. Der Umwandlungsgrad betrug 95 Gew.-%.
Das so erhaltene PCL/PGA-Copolymer hatte eine Zusammensetzung entsprechend einem Verhältnis PCL/PGA von 25/75 und ein MW von 94.000.
Ein ¹³C-NMR-Spektrum des erhaltenen Copolymeren wurde im Bereich von 160 bis 190 ppm gemessen. Ein dem Carbonylkohlenstoff der GLD-Einheit zugeordneter Peak wurde bei 168,7 ppm gefunden und ein dem Carbonylkohlenstoff der CL-Einheit zugeordneter Peak wurde bei 177,8 ppm gefunden. Jedoch zusätzlich zu diesen beiden Peaks erschienen regellose Peaks bei 168,8, 168,9, 169,6, 169,8, 169,9, 170,8, 176,4, 176,5 und 177,6 ppm. Diese regellosen Peaks hatten eine sechsmal so hohe Intensität wie die Homopolymer-Peaks.
Außerdem wurde der Schmelzpunkt des erhaltenen Copolymeren mit Hilfe eines Differential-Scanning-Kalorimeters gemessen. Das Copolymer hatte einen Schmelzpunkt, der durch eine breite Wärmeabsorption im Bereich von 155 bis 206°C angezeigt wurde.
Dann wurde das erhaltene Copolymere mit Hilfe eines Doppelschnecken-Extruders (PLASTOMILL, hergestellt von TOYO SEIKI Co.), der mit einer Spinndüse mit einem einzigen Loch von 2,5 mm Innendurchmesser versehen war, versponnen.
Die maximale Spinntemperatur betrug 230°C. Ein Eiswasserbad von 0°C wurde 15 cm unterhalb der Extrusionsdüse angeordnet, so daß das ausgepreßte Filament 7 Sekunden nach der Extrusion in das Eiswasserbad getaucht wurde. Das Filament wurde 20 Sekunden durch das Eiswasserbad geleitet und aufgewickelt. Das erhaltene Filament wurde bei einer maximalen Verstreckung auf das 6-fache verstreckt, während es über eine Heizplatte von 63°C geführt wurde, wobei ein verstrecktes Monofilament mit einem Durchmesser von 0,55 mm gebildet wurde.
Das verstreckte Monofilament wurde in einem Schnitt parallel zu der Faserrichtung und einem Schnitt senkrecht zu der Faserrichtung unter einem TEM betrachtet. In all diesen Schnitten war jedoch der gesamte Bereich leicht und gleichförmig angefärbt und es konnte keine Struktur von getrennten Phasen gefunden werden.
Das erhaltene verstreckte Monofilament hatte eine lineare Zugfestigkeit von 400 MPa, einen Young'schen Modul von 1,1 GPa und eine Ligatur-Zugfestigkeit von 220 MPa. Das Restfestigkeitsverhältnis nach der Hydrolyse während 4 Wochen war 0%. Das erhaltene Filament war flexibel und hatte hohe lineare Zugfestigkeit. Die Hydrolysegeschwindigkeit war jedoch hoch und somit war die Verwendung des Filaments als Nahtmaterial auf Operationen beschränkt, die nur eine kurze Ligationsdauer erfordern. Das Ergebnis der Bewertung der Ligatur-Stabilität entsprach Grad B und die Ligatur-Stabilität war schlecht.

Claims

Abbaubares Blockcopolymer-Monofilament mit einer Innenstruktur, welche als gesonderte Phasen umfaßt: (a) eine Matrixphase mit einem Polymersegment, das einen Youngschen Zugelastizitätsmodul von 2 GPa oder weniger und eine Retention der Festigkeit von 50% oder mehr nach zweiwöchigem Aufbewahren in Wasser bei 37°C und pH 7,3 hat, und (b) eine Mikrodispersionsphase mit einem Polymersegment, das eine Zugfestigkeit von 200 MPa oder mehr und eine größere Verminderung der Festigkeit als die der Matrixphase in Wasser bei 37°C, pH 7,3 hat, wobei das Gewichtsverhältnis jeder Komponente in der Matrixphase und der Dispersionsphase 50 : 50 bis 95 : 5 beträgt und die Dispersionsphase eine durch Verstrecken in der Faserrichtung orientierte nadelartige Struktur hat.
Abbaubares Monofilament nach Anspruch 1, wobei 70% oder mehr der Dispersionsphase eine in Faserrichtung orientierte nadelartige Struktur haben.
Abbaubares Monofilament nach Anspruch 2, wobei die in Faserrichtung orientierte nadelartige Struktur einen Durchmesser von 0,01 bis 0,5 μm in einem Schnitt senkrecht zu der Faserachse und ein Verhältnis der größeren Achse zu der kleineren Achse von 8 oder mehr aufweist.
Abbaubares Monofilament nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die Matrix ein Poly(ε-caprolacton)-Segment ist und die Dispersionsphase ein Polyglycolsäure-Segment ist.
Abbaubares Monofilament nach Anspruch 4, wobei die Matrixphase oder die Dispersionsphase bei der Differential-Scanningkalorimetrie eine bestimmte Wärmeabsorption bei 210 bis 240°C zeigt.
Abbaubares Monofilament nach Anspruch 4, welches erhältlich ist, indem 50 bis 95 Gewichtsteile ε-Caprolacton in Gegenwart einer Monoolverbindung oder einer Diolverbindung der Ringöffnungspolymerisation unterworfen werden, die Menge des restlichen Caprolactons auf 15 Gew.-% oder weniger vermindert wird, nach und nach 5 bis 50 Gewichtsteile Glycolid zugegeben werden, die Ringöffnungspolymerisation durchgeführt wird, um ein Blockcopolymer des AB-Typs oder des BAB-Typs, das aus einem Poly(ε-Caprolacton)-Segment (A) und einem Polyglycolsäure-Segment (B) besteht, zu bilden, das Blockcopolymer schmelzgesponnen wird und das gebildete Filament 3- bis 10-fach verstreckt wird.
Abbaubares Monofilament nach Anspruch 6, wobei das Poly- (ε-caprolacton)-Segment ein Gewichtsmittel des Molekulargewichts von 40 000 bis 150 000 hat.
Abbaubares Monofilament nach Anspruch 6, wobei das Polyglycolsäure-Segment ein Gewichtsmittel des Molekulargewichts von 1000 bis 200 000 hat.
Abbaubares Monofilament nach einem der Ansprüche 6 bis 8, wobei das Blockcopolymer ein Gewichtsmittel des Molekulargewichts von 30 000 bis 400 000 hat.
Abbaubares Monofilament nach einem der Ansprüche 4 bis 9, wobei das Blockcopolymer einen hohen Grad der Blockstruktur hat und im 13C-NMR-Spektrum der Peaks, der dem Carbonylkohlenstoff einer Caprolactoneinheit, die einer Glycolsäureeinheit benachbart ist, zugeordnet ist, die Hälfte der Intensität oder weniger des Peaks zeigt, der dem Carbonylkohlenstoff einer Caprolactoneinheit zugeordnet ist, die Caprolacton benachbart ist.
Verfahren zur Herstellung eines abbaubaren Monofilaments nach einem der Ansprüche 4 bis 10, welches umfaßt: Ringöffnungspolymerisation von 50 bis 95 Gewichtsteilen ε-Caprolacton in Gegenwart einer Monoolverbindung oder einer Diolverbindung bis das Gewichtsmittel des Molekulargewichts des gebildeten Poly(ε-caprolactons) 20 000 bis 200 000 erreicht hat, Vermindern der Menge der restlichen Caprolactons auf 15 Gew.-% oder weniger, allmähliche Zugabe von 5 bis 50 Gewichtsteilen Glycolid, Durchführen der Ringöffnungspolymerisation unter Herstellung eines Copolymeren, Schmelzspinnen des Copolymeren bei 220 bis 270°C und Verstrecken des gebildeten Filaments auf das 3- bis 10-fache.
Verfahren zur Herstellung eines abbaubaren Monofilaments nach Anspruch 11, wobei das Glycolid kontinuierlich oder intermittierend in einer Rate pro Minute zugesetzt wird, die 20 Gew.-% des verwendeten ε-Caprolactons nicht überschreitet.
Verfahren zur Herstellung eines abbaubaren Monofilaments nach Anspruch 11, wobei Glycolid zugesetzt wird, wenn das Gewichtsmittel des Molekulargewichts des Poly(ε-caprolactons) bei der Caprolacton-Polymerisation 40 000 bis 150 000 erreicht hat.
Verfahren zur Herstellung eines abbaubaren Monofilaments nach einem der Ansprüche 11 bis 13, worin beim Schmelzspinnen ein aus der Spinndüse entnommenes Filament innerhalb von 1 bis 30 Sekunden nach der Extrusion in ein bei –100 bis 50°C gehaltenes Kühlmedium getaucht wird.
Verfahren zur Herstellung eines abbaubaren Monofilaments nach einem der Ansprüche 11 bis 14, wobei das Verstrecken bei 20 bis 80°C durchgeführt wird.
Bioabsorbierbares medizinisches Gerät, hergestellt aus dem abbaubaren Monofilament nach einem der Ansprüche 1 bis 10.
Bioabsorbierbares medizinisches Gerät nach Anspruch 16, wobei das bioabsorbierbare medizinische Gerät ein Monofilament-Nahtmaterial ist.