DE69836151T2 - Synthetisches biomaterial - Google Patents

Description

• Gebiet der Erfindung
• Die vorliegende Erfindung ist auf eine synthetische Biomaterialverbindung basierend auf stabilisierten Calciumphosphaten gerichtet und, genauer, auf die molekulare, strukturelle und physikalische Charakterisierung dieser Verbindung, die hierin Skelite^TM genannt wird.
• Hintergrund der Erfindung
• Es war lange Ziel der Biomaterialforschung auf dem Gebiet der Orthopädie synthetische Strukturen zu entwickeln, die eine umfassende Bioaktivität zeigen. Zum Eingliedern in den natürlichen Prozess der Knochenumwandlung fähige bioaktive Substrate sind in Anwendungen von Interesse, die in vitro Knochen-Zell-Assays [1] einschließen, in vivo resorbierbare Knochenzemente [2, 3], implantierbare Beschichtungen, die die Bindung von natürlichem Knochen zum Implantat verbessern [4], verschiedene Formen von implantierbaren Prothesen und Knochen-Reparaturagenzien [5, 6] und ex vivo Gewebeaufdau (tissue engineering) [7]. Die Hauptaufgabe für derartige Materialien in vivo ist es die osteogene Aktivität in verbundenem Knochengewebe für optimale Heilung mit der Fähigkeit während des normalen, kontinuierlichen Umbaus fortschreitend durch die Osteoklasten resorbiert zu werden zu stimulieren [8]. In vitro sind verwandte Funktionen die Bereitstellung von standardisierten Labortestsubstraten, auf denen resorptive Osteoklasten-Funktion oder Osteoblasten-Produktion von mineralisierter Knochenmatrix untersucht und quantifiziert werden kann [1]. Derartige Substrate müssen stabil und in der biologischen Umgebung unlöslich sein, bis durch die Osteoklasten, den besonderen Knochenmineral resorbierenden Zellen, auf sie eingewirkt wird.
• Während Calciumhydroxylapatit (Ca₅(OH)(PO₄)₃ oder HA) der Hauptbestandteil von natürlichem Knochen ist [9], liegen Spurenelemente ebenfalls vor [10]. Calciumhydroxylapatit ist nur eine Verbindung einer ganzen Anzahl von Calcium-Phosphor-(Ca-P) Verbindungen, die biokompatibel sind. Andere schließen Octacalciumphosphat [11] ein und beide Phasen von Tricalciumphosphat (Ca₃(PO₄)₂ oder α-TCP/β-TCP) [12]. Die Verbindungen, insbesondere HA, können einen unterschiedlichen Grad der Stöchiometrie mit einem Ca/P-Verhältnis in einem Bereich von 1,55 bis 2,2 zeigen [13]. Derartige Materialien können künstlich durch herkömmliche Hochtemperatur-Keramikverarbeitung [14] geschaffen werden oder durch wässrige Niedrigtemperatur-Chemie [15, 16]. Die meisten solcher künstlichen Materialien zeigen eine gute Biokompatibilität dadurch, dass Knochenzellen ihre Gegenwart mit nur wenigen schädlichen Wirkungen tolerieren und es kann in der Tat eine verbesserte Knochenablagerung auftreten [17, 18]. Derzeit ist die am weitesten anerkannte medizinische Anwendung von Calciumphosphaten die Beschichtung von implantierbaren prothetischen Vorrichtungen und Komponenten mittels Thermo- oder Plasma-Spray um die Oberfläche osteoleitfähig zu machen. Es ist festgestellt worden, dass Ca-P-Keramiken, die stabil in biologischen Umgebungen sind, häufig eine Mischung von Einzelkomponenten sind [19]. Trotz des osteogenen Potentials dieser künstlichen Materialien nimmt jedoch keines aktiv an dem gesamten Prozess des natürlichen Knochenumbaus teil.
• In der veröffentlichten internationalen PCT-Anmeldung WO94/26972 des vorliegenden Anmelders wurde gezeigt, dass eine zellmediierte Resorption auf einer Dünnschicht auf Calciumphosphatbasis auftritt, die mittels Hochtemperaturverarbeitung einer kolloidalen Suspension von Calciumphosphat auf Quarzsubstraten gebildet worden war. Bei der Verwendung in vitro zeigten diese Keramikdünnschichten mehrere diskrete Resorptionserscheinungen (Lakunen) über ihre Oberfläche als ein Ergebnis von Osteoklasten-Aktivität, wobei sich aus dem Kulturmedium kein Hinweis auf ein Auflösen ergab. Die normalen Grenzen dieser Lakunen entsprechen stark der Größe und Form der normalerweise von Osteoklasten erzeugten unregelmäßigen Grenzen als Mittel zur Beibehaltung des lokalisiert niedrigen pH, der zur natürlichen Resorption von Knochenmaterial in vivo erforderlich ist. Eine verbesserte Ablagerung von mineralisierter Knochenmatrix tritt in der Gegenwart von Osteoblasten ebenfalls auf diesen Keramiken auf.
• In der veröffentlichten internationalen PCT-Anmeldung WO97/09286 des Anmelders wurde später offenbart, dass diese Dünnschichtkeramiken zwei allgemeine Merkmale zeigten: (1) die Gegenwart einer Mischung von Ca-P enthaltenden Phasen, die ungefähr 33 % HA und 67 % eines siliziumstabilisierten Calciumphosphats umfassen und (2) eine einzigartige Morphologie. Wichtig ist, dass festgestellt wurde, dass die thermische Verarbeitung des Ca-P-Kolloids bei 1000°C in einem HA-Pulver resultierte, während dieselbe Kolloidsuspension auf Quarz verarbeitet eine gemischte Zusammensetzung von HA und siliziumstabilisierter Calciumphosphat-Phase aufwies. Energiedispersive Röntgenstrukturanalyse der Dünnschicht zeigte die Gegenwart von Si in der Beschichtung, während eine Transmissions-Elektronenmikroskopaufnahme entlang des Querschnitts auf eine mikroporöse physikalische Struktur deutete.
• In Hinblick auf die klinische Bedeutung der Entwicklung eines synthetischen Knochentransplantats, das beides ist, osteogen und zur Teilnahme an dem natürlichen, zellbasierten Umbauprozess des Körpers in der Lage, war es wichtig sich auf die Rolle der eingeführten Additive, wie Silizium, bei der Bildung eines Biomaterials auf Calciumphosphat-Basis zu konzentrieren, das assimiliert werden und mit Hilfe der Aktivität der Osteoklasten und Osteoblasten in natürlichen Knochen umgewandelt werden kann. Da die Verbindung nur durch das Herstellungsverfahren charakterisiert werden konnte, war es von entscheidender Bedeutung in der Lage zu sein die Verbindung über ihre mikroporöse physikalische Struktur zu charakterisieren. Es war insbesondere wichtig die spezifische molekulare und chemische Struktur der stabilisierten Verbindung zu charakterisieren, um zu verstehen, warum die neue Verbindung so gut unter das Skelett beeinflussenden biologischen Bedingungen arbeitete. Die molekulare und chemische Charakterisierung der Verbindung könnte auch zur Entwicklung weiterer Verwendungen der Verbindung bei der Behandlung von etlichen verschiedenen Arten von klinischen Zuständen in Zusammenhang mit Knochen beitragen. Dies würde außerdem weitere chemische Änderungen der Verbindung erlauben, damit diese für die Verwendung in spezifischen in vivo, in vitro und ex vivo Anwendungen ausgestaltet werden kann.
• Die zuvor in der WO94/26872 und WO97/09286 veröffentlichte Arbeit des Anmelders war auf die Transformation von HA in eine stabilisierte α-TCP-Phase gerichtet. Überraschenderweise wurde im Verlauf der ausführlichen Charakterisierung der Verbindung von einem molekularen Standpunkt gefunden, dass die resultierende stabilisierte Verbindung tatsächlich eine vollständig neue Verbindung war, die hierein beschrieben ist und als Skelite^TM benannt wurde.
• Zusammenfassung der Erfindung
• Stabilisierte Dünnschichten und Massen-Keramiken auf Calciumphosphat-Basis sind erschaffen worden und sind erst jetzt in Bezug auf ihre physikalische und chemische Struktur charakterisiert worden. Die Biomaterialverbindung wird durch Hochtemperaturverarbeitung eines feinen Präzipitats hergestellt, das aus einer kolloidalen Suspension gebildet und unter Verwendung eines Additivs mit einem Ionenradius geeignet gewählter Größe, der die Substitution in das Ca-P-Gitter ermöglicht, stabilisiert werden. Die Verbindung co-existiert typischerweise mit Calciumhydroxylapatit und ist selbst eine neue, stabilisierte Calciumphosphatverbindung, die eine mikroporöse Morphologie, basierend auf untereinander verbundenen Partikeln von ungefähr 0,2-1,0 μm Durchmesser verwendet. Die Verbindung ist im Wesentlichen unlöslich in biologische Medien, ist aber unter Einwirkung von Osteoblasten resorbierbar. Sie fördert auch die organische Ablagerung von Knochenmatrix mittels Osteoblasten und kann während des natürlichen Verlaufs des Knochenumbaus durch die Aktivität von Osteoklasten und Osteoblasten in natürlichen Knochen assimiliert werden. Die Verbindung ist unter Verwendung von Röntgenbeugung, Infrarotspektroskopie, Kernresonanz-(NMR-) Spektroskopie und Lichtstreuungs-Partikelanalyse ausführlich analysiert worden. Die Ergebnisse deuten jetzt darauf hin, dass die charakteristischen Merkmale der Verbindung während des Sinterns durch Substitutionsreaktionen entstehen, bei denen ein stabilisierendes Element wie Silicium in das Calciumphosphat-Gitter unter Bedingungen hoher chemischer Reaktivität eintreten. Die kristallographischen Merkmale sind durch die Glaserit-Form der Apatitstrukur verknüpft.
• Gemäß einem Gesichtspunkt der Erfindung wird als Biomaterial eine Tricalciumphosphatverbindung bereitgestellt, die Calcium, Sauerstoff und Phosphor umfasst, wobei wenigstens eins der Elemente durch ein Element mit einem Ionenradius von ungefähr 0,1 bis 0,4 Å substituiert ist.
• Ein weiterer Gesichtspunkt der Erfindung ist eine Verbindung eines Biomaterials mit der Formel (Ca)_i[(_P1-x-y-zB_xC_yD_z)O_j]₂, worin B, C und D aus solchen Elementen mit einem Ionenradius von ungefähr 0,1 bis 0,4 Å ausgewählt sind; x größer als oder gleich Null ist, doch kleiner als 1; y größer als oder gleich Null ist, doch kleiner als 1; z größer oder gleich Null ist, doch kleiner als 1; x + y + z größer oder gleich Null ist, doch kleiner als 1; i größer als oder gleich 2 ist, doch kleiner als oder gleich 4; und j gleich 4-δ, wobei δ größer oder gleich Null ist, doch kleiner als oder gleich 1 ist.
• Spezifische Verbindungen der vorliegenden Erfindung sind, ohne darauf beschränkt zu sein, Ca₃(P_0,1750Si_0,25O_3,875)₂ und Ca₃(P_0,9375Si_0,0625O_3,96875)₂.
• Die Kenntnis der besonderen molekularen und chemischen Eigenschaften der erfindungsgemäßen Verbindung ermöglicht die Entwicklung verschiedener Anwendungen der erfindungsgemäßen Verbindung in unterschiedlichen klinischen Zuständen in Zusammenhang mit Knochen. Derartige Anwendungen können orthopädische, maxillo-faciale und dentale Anwendungen ein, bei denen die Verbindung als feines oder grobes Pulver, Pellets, dreidimensional geformte Stücke, makroporöse Strukturen, Dünnschichten und Beschichtungen hergestellt werden kann.
• Die Biomaterial-Verbindung der vorliegenden Erfindung kann zum Ersatz von natürlichem Knochen an Stellen von skelettaler Chirurgie bei Menschen und Tieren verwendet werden. Dieses Verfahren umfasst die Schritte des Implantierens der Biomaterial-Verbindung an der Stelle der skelettalen Chirurgie, wo eine derartige Implantation die Bildung von neuem Knochengewebe an den Grenzflächen zwischen der Biomaterial-Verbindung und dem Wirt fördert, wobei die fortschreitende Entfernung der Biomaterial-Verbindung hauptsächlich durch Osteoklasten-Aktivität und den Ersatz des Anteils der Biomaterial-Verbindung, der durch weitere Bildung von neuem Knochengewebe durch Osteoblasten-Aktivität erfolgt, wobei eine derartig fortschreitende Entfernung und ein derartiger Ersatz dem natürlichen Knochenumwandlungsprozess inhärent ist.
• Die erfindungsgemäße Biomaterial-Verbindung kann zur Reparatur großer, segmentärer Skelettlücken und von nicht-verheilten Frakturen, die durch Verletzung oder Operation in menschlichen oder tierischen Wirten entstehen, verwendet werden. Dieses Verfahren umfasst die Schritte des Implantierens der Biomaterial-Verbindung an der Stelle der Skelettlücke oder nicht-einheitlichen Fraktur, wobei eine derartige Implantation die Bildung von neuem Knochengewebe an der Grenzfläche zwischen der Biomaterial-Verbindung und dem Wirt fördert, wobei die fortschreitende Entfernung der Biomaterial-Verbindung hauptsächlich durch Osteoklasten-Aktivität und den Ersatz des Anteils der Biomaterial-Verbindung, der durch weitere Bildung von neuem Knochengewebe durch Osteoblasten-Aktivität erfolgt, wobei eine derartig fortschreitende Entfernung und ein derartiger Ersatz dem natürlichen Knochenumwandlungsprozess inhärent ist.
• Das erfindungsgemäße Biomaterial-Verbindung kann zur Unterstützung der Befestigung von implantierbaren Prothesen an Skelettstellen und zur Aufrechterhaltung der Langzeitstabilität der Prothesen in menschlichen und tierischen Wirten verwendet werden. Dieses Verfahren umfasst die Schritte des Beschichtens ausgewählter Bereiche einer implantierbaren Prothese mit der Biomaterial-Verbindung, Implantieren der beschichteten Prothese an der Skelettstelle, an der eine derartige Implantation die Bildung von neuem Knochengewebe an der Grenzfläche zwischen der Biomaterial-Verbindung und dem Wirt fördert, Bildung einer sicheren Grenzflächen-Bindung zwischen dem Knochen des Wirts und der Beschichtung, die nachfolgende fortschreitende Entfernung der Beschichtung hauptsächlich durch Osteoklasten-Aktivität, so dass die Verbindung vermindert wird, und der Ersatz des Anteils der durch weitere Bildung von neuem Knochengewebe entfernten Biomaterial-Verbindung, um eine sichere Grenzflächen-Bindung direkt zwischen dem Knochen des Wirts und der Prothese zu erzeugen.
• Die erfindungsgemäße Biomaterial-Verbindung kann zur Bereitstellung von Gewebeaufbauenden-Gerüsten zum Knochenersatz bei menschlichen oder tierischen Wirten verwendet werden. Dieses Verfahren umfasst die Schritte des Bildens der Biomaterial-Verbindung als eine makroporöse Struktur, die eine offenporige Struktur mit untereinander verbundenen Hohlräumen umfasst, Kombinieren von reifen und/oder Vorläufer-Knochenzellen mit der makroporösen Struktur, und den Zellen zu ermöglichen die Struktur zur Entwicklung von neuer mineralisierter Matrix in der gesamten Struktur zu infiltrieren.
• Die Kenntnis der Struktur der neuen Verbindung der vorliegenden Erfindung ermöglicht auch die Verwendung der Verbindung als Träger für verschiedene pharmazeutische Mittel, einschließlich, aber nicht darauf beschränkt, Knochen-Wachstumsfaktor und andere, Knochenwachstum und -umbau beeinflussende Mittel.
• Die erfindungsgemäße Biomaterial-Verbindung kann verwendet werden, um pharmazeutische Mittel an den Ort der Skelettoperation bei menschlichen oder tierischen Wirten abzugeben. Dieses Verfahren umfasst das Kombinieren eines pharmazeutischen Agens mit der Biomaterial-Verbindung an einen Ort der Skelettoperation, wobei eine derartige Anwendung in einer kontrollierten Freisetzung des pharmazeutischen Agens resultiert.
• Die Erfindung stellt auch eine erfindungsgemäße Zusammensetzung oder Verbindung zur Verwendung als Medikament bereit.
• Unter einem weiteren Gesichtspunkt der Erfindung wird die Verwendung einer erfindungsgemäßen Zusammensetzung oder Verbindung bei der Herstellung eines Medikaments zur Behandlung von knochenspezifischen klinischen Zuständen bereitgestellt.
• Unter einem weiteren Gesichtspunkt der Erfindung wird die Verwendung einer erfindungsgemäßen Zusammensetzung oder Verbindung bei der Herstellung eines Medikaments zum Ersatz von natürlichem Knochen an Orten von Skelettoperation bei menschlichen oder tierischen Wirten; oder zur Reparatur großer, segmentärer Skelettlücken und von nicht-verheilten Frakturen, die durch Verletzung oder Operation am menschlichen oder tierischen Wirt entstehen; oder zur Unterstützung der Anbringung von implantierbaren Prothesen an Skelettstellen und zur Aufrechterhaltung der Langzeitstabilität der Prothesen in menschlichen und tierischen Wirten; oder zum Bereitstellen vom Gewebezucht-Gerüsten zum Knochenersatz in menschlichen und tierischen Wirten bereitgestellt.
• Die Biomaterial-Verbindung kann mit Additiven, wie solchen, die die mechanische Festigkeit und Zähigkeit der Verbindung erhöhen kombiniert werden, um für bestimmte Anwendungen weitere Funktionen bereitzustellen. Die Biomaterial-Verbindung kann auch mit verschiedenen Calciumphosphatverbindungen kombiniert werden, wie Calciumhydroxylapatit, α-TCP, β-TCP, Octacalciumphosphat, Tetracalciumphosphat, Dicalciumphosphat und Calciumoxid, entweder als physikalische Mischung oder als feste Lösung.
• Die Biomaterial-Verbindung hat eine erkennbare mikroporöse und nanoporöse Struktur, zusammen mit einer Kristallographie, die ähnlich aber doch verschieden von α-TCP ist. Die neue Verbindung zeigt eine monokline pseudo-rhombische Symmetrie und hat die monokline Raumgruppe P2₁/a. Ferner ist bei der neuen Verbindung ein Teil des Phosphors durch ein Element mit geeignetem Ionenradius substituiert.
• Die Kenntnis der chemischen Formel der Biomaterial-Verbindung und des Mechanismus hinter deren Bioaktivität und Stabilität in biologischen Umgebungen erlaubt die Verwendung dieser Verbindung in vivo zur Behandlung von verschiedenen knochenspezifischen klinischen Zuständen. Insbesondere kann die Verbindung zur Hilfe bei der Reparatur und Wiederherstellung von Knochen verwendet werden, die durch Erkrankung, Trauma oder genetische Einflüsse beeinträchtigt wurden.
• Kurzbeschreibung der Figuren
• Die vorliegende Erfindung wird weiter von der nachfolgenden Beschreibung unter Bezugnahme auf die Figuren verstanden, wobei:
• 1 ein Röntgenbeugungsspektrum (θ-2θ) von einem aus dem Ca-P-Kolloid hergestelltem Pulver ohne eingeführte Additive, das bei 1000°C gesintert wurde, zeigt;
• 2 Glanzwinkel-XRD-Spektren einer Dünnschicht des auf Quarz bei 1000°C gesinterten Ca-P-Kolloids zeigt;
• 3 Glanzwinkel (GA)-XRD-Spektren zeigt, die die Wirkung der Sintertemperatur auf die Zusammensetzung der Dünnschichtphase darstellen;
• 4 Glanzwinkel (GA)-XRD-Spektren zeigt, die die Wirkung der Sinterdauer auf die Zusammensetzung der Dünnschichtphase darstellen;
• 5 eine REM-Aufnahme zeigt, die die charakteristische Oberflächenmorphologie einer Dünnschicht des auf Quarz bei 1000°C gesinterten Ca-P-Kolloids darstellt;
• 6 eine TEM-Aufnahme einer Ca-P-Dünnschicht auf Quarz im Querschnitt ist, (a) Dünnschicht bei 1000°C gesintert, (b) ungesinterte Dünnschicht;
• 7 die durchschnittliche Agglomeratgröße in dem Ca-P-Kolloid als Funktion der Alterungszeit des Kolloids zeigt, wie unter Verwendung von Lichtstreuungspartikelanalyse bestimmt;
• 8 ein berechnetes Diagramm des Prädominanz-Bereichs zeigt, das die Wirkung der CaO-Aktivität auf die relativen Stabilitäten von HA und TCP darstellt;
• 9 ein θ2θ-XRD-Spektrum von einem Pulver zeigt, das aus dem Ca-P-Kolloid mit Silicium als eingeführtes Additiv hergestellt wurde. Angenähertes Phasenverhältnis: 33 ± 5% HA und 67 ± 5% Si-TCP;
• 10 die Wirkung des Siliciumgehalts auf die Phasenzusammensetzung von Si-mHA-Pulvern zeigt, wie mittels Röntgenstrahlbeugung (θ-2θ) bestimmt;
• 11 REM-Aufnahmen zeigt, die die charakteristische Oberflächenmorphologie von keramischen Si-mHA-Pellets darstellen. Si-mHA-Pellets können durch die spezifische Aktivität von Osteoklasten auf ähnliche Weise resorbiert werden, wie es bei natürlichen Knochen auftritt. (a) Oberflächenmorphologie von keramischen Si-mHA-Pellets; (b) Osteoklast-Lakunen auf der Oberfläche von einem keramischen Si-mHA-Pellet: (c) Osteoklast-Lakunen auf der Oberfläche von natürlichem Knochen;
• 12 θ2-θ-XRD-Spektren von einem Pulver zeigt, das aus dem Ca-P-Kolloid mit Titan als eingeführtem Additiv hergestellt wurde;
• 13 die Wirkung einer Ti-Zugabe auf die Zusammensetzung der mHA-Phase zeigt; (a) kein Träger (Pulver), (b) kein Träger (keramisches Pellet), (c) 2Me (Pulver), (d) 2Me (keramisches Pellet), (e) ACAC (Pulver) und (f) ACAC (keramisches Pellet);
• 14 REM-Aufnahmen zeigt, mit denen die Mikrostruktur von Si-mHA verglichen wird, wobei das Si-mHA aus dem Ca-P-Kolloid gebildet wurde, gegenüber Materialien, die aus kommerziell erhältlichen Quellen hergestellt wurden; (a) Si-mHA, hergestellt unter Verwendung von TPOS als eingeführtes Additiv; und (b) cHA als physikalische Mischung mit TPOS;
• 15 XRD-Spektren für die physikalische Mischung von 25 % CaSiO₃ und 75 % β-TCP, gesintert bei 1250°C für 8 Stunden, zeigt;
• 16 ein hochauflösendes XRD-Spektrum von Si-mHA-Pulver zeigt;
• 17 NMR-Spektren zeigt, bei denen Si-mHA mit kommerziell erhältlichen Referenzmaterialien verglichen wird; (a) Mischung von kommerziell erhältlichen CaSiO₃- und SiO₂-Puvern; (b) Si-mHA-Pulver;
• 18 IR-Spektren für Pulver zeigt, die bei 1000 °C gesintert wurden; (a) cHA; (b) mHA und (c) Si-mHA; und
• 19 eine Zusammenfassung der IR-Spektren zeigt, die die Wirkung von Silizium auf die P-O-Streckung darstellen.
• In den Figuren sind bevorzugte Ausführungsformen der Erfindung als Beispiel erläutert. Es ist ausdrücklich zu verstehen, dass die Beschreibung und die Figuren nur der Erläuterung dienen und als Hilfe für das Verständnis, wobei sie nicht als Definition der Erfindung gedacht sind.
• Ausführliche Beschreibung der bevorzugten Ausführungsform
• Die Anmelder haben ein Verfahren zur Bereitstellung einer synthetischen Biomaterialverwendung basierend auf stabilisierten Calciumphosphaten entwickelt, die gänzlich biokompatibel ist und eine Oberfläche aufweist, die es ermöglicht einheitliche Knochenzellenaktivitäten darauf zu unterstützen. Dies wird in Übereinstimmung mit dem Verfahren, das in der mitanhängigen veröffentlichten PCT Anmeldung WO97/09286 beschrieben ist, deren Inhalt hierin unter Bezugnahme aufgenommen ist, bereitgestellt. Die bevorzugte Ausführungsform zur Herstellung der Verbindung der vorliegenden Erfindung wird hierin in den begleitenden Beispielen beschrieben.
• Die erfindungsgemäße Verbindung wird hierin aufgrund ihrer bioaktiven Natur in beiden, in in vitro und in vivo Systemen als Biomaterialverbindung bezeichnet. Bioaktivität bezieht sich auf die Fähigkeit der Biomaterialverbindung Osteoklast- und Osteoblast-Aktivität zu unterstützen und auf die Fähigkeit in natürlichen Knochen durch die Aktivität diese Zellen assimiliert zu werden. Obwohl die Verbindung in Bezug auf ihr Herstellungsverfahren ebenso wie auf ihre Oberflächenmorphologie charakterisiert wurde, war ihre molekulare Struktur unbekannt und konnte nicht bestimmt werden. Daher war es essentiell die Verbindung weiter bezugnehmend auf ihre chemische Struktur zu charakterisieren, so dass ihre Eigenschaften besser verstanden werden können, ebenso wie das Verständnis, warum diese Verbindung so gut auf Osteoklast- und Osteoblast-Aktivität abgestimmt ist. Die Kenntnis der chemischen Struktur der Verbindung erlaubt ebenso deren Veränderung für therapeutische Anwendung in der Behandlung gewisser klinischer Zustände.
• Anfänglich dachte man, wie es in WO97/09286 beschrieben ist, dass die Verbindung ein siliziumstabilisiertes α-TCP ist. Dennoch wurde mit weiterer schwieriger und langwieriger Analyse überraschenderweise herausgefunden, dass die Verbindung tatsächlich eine gänzlich neue Verbindung ist, die niemals zuvor charakterisiert wurde und hierin als Skelite^TM bezeichnet wird. Wenn Silicium als eingeführtes Additiv zur Bildung von Skelite^TM verwendet wird, wird die Verbindung als Si-TCP bezeichnet. Ein Grund für die große Schwierigkeit in der Erstellung der chemischen Formel für die neue Verwendung beruhte auf der komplexen und großen Struktur von CA-P Verbindungen, wie HA, ebenso wie auf dem Phasenübergangswechsel, der während des Prozesses stattfand. Die chemische Identifizierung dieser Verbindung wurde einzig nach langer Analyse verschiedener CA-P-Pulver, Dünnschichten und Pellets realisiert und entwickelt, die mit eingeführten Additiven in Übereinstimmung mit denen, die in WO94/26872 und WO97/09286 beschrieben sind, hergestellt werden. Übereinstimmend mit dem, was in der internationalen Anmeldung WO97/09286 des Anmelders offenbart ist, wurde eine Standard XRD-Analyse mit Proben durchgeführt, die durch eine Vielzahl von Herstellungswegen bezüglich der Zusammensetzung und der Temperatur hergestellt wurden. Die Ergebnisse wurden anfänglich für übereinstimmend mit der Folgerung gehalten, dass die Materialien eine Mischung aus α-TCP und HA sind und dass die Calciumsilikate, die durch die FACT Datenbank [23] vorhergesagt wurden als gläserne Phase an der Korngrenze vorhanden sind. Da keine JCPDS Datei für Skelite^TM erhältlich war und die Positionen der Spitzen unter Verwendung von XRD-Standardtechniken auf α-TCP hinwiesen war die Identifizierung von Skelite^TM unerwartet. Weiterhin würde man nicht erwarten herauszufinden, dass Substitution bei solch geringen Temperaturen statt findet. Eine komplexe und nicht offensichtliche Kombination von Analysetechniken musste durchgeführt werden, um die neue Verbindung erfolgreich zu identifizieren und zu charakterisieren. Diese Untersuchungen, die im Folgenden beschrieben werden, führten zur Charakterisierung der neuen Verbindung, Skelite^TM, eine durch ein Additiv stabilisierte Calciumphosphatverbindung.
• Zur Verdeutlichung sind einige Materialien, auf die hierin Bezug genommen wird, wie folgt definiert. Für die kommerziell erhältlichen Materialien bezeichnet cHA kommerzielles Calciumhydroxylapatit (HA), Calciumsilikat bezeichnet CaSiO₃ und Siliziumdioxid bezeichnet SiO₂. Für die intern hergestellten Materialien bezeichnet mHA mikroporöses Calciumhydroxylapatit (HA), Si-mHA bezeichnet Si-TCP plus mHA. Diese Materialien sind ferner in Tabelle 1 definiert.
• Analyse von reinen (ohne eingeführte Additive) mHA Pulvern
• Unter Verwendung von Reaktion (1) und analogen Reaktionen kann ein feines kolloidales Präzipitat von HA in mit Ammoniak versetztem Wasser unter Bedingungen, bei denen der pH größer als 10 ist, erhalten werden. 5Ca(NO₃)₂ + 3NH₄H₂PO₄ + 7NH₄OH → Ca₅(OH)(PO₄)₃ + 10NH₄NO₃ + 6H₂O (1)
• 1 zeigt, dass es sich bei den Pulvern, die aus der Kolloidsuspension der Gleichung (1) ohne eingeführte Additive hergestellt und bei 1000° gesintert wurden, um HA (JCPDS Datei Nr. 9-432) handelt. Die Partikelgröße der gesinterten Pulver betrug nach mildem Schleifen, das dem Sintern folgt, ungefähr 1 µm, wie es durch REM bestimmt wurde.
• Analyse von Dünnschichten auf Quarzsubstraten
• 2 zeigt, dass die Beschichtung auf Quarz eine kristallographische Struktur aufweist, die komplexer ist als die für Pulver, die unter denselben Bedingungen gesintert wurden. Die Struktur besteht aus zwei Hauptphasen, HA und Si-TCP, wobei das Si-TCP der Kristallographie von α-TCP (JCPDS Datei Nr. 9-348) ähnelt, aber davon verschieden ist. Alle Spitzen innerhalb der XRD-Spektren konnten entweder HA oder Si-TCP zugeordnet werden und es waren keine Spitzenverteilungen vom Hintergrund unterscheidbar, die für andere Phasen charakteristisch sind (solche wie β-TCP oder Octacalciumphosphat).
• 3 zeigt, dass sich die Beschichtungszusammensetzung ändert, wenn die Sintertemperatur erhöht wird. Wenn die Beschichtung für eine Stunde bei 800 °C gebrannt wurde, betrug die Zusammensetzung der Beschichtung 94 % HA und 96 % Si-TCP; bei 900 °C war es eine Mischung aus 62 % HA und 38 % Si-TCP; bei 1000°C betrug die Zusammensetzung 33 % HA und 67% Si-TCP. Die Veränderungen in der Zusammensetzung und Beschichtungsmorphologie als Funktion der Sinterdauer wurden durch Veränderung der Zeit, in der die Beschichtung auf Quarz im Ofen blieb, der auf einer Solltemperatur gehalten wurde, bestimmt. Ein computergesteuertes System erlaubte es die Steigerungsrate und die Haltetemperatur zu bestimmen. 4 zeigt, dass eine Haltezeit von 15 Minuten dieselbe Gleichgewichtsphase der Zusammensetzung ergab, wie sie nach einer Stunde Haltezeit beobachtet wurde. Eine verlängerte Haltezeit resultierte in Kornwachstum, wie es durch REM Untersuchungen gezeigt wurde.
• Die Phasenzusammensetzung konnte durch Veränderung der Feuchtigkeit der Sinterumgebung, unter Beibehalten der Brennbedingungen bei 1000 °C für eine Stunde, verändert werden. Die Reaktion wurde durch die Gegenwart von vermehrtem Wasserdampf unterdrückt. Andere externe Faktoren oder die Zugabe von Additiven zur Kolloidsuspension veränderten die Ergebnisse, die für Dünnfilme auf Quarz erhalten wurden, nicht.
• Optische Mikroskope, REM und TEM zeigen, dass die gesinterten Schichten auf Quarz eine einheitliche Morphologie aufweisen, was in den 5 und 6(a) gezeigt wird. Während es unter einem optischen Phasenkontrastmikroskop (× 20) scheint, dass die Filme aus lichtdurchlässigen Polykristallen bestehen, zeigt die größere Vergrößerung, die unter Verwendung eines REM (× 10K) erreicht wird, dass die Oberflächenmorphologie aus einer untereinander verbundene Gruppe von abgerundeten Partikeln mit einem hohen Grad an Porosität besteht, wie es in 5 gezeigt ist. Die durchschnittliche Ausdehnung dieser Partikel hängt von der Zeit und der Temperatur des Sinterns ab. Unter den meisten Bedingungen liegt die mittlere Größe zwischen 0,2 und 1 µm, mit einem Anstieg der Größe mit steigender Zeit und Temperatur des Sinterns. Eine TEM-Aufnahme ((6a)) eines Einzelpartikels im Querschnitt weist auf die Anwesenheit von Nanoporosität innerhalb des Körpers des Partikels hin. Es ist wichtig anzumerken, dass diese Poren wenn sie dem Elektronenstrahl ausgedehnt ausgesetzt waren nicht verändert wurden und daher der Probe inhärent waren und keinen Probe-Herstellungs-Artefakt darstellen. Die zugrunde liegende granuläre Struktur betrug ungefähr 5-10 nm in der Größe. Dies schien die individuelle Korngröße wiederzugeben, die in den TEM-Aufnahmen einer getrockneten aber ungesinterten Dünnschicht auf Quarz im Querschnitt beobachtet wurden, wie es in 6b gezeigt wird.
• Zur Untersuchung der Entwicklung der Partikelagglomeration wurden Aliquots der Kolloidsuspension auf ihre Partikelgröße nach verschiedenen Alterungszeiten analysiert. 7 zeigt, dass eine merkliche Abweichung in der gemessenen Partikelgröße während der 24 Stunden der Alterungszeit auftritt. Die anfängliche Messung ergibt eine Partikelgröße geringer als 1 µm, ansteigend auf größer als 10 µm nach 8 Stunden aber nachfolgend wieder auf 1 µm nach 24 Stunden abnehmend. Dies weist auf Agglomeration des feinen Präzipitats mit der stabilsten Struktur mit Ausdehnungen in einem Bereich von 0,2-1 µm aufweist. Nachfolgendes Sintern solcher Agglomerate bedingt beides, die Basismorphologie der Dünnschichten auf Quarz und die Mikroporosität von Massenkeramiken.
• Um die Entstehung des Unterschieds zwischen einem Präzipitat, das als Pulver oder als Dünnschicht, hergestellt auf einem Quarzsubstrat, gebrannt wird, zu verstehen, wurden Dünnschichten auf Quarz für eine Stunde gebrannt und nachfolgend auf ihre elementare Zusammensetzung als Funktion des Abstands von der Quarzgrenzfläche, unter Verwendung von Energiedispertiver Röntgenanalytik (EDX), analysiert. Silicium wurde bei Konzentrationen, die mit dem Abstand von der Grenzfläche abnahmen nachgewiesen; jedoch konnten keine XRD-Spitzen für Verbindungen wie Calciumsilikat identifiziert werden. Diese Ergebnisse weisen darauf hin, dass Silicium nun aus dem Quarzsubstrat diffundiert eine Rolle in der Veränderung der Morphologie und Kristallographie der Dünnschicht spielt.
• Analyse von mHA Pulvern mit eingeführten Additiven
• Pulver, die aus dem Kolloid nach Gleichung (1) hergestellt wurden und mit ausgewählten Additiven kombiniert wurden, zeigten eine einzigartige Calciumphosphatzusammensetzung nach Sintern bei 1000 °C. Anfänglich wurden mehrere mögliche Einflüsse des Siliciums als Additiv in diesem Temperaturbereich postuliert, solche wie die Veränderung der Umformungsreaktion von HA in seine Nachfolgeverbindungen; die Veränderung der kristallographischen Struktur von HA und seinen Nachfolgeprodukten durch Siliciumsubstitution; und morphologische Änderungen, die mit Oberflächendiffusion des Additivs oder durch additivbedingte Änderungen in den Oberflächeneigenschaften verbunden sind.
• Diese Möglichkeiten wurden durch die Herstellung von Keramikdünnschichten, Pulvern und Schüttgut evaluiert, bei denen die Herstellungsbedingungen oder die Gegenwart von Additiven die Endprodukte veränderte. Die anfängliche Basis zur Bestimmung der Verfahrensänderung und Additivauswahl wurde gemäß thermodynamischen Gleichgewichtsberechnungen unter Verwendung der Datenbank und Programmierung in der Facility for the Analysis of Chemical Thermodynamics (FACT) [23] bestimmt. 8 zeigt das berechnete Phasendiagramm, dass für das Ca-P System als Funktion der inversen Temperatur (K^–1) und Partialdruck von Wasser in der thermischen Verfahrensatmosphäre erwartet wurde. Das Diagramm bezieht sich auf ein geschlossenes chemisches System und verwendet eine große Datenbank an Literaturwerken für die Gibb'sche Bindungsenergie. Die stabilste(n) Phase(n) wurden für eine große Matrix an Koordinaten berechnet, die zur Aufstellung der Phasengrenzen führte. HA wird zu β-TCP bei Temperaturen unter 1100°C unter geringem Wasserpartialdruck abgebaut. α-TCP wird bei Temperaturen über ungefähr 1100°C gebildet. Die Vorhersagen stimmen mit Hochtemperatur kristallographischen Daten für HA Keramiken [24, 25] überein. Die Zerfallsreaktion, entsprechend der untersten diagonalen Linie im Diagramm, kann als Gleichung (2) geschrieben werden. 2Ca₅(OH)(PO₄)₃ ^← _→3Ca₃(PO₄)₂ + CaO + H₂O (2)
• Da die Umwandlung von HA in TCP in der gleichzeitigen Bildung von CaO und Freisetzung von H₂O resultiert, sollten Veränderung in der Aktivität von beiden, CaO und H₂O, den Ort der Phasengrenzen verändern. Die oberen diagonalen Linien zeigen die Phasengrenze, wenn die Aktivität von CaO stufenweise verringert wird. Dieser Effekt kann praktisch durch chemische Kombination von CaO mit anderen Verbindungen wie SiO₂ erreicht werden. In Gegenwart von Siliziumdioxid (SiO₂) könnte die resultierende Verbindung eine oder mehrere von einigen Calciumsilikaten sein. Die Berechnungen zeigen, dass die Zerfallgrenzen im Temperaturbereich von 800-1100°C ungefähr damit übereinstimmen, wenn CaO die erwartete Aktivität hat, wenn es mit SiO₂ kombiniert wird, wie es aus Gleichung (3) folgt: CaO + SiO₂ ^← _→CaSiO₃ (3)
• Das stabilste phosphorhaltige Umwandlungsprodukt ist dennoch β-TCP. Dies stimmt mit der verbreiteten Beobachtung überein, dass das magnesiumdotierte HA basierte Mineral Whitlockit die natürliche Form von β-Ca₃(PO₄)₂ [25] ist. Auf Basis dieser Information, die in der FACT Datenbank erhältlich ist, ist es nicht möglich die Beobachtung einer Phase, die ähnlich zu α-TCP als Umwandlungsprodukt unter 1000°C ist anders zu erklären, als anzunehmen, dass β-TCP nicht nukleiert wird wenn CaSiO₃ gebildet wird und sich das Si-TCP als metastabile allotrope Form entwickelt.
• Es anzumerken, dass auf der Basis der chemischen Thermodynamik jede Reaktion, die die Aktivität von CaO verändert, das Phasendiagramm verändern sollte. Oxide wie TiO₂ haben nur ein Produkt mit CaO wie in Gleichung (4): CaO + TiO₂ ^← _→CaTiO₃ (4)und können daher in ihrer Aktivität besser vorhergesagt werden. Ähnliche Berechnungen wie die für Si zeigten, dass für einen ähnlichen Wasserpartialdruck die Phasengrenze für Ti bei einer geringfügig niedrigeren Temperatur lag.
• 9 zeigt, dass das XRD-Muster für ein Pulver, das unter Verwendung eines Additivs in einer Konzentration von 1 Mol SiO₂ bis 1 Mol mHA hergestellt wurde, dem ähnlich ist das für Dünnschichten auf Quarz erhalten wird. Für diese Probe wurde das Silicium als Tetrapropylorthosilicat in 2-Methoxyethanol zugegeben. Das Spektrum wurde mit den JCPDS Dateien verglichen und es wurde gefolgert, dass es eine Mischung aus HA und Si-TCP ist. Nachfolgende Experimente zeigten, dass die Phasenzusammensetzung unabhängig davon ist, ob das Additiv mit 2-Methoxymethanol, 2,4-Pentandion oder keinem Träger eingeführt wurde. 10 zeigt die Phasenzusammensetzung von Pulvern, die bei 1000°C für eine 1 Stunde gesintert wurden, als Funktion des Siliciumgehalts, wie es durch XRD bestimmt wurde. Die vorliegenden Phasen wechseln von überwiegend HA zu überwiegend einer neuen Verbindung (Si-TCP) bei einem relativen molaren Si/mHA-Verhältnis von ungefähr 0,6. Die Umwandlung ist geringfügig höher wenn die Pulver zu keramischen Pellets geformt werden. Während der spezifische Grad der Umwandlung von den Verfahrensbedingungen abhängt, liegt der typische Si-TCP:HA-Bereich bei 20:80 bis 80:20. Aufgrund des erhöhten Signal-Rausch-Verhältnisses und einer höheren linearen Änderung des Hintergrunds als Funktion von 2θ, offensichtlich in den θ-2θ-XRD-Spektren der Pulver, ist die Genauigkeit der Bestimmung der Phasenzusammensetzung in den Pulvern erhöht. Eine Additivsättigung wird bei molaren Verhältnissen, die 1:1 übersteigen, offensichtlich und zeigt Verfahrenbeschränkungen bei der Integration von weiterem Silicium an. 11a zeigt, dass die kristalline Morphologie eines Pellets aus Si-mHA ähnlich zu der war, die in der Dünnschicht auf Quarz beobachtet wurde. Die Keramik umfasst abgerundete, untereinander verbundene Partikel einer durchschnittlichen Größe von 0,2-1 µm, mit einem hohen Grad an örtlicher Porosität. Veränderung der Herstellungsbedingung für die Verbindung erlaubt die Bildung einer Reihe von mikroporösen Strukturen, die Partikel einer Größe im Bereich von 0,1-2,0 µm umfassen. 11b zeigt, dass die Si-mHA Materialen starke Anzeichen einer osteoklastischen Resorption zeigen, die denen ähnlich sind, die auf natürlichen Knochen, wie es in 11 c gezeigt wird, auftritt.
• Die XRD-Muster für Pulver, die unter Verwendung von Ti als Additiv hergestellt wurden, zeigten ebenso, dass eine Umformung nach Zugabe von Ti auftritt. Dennoch waren die Ergebnisse komplexer, da die vorherrschende Phase von TCP, die gebildet wurde, β-TCP (12) war, mit einem vom mit dem Additiv verwendeten Träger abhängigen Umformungsgrad. Es trat weiterhin eine Verstärkung des Umformungsgrads beim Schleifen des Pulvers und Verarbeitung zur Bildung keramischer Pellets auf. Die Ergebnisse sind in 13 zusammengefasst. Die 13a und 13b zeigen jeweils den Effekt der Titanzugabe ohne Träger für die Pulver und die keramischen Pellets. Wesentliche Umformung trat nur für Pellets auf, die durch Schleifen, Pressen und Wieder-Sintern des Originalpulvers gebildet wurden. Die Zugabe von Titan ist ähnlich oder sogar weniger wirksam, wenn 2Me als Träger verwendet werden (13(c) und 13(d)). Wesentliche Umformung bei ungefähr 0,5 Mol TiO₂ pro Mol mHA tritt in Pulvern nur auf, wenn ACAC als Träger verwendet wird und diese Umformung wiederum tritt wirksamer in den wieder-geschliffenen Pellets auf, 13(e) und 13(f). Insbesondere in den Keramikpellets zeigt die Phasenzusammensetzung einen wesentlichen Anteil an β-TCP. Die Mikrostruktur der Pellets, die aus Pulvern gebildet wurden, denen Ti als Additiv zugegeben wurde, zeigte eine Partikelgröße von ungefähr 0,3 µm.
• Die einfachste Interpretation der Unterschiede zwischen den Wirkungen von Si- und Ti-Additiven basiert auf der Beobachtung der Wirkungen der Additiv-Präzipitation und der Veränderungen im Grad der Umwandlung, die dem Schleifen des Pulvers und der Pelletbildung folgt. Im Fall von Si-basierten Zugaben, war der Grad an Präzipitation grundlegend unabhängig vom Träger und relativ geringen Änderungen im Grad der Umformung, die beim Bilden von Keramikpellets auftrat. Im Gegensatz dazu waren Ti-Zugaben unwirksam, wenn die Präzipitation auftrat, wenn die Additive in die Ca-P Kolloidsuspension (für keinen Träger und 2Me) eingeführt wurden. Ti Zugaben waren wirksam, wenn keine Präzipitation auftrat (für ACAC) und die Umwandlung wurde nach Schleifen des Pulvers zur Bildung von Pellets und nachfolgenden Wider-Sintern stärker. Dies weist darauf hin, dass die Umformung von HA zu TCP intensiven Kontakt zwischen dem Additiv und HA erfordert, möglicherweise durch Oberflächenfunktionalisierung der präzipitierten mHA Partikel innerhalb der Kolloidsuspension durch Additivspezies oder Adsorption der Additivspezies auf der Oberfläche der mHA Partikel. Wenn das Additiv und das mHA als separates Spezies präzipitieren tritt die Umformung nur nach kräftigen physikalischen Zusammenmischen und thermischer Behandlung auf.
• Für Vergleichszwecke wurden Referenzmaterialien durch thermische Gleichgewichtsverfahren mit kommerziell erhältlichen Pulvern (siehe Tabelle 1) im Bestreben hergestellt, Keramiken mit einer ähnlichen Zusammensetzung und Oberflächenmorphologie herzustellen. Kommerzielle Pulver wurden als reine Verbindungen verarbeitet und in Kombination mit ausgewählten Additiven, entweder als anorganische Pulver oder als metallorganische Spezies, in einem Träger eingeführt.
• XRD-Ergebnisse zeigen, dass Umformung von kommerziellem HA (cHA) statt findet, aber dass die primäre resultierende Phase β-TCP ist. Die typische Phasenverteilung ist 73 % β-TCP, 20 % α-TCP und 7 % HA. Diese Ergebnisse stimmen mit der Phasenzusammensetzung, die durch die Thermodynamik, wie sie in den Gleichungen (2) und (3) und wie sie in 8 dargestellt sind, überein. Von gleicher Bedeutung ist, dass die Oberflächenmorphologie der Keramiken, die aus diesen Pulvern hergestellt wurden, eine raue oder gebrochene Morphologie mit (14b) mit kleiner Zwischenverbundenheit aufweist und einer Partikelgröße, die eine Größenordnung größer als die in den kolloid-basierten mHA Pellets (14a) ist. Das Anzeichen für eine mikroporöse Morphologie ist auf dem Oberflächenbereich der Partikel beschränkt. Pellets, die auf diese Weise hergestellt wurden zeigten keinen Hinweis auf Resorption durch Osteoklasten.
• Die Festkörperchemie der cHA Pulver mit eingeführten Additiven weist darauf hin, dass das Umformungsverhalten als Funktion der Temperatur, Feuchtigkeit und des Additivs übereinstimmend mit den Gleichungen (2)-(4) ist. Insbesondere wird, wenn physikalisches Mischen des Additivs in das cHA Pulver statt findet, die β-TCP Phase, wie sie durch chemische Thermodynamik vorhergesagt wird, beobachtet. Im Vergleich dazu ist, wenn intensives Mischen eines unpräzipitierten Siliciumadditivs und des Ca-P Kolloids auftritt, die resultierende Phase Si-TCP. Diese Phase stimmt nicht mit den Vorhersagen der Gleichgewichtsthermodynamik überein, ist aber mit der Anwesenheit von Si in dem Ca-P-Gitter eng verbunden. Um die FACT Datenbank zur Vorhersage der Phasengrenzen für den Wechsel zu diese Skelite^TM Verbindung zu verwenden, werden neue Werte für die Gibb'sche Energie erforderlich.
• Der Ursprung der Skelite^TM Verbindung und die Bestätigung des Mechanismus der Bildung wurde unter Verwendung von Techniken, die die Position des Additivs in der HA- oder TCP-Struktur bestimmen, im Bestreben untersucht das Vorliegen des Reaktionsprodukts, dass durch die Gleichungen (3) und (4) vorhergesagt wird, zu beobachten.
• Bezeichnenderweise waren keine Calciumsilikat-Spitzen in den XRD-Spektren identifizierbar, die von entweder Kolloid-basierten oder gemischten Pulverzusammensetzungen, in denen Silicium das ausgewählte Additiv war, hervorgerufen wurden. Dies legt nahe, dass Silicium eine dispergierte oder substituierte Phase in dem Phosphat-Gitter bildet. Frühere Arbeiter [26, 27] haben vorgeschlagen, dass Calciumsilikat und β-TCP eine mischbare feste Lösung bei hohen Temperaturen (> 1350°C) über den interessierenden Bereich der Zusammensetzung bilden. Die XRD Spektren über die in den früheren Experimenten berichtet wurde, passten nicht zu denen von α-TCP oder den Skelite^TM, die gegenwärtig beschrieben werden, und zeigen deshalb die Einzigartigkeit dieser Verbindung. In dieser Arbeit zeigten die Ergebnisse, wenn kommerziell erhältliches CaSiO₃ physikalisch mit cHA- oder β-TCP-Pulvern (Tabelle 1) gemischt wurde und dann für acht Stunden in Aluminiumoxid-Schmelztiegeln in Luft bei 1250°C gesintert wurde, dass CaSiO₃ eine kristallographische Phase nukleiert, die mit der Skelite^TM Verbindung (Si-TCP) (15) übereinstimmt. Der Grad der Umformung zu Skelite^TM steigt, wenn die Temperatur der Reaktion gesteigert wird. Bei 1250°C und darüber, abhängig von der Menge an vorliegendem Si, zeigt die Pulvermischung eine steigende Tendenz eine Schmelze zu formen und daher die mikroporöse Struktur zu entfernen.
• Vergleiche der drei Haupt-Spitzen im XRD-Spektrum vom Skelite^TM und α-TCP zwischen 2θ_cu = 30 und 2θ_cu = 31°, eine theoretische Gauss-Kurve mit einer Spitzenform, deren Weite 0,225° beträgt, vorausgesetzt, zeigt, dass es eine Verlagerung von ungefähr 0,1° zu geringerem 2θ in Si-TCP (16) gibt, die aus einem Anstieg in den Gitterparametern resultiert. Die Gegenwart dieser signifikanten Verlagerung wurde durch die genaue Bestimmung der Position der HA-Spitze, die in den XRD-Spektren vorliegt, bestätigt. Die HA-Spitze, 2θ_cu = 31,8°, lag innerhalb 0,01° von dem, der durch die JCPD-Datei vorhergesagt wird und daher war die exakte Kalibrierung des Instruments sicher gestellt. Die Spitzen-Verlagerung in den α-TCP Spektren zu niedrigerem 2θ würde auftreten, wenn Si⁴⁺ (IR = 0,26 Å für CN = 4) in P⁵⁺ (IR = 0,17 Å für CN = 4) Positionen substituiert, obwohl der Effekt nicht groß wäre, da die Gitterstruktur durch die Sauerstoffpolyeder des TCP beherrscht wird. Die Tatsache, dass die Substitutionsreaktion bei 1000°C nur für kolloidale Partikel, in denen Si chemisch funktionalisiert auf der Oberfläche ist, auftritt legt nahe, dass die Substitutionskinetiken sehr langsam in dem niedrigen Temperaturbereich sind.
• Kernresonanz-Spektroskopie-Untersuchungen
• NMR-(magic angle) Untersuchungen wurden mit Si-mHA Pulvern durchgeführt. Vergleiche wurden zwischen einfachen physikalischen Mischungen von cHA, α- und β-TCP, CaSiO₃ und SiO₂ in Anteilen, die den vorliegenden Phasen in den Si-mHA Pulvern gleichen, gemacht. Für Si-mHA konnten keine Si-Signale unter beliebigen Messbedingungen beobachtet werden. Ein vorsichtiger Vergleich mit Signalen, die an CaSiO₃ und amorphen SiO₂ gemessen werden, wurde verwendet, um den niedrigsten Grad an Sensibilität, bei dem die Verbindungen oder lokalen Strukturen gemessen werden konnten, festzulegen. 17 vergleicht NMR-Spektren für Si-mHA, die über 120000 Pulse signalgemittelt waren, mit denen, die aus einer einfachen physikalischen Mischung aus cHA und 10% gleichen Teilen von CaSiO₃ und SiO₂ erhalten wurden. Die Abwesenheit jeglichen NMR-Signals in Si-mHA zeigt, dass Si hoch dispergiert innerhalb der kristallographischen Struktur von mHA vorliegt, so dass keine klare bestimmbare Position oder Verbindung identifiziert werden konnte.
• Infrarotspektroskopie-Untersuchungen
• 18 vergleicht Infrarotspektren für gesinterte Pulver von (a) cHA, (b) mHA, und (c) Si-mHA. Das Spitzen-Paar, das bei den niedrigsten Wellenzahlen nahe 600 cm^–1 gefunden wurde, zeigt die Gegenwart von ähnlichen aber nicht identischen Bindungen. Die Spektren für cHA und mHA Pulver (ohne Additive) waren im Wesentlichen gleich. Die Zugabe von Silicium verursachte eine grundlegende Näherung der P-O Streckungs-Spitze und eine Verlagerung in deren Position von 1048 bis 1065 cm^–1 (19).
• Um diese Veränderung zu bestimmen wurden IR-Spektren von CaSiO₃, CaO, SiO₂ und kommerziellen β-TCP untersucht. Das CaSiO₃-Spektrum zeigt eine Serie von unterschiedlichen Spitzen bei 717, 563 und 434 cm^–1 die nirgends in den Spektren für Si-mHA Pulver erscheinen. Das CaO-Spektrum hat eine starke Sequenz an Bändern unter 463 cm^–1, die ebenso nicht im Si-mHA Spektrum beobachtet werden. Das SiO₂-Spektrum zeigt eine sehr starke, gut aufgelöste Spitze bei 1104 cm^–1, die charakteristisch für die Si-O Bindung ist. Eine Interpretation der Si-mHA Spektren ist, dass die Si-O Bindungsabsorption bei niedrigeren Wellenzahlen als in reinem SiO₂ auftritt. Die offensichtliche Verlagerung in der P-O-Streckung kann durch das Wachstum einer Si-O-Spitze erklärt werden. Es ist logisch, dass Si-O- und die P-O-Spitzen an gleichen Positionen auftreten würden, da Silicium und Phosphor nebeneinander im Periodensystem angeordnet sind und ähnliche Ionenradien aufweisen. Die Tatsache, dass sich die P-O Spitze zu verlagern scheint, weist ferner auf die Bildung einer neuen Siliciumverbindung, Skelite^TM, hin.
• Ein Strukturmodel für Siliciumsubstitution, das auf der IR-Analyse basiert, ist ein Kristallgitter von TCP- und HA-ähnlichem Material mit molekularer Dispersion von Silicium innerhalb des gesamten Gitters. Dies stimmt mit den NMR- und XRD-Ergebnissen überein. Die Annäherung der P-O-Spitze weist auf die Anwesenheit einer weniger breiten Verteilung vom Typ der P-O-Bindungen innerhalb der Struktur hin oder auf einen Anstieg in der Kristallinität im Vergleich zu mHA ohne eingeführte Additive.
• Die Skelite^TM Verbindung
• Signifikante Korrelationen mit der zell-basierten Bioaktivität und dem Widerstand gegen Auflösung bei einem normalen physikalischen pH von 6,4 bis 7,3 sind das Vorliegen der durch das Additiv stabilisierten Verbindung und die mikroporöse Morphologie. Die Morphologie ist durch das Sintern von Partikeln einer durchschnittlichen Größe von 0,2 bis 1 µm bedingt. Die Gegenwart einer Si-TCP Phase, die im Wesentlich unlöslich in biologischen Medien bei einer geringen Temperatur ist, wobei Silizium als eingeführtes Additiv verwendet wird, ist unerwartet und wird durch die Verteilung von Si, das innerhalb der gesamten Struktur substituiert ist, hervorgerufen. Angenommen, dass die zugrunde liegende Struktur der Partikel die Agglomeration von Körnchen einer Größe im Bereich von ungefähr 1 bis 20 nm ist, dann wird die einheitliche Dispersion des Siliciumadditivs und die Funktionalisierung der Oberfläche eines einzelnen Körnchens durch Permeation des Silicium-Sols durch das gesamte Agglomerat sicher gestellt. Der Hauptgesichtspunkt dieser Erfindung war die Feststellung, dass Silicium keine α-TCP Phase hervorruft, die aus dem Abbau von HA resultiert, sondern vielmehr durch Substitution von Silicium in Phosphorpositionen eine Si-TCP Phase bildet, eine neue Biomaterialverbindung. Die Tatsache, dass Silicium eine Si-TCP-Verbindung erzeugt, kann jetzt durch die Kristallographie des Calciumphosphat-Systems und die Defektchemie, die mit Siliciumsubstitution in das Ca-P-Gitter verbunden ist, erklärt werden. Der Fachmann würde verstehen, dass andere Additive mit einem Ionenradius, der unterschiedlich zu dem von Silicium ist, wie es hierin beschrieben ist, aber der immer noch in das Ca-P-Gitter substituiert werden kann, ebenso in der erfindungsgemäßen Verbindung enthalten ist. Daher ist die Verbindung nicht nur auf Silicium als Additiv beschränkt.
• Es ist wichtig anzumerken, dass „effektiver Ionenradius" als Referenzausdruck in diesen Untersuchungen [34] gewählt wurde. Die Spezifikationen des Ionenradius, die hierin bereitgestellt wurden, geben den effektiven Ionenradius für Koordinationszahlen von 4, 6 oder 8 wieder. Es ist für den Fachmann offensichtlich, dass „ionischer Kristallradius" ebenso in der Anwendung der vorliegenden Erfindung verwendet werden kann und daher zum Definieren gleicher Beschreibungen für die Verbindung und die Formel der Verbindung, wie sie hierin beschreiben ist, verwendet werden kann. Eine Zusammenfassung des effektiven Ionenradius und des ionischen Kristallradius für verschiedene Elemente wird in Tabelle 2 bereitgestellt.
• Wenn Si im HA Gitter substituiert wird, legt der Ionenradius von Si⁴⁺ (IR = 0,26 Å für CN = 4) nahe, dass Si⁴⁺ in P⁵⁺ (IR = 0,17 Å für CN = 4) Positionen, in den PO₄ ^3–-Tetraeder eintreten kann, obwohl es ebenso an Ca²⁺-(IR = 1,0 Å für CN = 6) Positionen eingeschlossen werden könnte. Die Gitterspannung und der Kompensationsdefekt wird in den beiden Fällen signifikant unterschiedlich sein und die Wirkungen der Kovalenz werden das Ergebnis wesentlich verändern. Bei niedrigen Temperaturen bewirkt die Substitution von Si⁴⁺ in P⁵⁺ Positionen weniger Spannung und gleicht die Kovalenz gut aus. Das Verhältnis des Radius für Silicium und Sauerstoff stimmt mit dem überein, das für die Tetraederkoordination von Silicium in einem Sauerstoffgitter erforderlich ist. Eine solche Substitution erfordert die Bildung eines einzelnen positiv geladenen Defekts für den Ladungsausgleich. Ein offensichtlicher Defekt ist eine Sauerstofflücke für jeweils zwei Siliciumionen, obwohl die Energie, die zum Ersetzen von Sauerstoff-Phosphor-Bindungen in einem bereits gebildeten PO₄ ^3–-Tetraeder erforderlich ist, wesentlich sein kann. Theoretisch könnte die Substitution eines Ions mit einem geeigneten Ionenradius und einer Valenz von ≥ 3 an Ca²⁺ Positionen ebenso einen Ladungsausgleich hervorrufen. Solche Elemente können Ce, La, Sc, Y und Zr einschließen. Beschränkungen in der Verwendung einzelner Elemente können durch die jeweiligen Anwendungen bei der Verwendung als Biomaterial vorliegen.
• Bei der Bildung der Si-TCP-Verbindung legt die Verbindungsanalyse nahe, dass das Ca:P-Verhältnis von ungefähr 1,67 (HA) auf 1,5 (TCP) absinkt. Dies könnte durch (1) das Entfernen von Calcium aus dem Gitter oder (2) die Einführung von zusätzlichem Phosphor oder einem Element, das für Phosphor substituiert, hervorgerufen werden. Die Verminderung im Calciumgehalt des Gitters könnte theoretisch durch die Bildung von Calciumsilikat, das innerhalb der Struktur verteilt ist, auftreten. Dennoch konnte weder in den NMR- noch den IR-Ergebnissen ein Hinweis auf Calciumsilikat als gut definierte Verbindung gefunden werden. Daher muss umfassende Siliciumsubstitution auftreten, die eine Vielzahl von Si-substituierten P-O-Positionen im Gitter bildet.
• Im Falle von Ti⁴⁺, wird der Ionenradius von (IR = 0,42 Å für CN = 4) wahrscheinlich dessen Substitution in P⁵⁺-Positionen vorbeugen und es muss deshalb an gewöhnlicheren interstitiellen Positionen im Gitter in das Kristall eintreten. Da gezeigt wurde, dass Titan weniger wirksam in der Veränderung der Kristallstruktur zur Bildung eines stabilisierten TCP ist, legt dies nahe, dass die Nukleierung der Si-TCP-Phase innig mit der Substitution von Silicium in Phosphorpositionen verbunden ist. Insbesondere wird, da die beobachtete Phase tatsächlich eine Ca-P-Si-Verbindung mit einer kristallographischen Struktur ähnlich aber verschieden zu α-TCP eher als zu reinem α- TCP ist, der Widerspruch hinsichtlich der verminderten Löslichkeit und dem vorhergesagten Zerfalls-Phasendiagramm der neuen Verbindung gelöst.
• Die Kristallographie des Ca-P-Phasendiagramms wurde umfassend untersucht und in Apatit [28], β-TCP [29, 30] und α-TCP [31] verglichen [12]. Signifikante Unterschiede wurden zwischen den Strukturen von α- und β-TCP [12, 31] bemerkt und ebenso signifikante Ähnlichkeiten wurden zwischen α-TCP, Apatit und Calciumsilico-Phosphatverbindungen über die Glaseritstruktur [32] gesehen. Eine Hauptkomponente des Phosphatgitters ist die Gegenwart eines PO₄ ^3–-Tetraeder, obwohl diese Strukturen innerhalb eines komplexen Gitters erheblich variieren können. Zum Beispiel variieren im α-TCP die P-O-Abstände von 1,561 bis 1,568 Å und die O-P-O-Winkel variieren von 104,1 bis 115,2° [31]. Substitution von Silicium in solchen Positionen schließt eine Reihe von Umgebungen für solch ein Additiv ein.
• Nach Elliot [33] hat die HA-Raumgruppe drei Arten vertikaler oder säulenförmiger Symmetrie. Es gibt Säulen von Ca²⁺ Ionen, die durch die Hälfte der C-Achsen-Parameter, entlang einer dreifachen Achse, die für zwei Fünftel der Ca²⁺-Ionen in der Struktur zählt, getrennt sind. Diesen Ionen wird die Bezeichnung Ca(1) gegeben. Die Ca²⁺-Ionen sind untereinander durch PO₄-Tetraeder verbunden, in denen drei Sauerstoffatome aus einer Säule und das vierte aus einer benachbarten Säule stammt. Das Ergebnis ist ein dreidimensionales Netzwerk von PO₄-Tetraedern mit darin verbundenen Ca²⁺-Ionen und Kanälen, die verbleibendes Calcium, Ca(2), und Ionen wie OH^–, die die HA Struktur ausmachen, enthalten.
• Die α-TCP Struktur umfasst ebenso Säulen aus Ca²⁺- und PO₄ ^3–- Ionen parallel zur C-Achse [28]. Die Säulen sind tatsächlich Anion-Anion-Säulen ... Ca Ca Ca Ca ... und Kation-Anion-Säulen ... PO₄CaPO₄ ☐ PO₄CaPO₄ ☐ PO₄CaPO₄..., wobei ☐ eine Lücke ist [12]. Die Gegenwart dieser Lücke kann die Bildung von O^2–-Lücken in benachbarten PO4^3–-Tetraedern erleichtern, die erforderlich sind, um die Substitution von Si⁴⁺ in P⁵⁺-Positionen auszugleichen. Analoge Kation-Anion-Säulen treten in Glaserit, K₃Na(SO₄)₂ auf, außer dass die Lücke durch ein K⁺-Ion besetzt ist. Starke Ähnlichkeiten bestehen zwischen den Glaserit- und Apatit-Strukturen [26]. Die Apatitstruktur kann aus der von α-TCP durch Ersetzen einer Kation-Kation-Säule an der Ecke einer Apatitelementarzelle, durch Anion-Säulen (OH^– oder F^–) abgeleitet werden. Die verbleibenden Kation-Säulen in α-TCP werden die säulenförmigen Ca(1) Ionen in Apatit, während die PO₄ ^3–- und Ca²⁺-Ionen, die die Kation-Anion-Säulen in α-TCP bilden, ungefähr dieselbe Positionen wie die PO₄ ^3–- und Ca(2)-Ionen in Apatit haben. Von Bedeutung, bei dieser Analyse ist, dass die Glaseritstruktur mit Silico-Carnotit Ca₅(PO₄)₂SiO₄ [30] überein, und α-Ca₂SiO₄ [31] verbunden ist. Dies stimmt mit dem Bericht, dass das Ca₂SiO₄-Ca₃(PO₄)₂-System eine einheitliche Reihe von festen Lösungen bei höheren Temperaturen bildet, die auf der Glaseritstruktur [27] basieren.
• Im Gegensatz dazu gibt es keine solchen Ähnlichkeiten zwischen der Struktur von HA und β-TCP. Die β-TCP Struktur ist eine Verzerrung des Ausgangsgitters, Ba₃(VO₄)₂, mit senkrecht zur C-Achse verlaufenden Schichten. Es gibt keine Beziehung in den Säulen zwischen den Kationen in der Struktur. Aufgrund der Größe des Ca²⁺-Ions gibt es eine verminderte Anzahl von PO₄-Tetraedern in der Struktur im Vergleich zu der des Ausgangsgitters und eine verminderte Anzahl von Formeleinheiten innerhalb der hexagonalen Elementarzelle. Zwei Arten von Calcium-Positionen bestehen innerhalb der β-TCP Elementarzelle: solche, bekannt als Ca(5), die voll besetzt sind, während eine besondere Gruppe von Kationen-Positionen, bekannt als Ca(4), nur halb besetzt sind [12]. Nach dotieren von TCP mit Mg²⁺ (IR = 0,72 Å für CN = 6) verteilt sich das Mg selbst erst zufällig auf die Ca(4) und Ca(5) Positionen, substituiert nachfolgend nur in die Ca(5) Positionen. Da Mg²⁺ kleiner als Ca²⁺ (IR = 1,0 Å für CN = 6) ist und die ursprüngliche Verzerrung der Ba₃(VO₄)₂ Struktur auftritt, weil Ca²⁺ kleiner als Ba²⁺ (IR = 1,35 für CN = 6) ist, wird die β-TCP Struktur mit der Zugabe von Mg²⁺, um das natürlich auftretende Mineral, Whitlockit [31] zu bilden, stabilisiert. Tatsächlich neigt die Zugabe von Mg zu β-TCP bei hohen Temperaturen dazu die Struktur gut in den α-TCP Bereich zu stabilisieren. Im Fall der Zugabe eines solchen Ions wie Ti⁴⁺ würde der geringfügig größere Ionenradius (IR = 0,61 Å für CN = 6) nahe legen, dass es ebenso durch Substitution in Ca(5) Kationen-Position aufgenommen wird, mit Ergebnissen, die weniger definiert sind als die für Mg²⁺. Da Defekte des Ladungsausgleichs notwendig sind, würde die Stabilisierung oder Bildung von Ca²⁺-Lücken in Ca(4) Positionen diesem Zweck dienen. Daher sollte substitutionelles Ti die β-Phase stabilisieren sobald TCP gebildet wurde. Ein Merkmal der gegenwärtig charakterisierten Verbindung ist, dass die Skelite^TM Struktur nur erhalten wird, wenn inniger Kontakt zwischen dem Präzipitat und dem Additiv auftritt. Wenn Silicium in schon gebildete und gebrannte Pulver bei relativ geringen Temperaturen eingeführt wird, ist die resultierende Nach-Sinterphase hauptsächlich β-TCP. In diesem Fall spielt Silicium eine ähnliche Rolle wie die, die für Titan oben beschrieben wurde und bewirkt einfach die Verminderung der Aktivität von CaO beim Zerfall von HA unter den Bedingungen der Gleichung (3). Im Fall von Kolloidpulvern, die in enger Verbindung mit einem Additiv wie Silicium präzipitiert wurden, wird einerseits die Oberflächenaktivität hoch sein und andererseits werden stark funktionalisierte Komplexe in der Lösung an den Grenzflächen der präzipitierten Körnchen gebildet. Durch das Sintern werden eine Reihe von PO₄ ^3–- und SiO₄ ^4–-Tetraedern zusammen mit den nötigen Sauerstofflücken gebildet. In diesem Fall wird eine Nukleierung der Glaserit-basierten Si/P-Phase stattfinden. Während dies früher als eine Form von α-TCP interpretiert wurde ist es, tatsächlich, eine gänzlich unterschiedliche Verbindung mit ihren eigenen Werten, für die Löslichkeit und Bioaktivität (Si-TCP). Daher entspringt die kristalline Phasenzusammensetzung, Oberflächenmorphologie und Massenmorphologie aus dem chemisch aktiven und agglomerierten Zustand, in dem die Ausgangsmaterialien präzipitiert werden, und der Grad zu dem dieser Zustand die Stelle, an der das Si⁴⁺ Kation substituiert wird, steuert.
• Nochmals, obwohl Silicium am umfangreichsten untersucht wurde und das bevorzugt substituierte Element der Erfindung zu sein scheint, ist es für den Fachmann offensichtlich, dass jedes Additiv in die Kristallstruktur des Calcium-Phosphat-Gitters eintreten und sich darin verteilen kann und in der erfindungsgemäßen Verbindung resultieren kann, die für Silicium substituiert werden kann. Deshalb ist die vorliegende Erfindung nicht nur auf Silicium als substituiertes Element beschränkt, sondern kann auch andere geeignete Elemente mit einem geeigneten Ionenradius von ungefähr 0,1 bis 0,4 Å einschließen, solche wie z. B. Bor. Es ist ebenso zu verstehen, dass auch andere Additive zusätzlich zu Silicium oder Bor in der erfindungsgemäßen Verbindung vorliegen können. Solche Elemente können auch einen Teil des Ca-P-Gitters bilden, wo derartige Elemente und/oder die Menge von Sauerstoff bewirkt, dass der Ladungsausgleich für Additive, die in die Verbindung aufgenommen werden, ausgeglichen werden kann. Solche Additive können ausgewählt sein aus der Gruppe bestehend aus Ce, La, Sc, Y und Zr.
• Es ebenso für den Fachmann zu verstehen, dass die neue Verbindung der vorliegenden Erfindung mit einem Calciumphosphatmaterial, wie Calciumhydroxylapatit, α-TCP, β-TCP, Octacalciumphosphat, Tetracalciumphosphat, Dicalciumphosphat, Calciumoxid oder anderen derartigen Materialien kombiniert werden kann. Die resultierende Kombination kann eine physikalische Mischung oder eine feste Lösung sein. Ferner können andere Additive, wie Polymere oder Mikrofasern, zusätzlich zur erfindungsgemäßen Verbindung, zur Erhöhung der mechanischen Zähigkeit und Festigkeit, zugegeben werden. Die Partikelgröße dieser Additive kann derart ausgewählt werden, dass die Additive durch Phagocytose unter der Einwirkung von Makrophagen entfernt werden können. Metalle können ebenso in Kombination mit der vorliegenden Verbindung, zur Bildung von Kompositstrukturen, vorliegen. Es ist ebenso beabsichtigt, dass solche Strukturen in der vorliegenden Erfindung enthalten sind.
• Zusammenfassend wurde eine neue Biomaterialverbindung basierend auf stabilisiertem Calciumphosphat gebildet und speziell charakterisiert. Dieses neue Biomaterial zeigt zwei bedeutende Merkmale:
• (1) Eine einzigartige Zusammensetzung, die durch die Einführung von Additiven wie Silicium in das kolloidale Präzipitat gebildet wird, um nach dem Sintern eine stabilisierte Calciumphosphat-Phase zu bilden, die die neue Verbindung umfasst.
• (2) Eine charakteristische mikroporöse Morphologie, die aus der Agglomeration von Partikeln innerhalb des kolloidalen Präzipitats und dem Sintern des Materials, zur Herstellung eines Netzwerks von untereinander verbundenen Partikeln, entsteht.
• Es ist jetzt über zahlreiche schwierige analytische Tests und komplexe Dateninterpretation offenbart, dass diese stabilisierte Calciumphosphat-Verbindung eine neue Additiv-stabiliserte Struktur ist, die als Skelite^TM bezeichnet wird und die in Kombination mit HA, α-TCP, β-TCP oder anderen geeigneten Calciumphosphat-Phasen bestehen kann. Diese neue Verbindung wurde charakterisiert und hat die Formel (Ca_1-wA_w)_i[(P_1-x-y-zB_xC_yD_zO_j)]₂ wobei A ausgewählt ist aus den Elementen mit einem Ionenradius von ungefähr 0,4 bis 1,1 Å; B, C und D ausgewählt aus den Elementen mit einem Ionenradius von ungefähr 0,1 bis 0,4 Å; w größer als oder gleich Null ist, doch kleiner als 1 ist; x größer als oder gleich Null ist, doch kleiner als 1 ist; y größer als oder gleich Null ist, doch kleiner als 1 ist; z größer als oder gleich Null ist, doch kleiner als 1 ist; x+y+z größer als Null ist, doch kleiner als 1 ist; i größer als oder gleich 2 ist, doch kleiner als oder gleich 4 ist, und j gleich 4-δ ist, worin δ größer als oder gleich Null ist, doch kleiner als oder gleich 1 ist. Die Ausdrücke w und δ können gewählt werden, um den Ladungsausgleich der Elemente, die in der Verbindung vorliegen, bereitzustellen.
• Ein wichtiger Verfahrensschritt umfasst das intensive Mischen von Silicium als in Betracht kommendes Additiv mit den Partikeln der Kolloidsuspension, um die lokale Verfügbarkeit von Reaktanten sicherzustellen. Dies, zusammen mit der Ähnlichkeit der Silicium und Phosphor-Ionenradien, bildet eine für Siliciumsubstitution in Phosphorpositionen innerhalb des Ca-P-Gitters und für die Entwicklung der silikonstabilisierten TCP-Struktur günstige Umgebung.
• Die einzigartige Zusammensetzung tritt nicht in Abwesenheit von intensivem Mischen auf da die Wirkung des zugegebenen Siliciums unter diesen Umständen nur dazu dient, die Aktivität von CaO als ein HA-Zerfallsprodukt zu beeinflussen. Auf gleiche Weise können bei Verwendung von Additiven, die größere Ionen wie Titan umfassen, diese nicht in das Gitter an Phosphor-Positionen aufgenommen werden und beugen dadurch dem wichtigen Phosphatsubstitutions-Phänomen vor. In beiden dieser Fälle ist das resultierende Produkt vorhersagbar β-TCP.
• In Anbetracht der Fähigkeit von Skelite^TM am natürlichen Knochen-Umbauprozess teil zu haben, bestehen bedeutende Möglichkeiten für die Entwicklung von synthetischen Knochentransplantaten und Knochenreparaturprodukten, die tatsächlich bioaktiv sind.
• Anwendungen synthetischer Knochentransplantate
• Ein synthetisches Knochentransplantat, das im Ganzen oder in Teilen die neue Verbindung erfindungsgemäß umfasst, hat zahlreiche Anwendungen in der orthopädischen Industrie. Insbesondere gibt es Einsatzmöglichkeiten in den Gebieten der Verletzungsreparatur, Spondylodesen, Wiederherstellungschirurgie, Kiefer- und Gesichtschirurgie und Zahnchirurgie.
• Der Goldstandart in der Industrie zur Behandlung von verletzten Knochen ist ein autogenes Knochentransplantat, gewöhnlich als autogenes Transplantat bezeichnet. Autogene Transplantate schließen ein chirurgisches Verfahren ein, in dem gesunde Knochen von einem anderen Teil des Patientenskeletts zur Reparatur von Gebieten skelettaler Verletzung genommen wird. Autogene Transplantate erfordern dennoch zweifache chirurgische Verfahren; eines für die Entnahme des Transplantats und ein zweites für die Re-Implantation an der beschädigten Stelle. Das macht das Verfahren sehr teuer und zeitaufwendig. Ferner ist es nicht ungewöhnlich für die Patienten nachfolgend an chronischem Schmerz an der Entnahmestelle des autogenen Transplantats zu leiden.
• Eine andere weit verbreitete Knochentransplantat-Technik ist die Verwendung eines Allotransplantats, eine Bezeichnung, die sich auf ein Gewebetransplantat von einem anderen Individuum oder Tier bezieht. In dieser Situation wird Knochen aus dem Spender entfernt und dem Patienten implantiert. Allotransplantate sind empfänglich für verschiedene negative Konsequenzen. Zum Beispiel birgt die Verwendung eines Allotransplantats von einem anderen Tier als einem Menschen Möglichkeiten von Spezies-überschreitenden Infektionen und immunologischen Abstoßungen. Sogar Allotransplantate aus menschlichen Quellen, die häufiger als tierisches Gewebe verwendet werden, setzen den Implantatempfänger der Möglichkeit der Abstoßung und Erkrankung aus.
• Die Verwendung von Skelite^TM beseitigt die Schmerzen und Kosten, die mit den für autogene Transplantate verbundenen Knochenentnahmeverfahren verbunden sind. Ferner, da Skelite^TM im Labor hergestellt wird und vollständig synthetisch ist, beseitigt es die Möglichkeit der Übertragung von Infektion und Krankheit, genauso wie es die Quellen von immunologischen Abstoßungen bei dem Patienten ausschaltet.
• Skelite^TM erfüllt den Bedarf für ein vielseitiges Knochenwiederaufbaumaterial. Seine Fähigkeit sofort örtlichen natürlichen Knochenwuchs zu stimulieren, bietet Stabilität und schnelle Integration, während der normale zellbasierte Knochen-Umbauprozess des Körpers das Implantat langsam resorbiert und durch natürlichen Knochen ersetzt. Dies behebt die Bedenken wegen der Langzeitkompatibilität und Haltbarkeit, die mit den gängigen künstlichen Implantat-Technologien verbunden sind.
• Produkte, die aus Skelite^TM gebildet werden, werden verschiedene Strukturen einschließen, um sich nach den verschiedenen Erfordernissen der besonderen Anwendungen zu richten. Zum Beispiel können Skelite^TM-basierte Produkte als feine oder grobe Pulver, Pellets, dreidimensional geformte Stücke, makroporöse Strukturen, Dünnschichten und Beschichtungen hergestellt werden. Ferner könnten diese Produkte eventuell einen integrierten Wachstumsfaktor zur Erhöhung der Kurzzeiterholung erhalten.
• Die Verwendung von Skelite^TM als makroporöse Struktur erlaubt der offenen Porenstruktur als Gerüst für die Integration von neuen Knochengewebe zu dienen. Die makroporöse Struktur wird durch Beschichtung der Verbindung auf ein retikuläres Polymer und anschließendes Entfernen des Polymers durch Pyrolyse gebildet. Die makroporöse Struktur umfasst einen offenporigen Aufbau mit verbundenen Holräumen mit einer Porengröße von ca. 50 bis 1000 µm (Mikron). Aufgrund dieser Struktur ist Skelite^TM der ideale Knochenersatz zur Implantation an Defektstellen, an denen spezielle Maßnahmen erforderlich sind, um neues Knochenwachstum anzuregen und Gebiete von großen Gewebeverlust aufgrund von Verletzung oder chirurgischen Eingriffen, zu überbrücken. Der Anmelder hat zwei Hauptansätze für die klinische Verwendung eines solchen Produkts identifiziert: direkte Implantation und Gewebeaufbau.
• Direkte Implantation
• Der einfachste Ansatz ist, das Skelite^TM-Gerüst direkt an der Stelle der Skelettverletzung zu implantieren, wo die bioaktiven Eigenschaften der Biomaterialverbindung den natürlichen Knochenreparatur-Mechanismus anregen. Wenn der anfängliche Heilungsprozess beendet ist, wird das Skelite^TM-Gerüst stufenweise durch natürliche Knochen, als Teil des ordnungsgemäßen Umbauprozesses des Körpers, ersetzt.
• Hybridausführungen von Skelite^TM-basierten Produkten sind ebenso möglich, wenn Knochenwachstumsfaktoren in das Gerüst in einem Verfahren nach der Herstellung oder zur Zeit der Operation eingebracht werden. Die Verfügbarkeit des Wachstumsfaktors an der Reparaturstelle erhöht die Rate der Bildung des neuen Knochens, wobei die Erholungszeit des Patienten verbessert wird und die Kosten der gesamten medizinischen Versorgung gesenkt werden.
• Gewebeaufbau
• Das Konzept, das der Anwendung des Gewebeaufbaus zugrunde liegt ist, Knochenzellen aus dem Skelett des Patienten, unter Verwendung einer etablierten Knochenmarksaspirationstechnik, zu entnehmen und dann vorsichtig die gesammelten Zellen (cell seeding) in die offene Porenstruktur des Skelite^TM-Gerüsts in einer sterilen Biotechnologieanlage aufzubringen. Die Zellen und das Gerüst werden dann inkubiert, so dass die Zellen die Möglichkeit haben sich zu vervielfältigen und zu beginnen das Gerüst mit einer neuen mineralisierten Matrix aufzufüllen. Nach einigen Wochen ist das biologische Implantat fertig für die Implantation zurück in den Patienten. Dieser biotechnologische Knochenwachstumsprozess wird „Gewebeaufbau" genannt und das Verfahren dient dazu, die Fähigkeiten der Chirurgen zu verstärken erheblich beeinträchtigte Gebiete des Skeletts zu rekonstruieren. Einmal erfolgreich in der Reparaturstelle integriert, wird das Skelite^TM-Implantat nachfolgend durch die laufende Aktivität von Knochenzellen in natürlichen Knochen umgewandelt.
• Eine Verfeinerung dieses Ansatzes ist es, selektiv spezielle Vorläuferzellen, die mesenchymale Stammzellen (MSCs) genannt werden, zu extrahieren und in Zellkultur wachsen zu lassen. Um diese Zellen während des biologischen Verfahrens gesund zu erhalten, müssen sie an einen geeigneten physikalischen Träger angeheftet werden. Ferner profitiert die Leistungsfähigkeit der Zellen von der Zugabe von organischen Knochenwachstumsfaktoren. Skelite^TM ist ein geeigneter Träger da es sowohl die Aufnahme von Knochenwachstumsfaktoren, als auch die Anhaftung von spezialisierten MSCs erlaubt. Ferner wird das Skelite^TM-Gerüst nach der Implantation und der Erholung des Patienten nachfolgend in natürlichen Knochen umbaut.
• Die Verwendung von Skelite^TM bei direkter Implantation oder in Anwendungen des Gewebeaufbaus hat wichtige Vorteile gegenüber der Verwendung von Knochentransplantat-Material aus natürlichen Quellen, und in Folge dessen haben Skelite^TM-Produkte das Potential das Verfahren der autogenen Transplantate als bevorzugte Behandlungsstrategie orthopädischer Chirurgen zu ersetzen.
• Die Schlüsselvorteile von implantierbaren Produkten, die aus Skelite^TM-Material gebildet sind, sind:
• – Es stimuliert sofort örtlichen natürlichen Knochenwachstum an der Implantationsstelle, und stellt daher früh Stabilität und vollständige Integration bereit.
• – Es stellt Langzeitbiokompatilität und Wirksamkeit sicher.
• – Es wirkt als bioaktives Gerüst für den Einsatz in verbesserten Gewebeaufbauanwendungen.
• – Es beseitigt die Kosten und chronischen Schmerzen, die mit den zweifachen chirurgischen Verfahren verbunden sind und in herkömmlichen autogenen Transplantaten erforderlich sind.
• – Es beseitigt die Risiken immunologischer Abstoßung und Infektionsübertragung.
• – Es erfüllt die Bedürfnisse von verschiedenen orthopädischen Anwendungen, da das Produkt in verschiedenen Ausführungen erhältlich ist.
• – Es erlaubt die Verwendung von Wachstumsfaktoren, die die Rate der natürlichen Knochenheilung und dem nachfolgenden Umbau steigern können.
• – Es stellt ein Mittel für die zeitverzögerte Substanzverabreichung bereit.
• – Es verschwindet natürlich durch den Knochenumbauprozess des Körpers, wenn die therapeutische Funktion beendet ist.
• Applikation des Substanzträgers
• Das Skelite^TM-Biomaterial kann ebenso für die Aufnahme von ausgewählten Pharmazeutika in die Verbindung, zur weiteren Verstärkung der Knochenheilung und Umbauprozesse, verwendet werden. Unter diesem Gesichtspunkt können Pharmazeutika, die in Skelite^TM-basierte Produkte eingebettet wurden, vorhersagbar an den Implantationsorten freigesetzt werden und folglich verfügbar werden, um im Knochenregenerationsprozess mitzuwirken. Das Skelite^TM-Biomaterial kann ebenso als Mittel für die langsame Freisetzung für geeignete pharmazeutische Verbindungen ausgebildet werden.
• Die primären Anwärter für die Aufnahme in die Skelite^TM-basierten Produkte sind ausgewählte Knochenwachstumsfaktoren. Diese Proteine wurden als entscheidend wichtig beim Wachstum und der Erhaltung gesunden Knochengewebes identifiziert. Insbesondere wird, wenn sie an den Stellen von verletzten Knochen aufgebracht werden, das natürliche Knochenwachstum verstärkt mit einer entsprechenden Verbesserung der gesamten therapeutischen Antwort. Dennoch ist ein kompatibles Trägersystem erforderlich, um solche therapeutische Biomaterialen an die Stelle zu bringen und die örtliche Freisetzung von geeigneten Konzentrationen der Substanz sicherzustellen. Implantationsuntersuchungen haben gezeigt, dass Produkte, die aus Skelite^TM-Biomaterial gebildet sind, für die Verwendung als Substanzträger geeignet sind. Der Fachmann würde verstehen, dass andere Pharmazeutika z.B. wie Antibiotika, die im Knochenheilungsprozess helfen könnten, ebenso in die Skelite^TM-Verbindung eingebettet werden können.
• Beschichtungsanwendungen
• Durch ein flüssiges Aufbringungsverfahren, kann das Skelite^TM-Material auf orthopädische und dentale Implantate zur Verbesserung und Begünstigung der Fixierung natürlichen Knochens und zur Verbesserung der Langzeit-Implantatstabilität aufgebracht werden. Solch eine Beschichtung von ungefähr 0,1 bis 10 µm wirkt als Berührungsfläche mit dem eigenen Gewebe des Patienten, um das natürliche Knochenwachstum während der Wochen, die sofort auf die Operation folgen, zu fördern und wird dann stufenweise durch die andauernde Aktivität von Knochenzellen ersetzt, wenn der anfängliche Heilungsprozess abgeschlossen ist. Das Ergebnis ist eine starke Verbindung zwischen dem Implantat und dem Knochen des Wirts. Dies ist mit herkömmlichen Calciumphosphat-Implantatbeschichtungen nicht der Fall, bei denen eine biologisch inerte Beschichtung mechanischer Trennung (Delaminierung) vom Metallsubstrat unterworfen ist, was eventuell katastrophale Implantatdefekte verursacht.
• Die Schlüsselvorteile einer Implantatbeschichtung, die aus Skelite^TM-Material gebildet ist, sind:
• – Es fördert schnell natürliches Knochenwachstum während der Erholungsphase und wird anschließend stufenweise durch den ordnungsgemäßen Umbauprozess des Körpers ersetzt.
• – Es beseitigt die Beschichtung als mögliche Quelle eines Langzeitdefekts und vermindert das Risiko des Patienten komplizierte und kostspielige Wiederherstellungsoperationen zu erleiden.
• – Es vermindert die Erholungszeit des Patienten und damit verbundene medizinische Versorgungskosten.
• – Es vermittelt eine starke Verbindung direkt zwischen dem Implantat und dem natürlichen Knochen des Patienten.
• – Es schließt einen Herstellungsprozess basierend auf einem Flüssigaufbringungsverfahren, das volle Abdeckung der Vorrichtung, einschließlich komplexer Oberflächengeometrien umfasst, ein.
• Beispiele
• Die Beispiele werden zum Zweck der Darstellung der Erfindung beschrieben und dienen nicht der Beschränkung der Erfindung. Die Beispiele verdeutlichen Gesichtspunkte der Erfindung zur Bereitstellung einer Skelite^TM-Verbindung, die eine Additiv-stabilisierte Struktur mit einzigartigen physikalischen Eigenschaften ist und die völlig biokompatibel mit natürlichem Knochengewebe ist.
• Methoden der synthetischen und organischen Chemie, auf die Bezug genommen wird, die aber nicht explizit in dieser Offenbarung und in den Beispielen beschrieben sind, werden in der wissenschaftlichen Literatur genannt und sind dem Fachmann wohl bekannt.
• Beispiel 1
• Herstellung einer Ca-P-Kolloidsuspension (Sol-Gel)
• Eine Calciumnitratlösung wurde durch Lösen von 4,72 g von Ca(NO₃)₂ in 80 ml einer Lösung aus DDH₂O, die ungefähr 3 ml 30 %iges NH₄OH enthält, hergestellt. Auf gleiche Weise wurde eine Ammoniumsulfatlösung durch Lösen von 1,38 g NH₄H₂PO₄ in 192 ml einer Lösung von DDH₂O, die ungefähr 71 ml 30%iges NH₄OH enthält, hergestellt. Der pH der endgültigen Lösungen lag bei ungefähr 11. Die Ammoniumphosphatlösung wurde tropfenweise zur Calciumnitratlösung gegeben, um ein Calciumphosphat-Präzipitat zu bilden. Nach Beendigung der Reaktion, wurde die Lösung und das Präzipitat für einen Zeitraum von 24 Stunden gealtert. Nach dem Altern wurden 240 ml der Lösung, die das Präzipitat enthielt für 20 Minuten bei 500 Upm zentrifugiert. Ohne den Niederschlag aufzuwirbeln, wurden 180 ml Überstand aus der Flasche abgegossen. Der Niederschlag wurde dann resuspendiert, indem die Flasche in einem Kreisschüttler für eine Stunde rotiert wurde.
• Die resultierende Ca-P-Kolloidsuspension kann in einer Vielzahl von weiteren Anwendungen verwendet werden.
• Beispiel 3
• Herstellung eines Ca-P-Pulvers ohne eingeführte Additive
• Nachfolgend auf die Verfahren zur Herstellung und Alterung der Kolloidsuspension aus Beispiel 1, wurde das Kolloid bis zum Schritt der Volumenreduzierung durch Zentrifugation verarbeitet. Das Präzipitat wurde für ungefähr 5 Stunden bei 100° getrocknet und für 1 Stunde in einem offenen Aluminiumoxid-Schmelztiegel in Luft bei einer Temperatur von 1000°C gesintert. Ein feines Pulver wurde durch mechanisches Schleifen des gesinterten Materials in einer Mörsermühle (Retsch Model RM 100 USA) hergestellt.
• Beispiel 4
• Herstellung eines Ca-P-Pulvers mit Silicium als eingeführtes Additiv
• Nachfolgend auf die Verfahren zur Bildung und Alterung der Kolloidsuspension aus Beispiel 1, wurde das Kolloid bis zum Schritt der Volumenreduzierung durch Zentrifugieren verarbeitet. Um die kolloidale Soleigenschaft zu erhalten, wurde ein Silicium-Additiv metallorganischer als Sol-Gel-Vorläufer in einem organischen Träger eingebettet. Der Vorläufer war entweder Tetrapropylorthosilikat (Si(OC₃H₇)₄ oder TPOS) oder Tetraethylorthosilikat (Si(OC₂H₅)₄ oder TEOS). Die Zugabe wurde von der Herstellung eines Sols, unter Verwendung eines Vorläuferträgers wie 2-Methoxyethanol (CH₃OCH₂CH₂OH oder 2ME) oder 2,4-Pentandion (CH₃COOH₂COCH₃ oder ACAC), begleitet. Die Wirkung des Trägers diente dazu sicherzustellen, dass das Additiv nicht nach Zugabe zu einer wässrigen Lösung mit einem pH, der dem der Ca-P-Kolloidsuspension ähnlich ist, ausfällt. Dies stellte sicher, dass das Additiv einheitlich innerhalb des Kolloids vermischt wurde, um ein einzelnes Präzipitat eher als zwei verschiedene Präzipitate zu erhalten. Die Präzipitation des Additivs wurde in einem gesonderten Experiment mit wässrigen Lösungen bestimmt. Für die Siliciumverbindungen war die Präzipitation minimal bei 2ME, ACAC und sogar wenn kein Träger eingesetzt wurde. Das Präzipitat mit eingeführtem Silicium wurde für ungefähr 5 Stunden bei 100°C getrocknet und für 1 Stunde in einem offenen Aluminiumoxid-Schmelztiegel in Luft bei einer Temperatur von 1000°C gesintert. Ein feines Pulver wurde durch mechanisches Schleifen des gesinterten Materials in einer Mörsermühle (Retsch Model RM 100 USA) hergestellt. Die Anwesenheit des Additivs innerhalb der gesinterten Keramik wurde durch nass-chemische Analyse geprüft.
• Beispiel 5
• Herstellung eines Ca-P-Pulvers mit Titan als eingeführtes Additiv
• Nachfolgend auf die Verfahren zur Bildung und Alterung der Kolloidsuspension aus Beispiel 1, wurde das Kolloid bis zum Schritt der Volumenreduzierung durch Zentrifugieren verarbeitet. Um die kolloidalen Soleigenschaften zu erhalten, wurde ein Titan-Additiv als metallorganischer als Sol-Gel-Vorläufer in einem organischen Träger eingeführt. Der Vorläufer war Titan-n-Proproxid (Ti(OC₃H₇)₄). Die Zugabe wurde von der Herstellung eines Sols, unter Verwendung eines Vorläuferträgers wie 2-Methoxyethanol (CH₃OCH₂CH₂OH oder 2ME) oder 2,4-Pentandion (CH₃COOH₂COCH₃ oder ACAC), begleitet. ACAC wurde insbesondere wegen seiner starken chelierenden Wirkung verwendet. Die Präzipitation des Additivs wurde in einem gesonderten Experiment mit wässrigen Lösungen bestimmt. Für Titan-n-Proproxid, trat die Präzipitation des Additivs für beides, kein Träger und 2Me auf, nicht jedoch für ACAC. Das Präzipitat mit eingeführtem Titan wurde für ungefähr 5 Stunden bei 100°C getrocknet und für eine Stunde in einem offenen Aluminiumoxid-Schmelztiegel in Luft bei einer Temperatur von 1000°C gesintert. Ein feines Pulver wurde durch mechanisches Schleifen des gesinterten Materials in einer Mörsermühle (Retsch Model RM 100 USA) hergestellt. Die Anwesenheit des Additivs in der gesinterten Keramik wurde durch nass-chemische Analyse geprüft.
• Beispiel 6
• Herstellung von Keramikpellets
• Keramikpellets wurden aus vorher gesinterten Pulvern, die entsprechend den Beispielen 3, 4, oder 5 hergestellt wurden, unter Verwendung einer kleinen Menge der Kolloidsuspension, die in das gesinterte Pulver als Bindemittel gemischt wird, hergestellt. Diese Pulver wurden uniaxial zu Pellets mit einem Druck von 1 × 10⁸N/m² [15000 psi) gepresst. Die endgültigen Pellets wurden für eine Stunde in Luft bei einer Temperatur von 1000°C zur Bildung von Keramikkomponenten mit den gewünschten Eigenschaften gesintert. Nachfolgend auf die thermische Verarbeitung lag die Pelletdichte bei ungefähr 1,5 g/cm³ und das Pellet zeigte eine einheitliche Mikroporosität durch die ganze Struktur.
• Beispiel 7
• Herstellung von makroporösen Strukturen
• Gesintertes Pulver, das entsprechend den Beispielen 3, 4 oder 5 hergestellt wurde, wurde unter Verwendung eines motorisierten Siebschüttlers (Retsch Model AS 200 Basic USA) gesiebt. Pulver mit einer Partikelgröße von –325 Mesh wurde gesammelt und nachfolgend in Wasser zur Bildung einer Schlämme suspendiert. Die inneren und äußeren Oberflächen eines vorgeformten Stücks von offenporigem (retikulärem) Polyurethanschaum wurden vollständig durch Eintauchen des Schaums in die Schlämme beschichtet. Die mit Schlämme beschichtete Komponente konnte dann trocknen und wurde nachfolgend bei 1000°C für ein Stunde gesintert. Während der thermischen Verarbeitung wurde der Schaum von der Struktur durch Pyrolyse entfernt. Wesentlich ist, dass die Form der endgültigen Keramikverbindung die Originalform des Schaums wiedergibt, einschließlich der offenporigen Struktur.
• Bei der Herstellung dieser Komponenten wurde die Porendichte des Schaums ausgewählt, um die erforderliche Porengröße in der Keramik herzustellen. Typische hergestellte Porengrößen lagen im Bereich von 45 bis 80 Poren pro Zoll. Die Beschichtung des Schaums wurde gesteuert, um das völlige Bedecken des Schaums ohne Verstopfen der Poren sicherzustellen. Die Dauer und Temperatur der thermischen Verarbeitung wurden ausgewählt, um die Pyrolyse des Schaums sicherzustellen und um die gewünschten physikalischen Eigenschaften der resultierenden makroporösen Struktur zu erhalten.
• Beispiel 8
• Herstellung eines Substanzträgers mit einem verbundenen pharmazeutischen Mittel
• Abhängig von den Erfordernissen der Anwendung, wurde entweder das Pulver aus Beispiel 4 oder die makroporöse Struktur aus Beispiel 7 unter Verwendung von Ethylenoxid oder ähnlichen anerkannten Sterilisationstechniken für medizintechnische Vorrichtungen sterilisiert. Unter einer Sterilbank wurde ein flüssiges Substanzvolumen entsprechend den Dosierungserfordernissen hergestellt. Im Fall des Mittels BCSF^TM (knochenzellstimulierender Faktor) erforderte dies die Zugabe von steriler normaler Kochsalzlösung (0,9 % NaCl) zu zuvor lyopholisierten gelagerten Aliquots der Substanz bei Raumtemperatur. Nach Wiederherstellung wurde die Substanz entweder durch sanftes Schütteln mit dem Pulver vermischt oder langsam über die Oberfläche der makroporösen Struktur verteilt.
• Die natürliche Affinität des biokeramischen Materials zu Proteinen erkennend, ließ man die Substanz für einen Zeitraum von 5 Minuten einsickern und entweder an das Pulver oder an die makroporöse Struktur binden. Nachfolgend auf diesen Zeitraum war die Präparation fertig für die direkte Verabreichung an den Patienten als therapeutische Vorrichtung oder für die Verwendung als gewebeaufbauendes Gerüst.
• Im Fall der therapeutischen Verabreichung der pulverbasierten Präparation wurde ein bestimmtes Volumen der Suspension (Pulver plus anhaftendes pharmazeutisches Mittel) percutan an die gewünschte Skelettstelle injiziert.
• Im Fall der therapeutischen Verabreichung von makroporösen Strukturen, war ein chirurgischer Eingriff zum Implantieren des Hilfsmittels an Skelettorten erforderlich um die nachfolgende Knochenreparatur zu bewirken.
• Beispiel 9
• Kommerzielle Referenzmaterialien
• Die kommerziell erhältlichen HA-(cHA), α-TCP-, β-TCP-, Calciumsilikat- und Siliziumoxid-Materialien, die in Tabelle 1 (unten) aufgeführt sind, wurden als Referenzstandard für die analytischen Techniken, die in der Evaluierung der intern hergestellten mHA- und Si-mHA-Materialien, wie es in dieser Untersuchung beschrieben ist, verwendet.
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• Beispiel 10
• Analytische Verfahren
• Röntgenstrahl-(XRD) Spektren von Dünnschichten wurden unter Verwendung einer Glanzwinkel-(GA-XRD) Technik mit einem Einfallwinkel von 8 = 2° erhalten, wohingegen Pulver unter Verwendung herkömmlicher θ-2θ Geometrie untersucht wurden. Die Quelle war eine 12kW Rigaku rotierende XRD Generatoranode, ausgerüstet mit einem Cr-Target für verbesserte Spitzenauflösung. Die Glanzwinkelgeometrie verminderte signifikant die Mitwirkung des Substrats. Für die Erleichterung des Vergleichs anderer Literatur wurden alle Spektren für das, das für eine Kupferanode unter der Verwendung der folgenden Beziehung: sin(θ_cu) = λ_cu/λ_cr)sin(θ_cr) umgewandelt, wobei λ_cu = 1,54056 Å und λ_cr = 2,28970 Å. Die Phasenzusammensetzung wurde durch Vergleich der erhaltenen Spektren mit Spitzen, die in der Joint Committee on Powder Diffraction Standards (JCPDS) Datenbank von Standards [20] erhalten wurden, bestimmt. Von besonderer Bedeutung in dieser Untersuchung sind die XRD-Spektren von HA (JCPDS # 9-432), α-TCP (JCPDS # 9-348) und β-TCP (JCPDS # 9-169). Nachfolgend der Sammlung von XRD Daten, wurde das Hintergrundgeräusch subtrahiert und die integrierten Intensitäten der Spitzen, die als HA, α-TCP oder β-TCP unterscheidbar waren, wurden berechnet. Diese Werte wurden dann zur Bestimmung des Prozentsatzes der Phasenzusammensetzung (plus oder minus 5 %) verwendet.
• Optische Mikroskopie, Rasterelektronenmikroskopie (REM, unter Verwendung eines JEOL JSM 840) und Transmissions-Elektronenmikroskopie (TEM, unter Verwendung eines Phillips CM20) wurden zur Erfassung der Oberfläche und Massenmorphologie durchgeführt. Chemische Analyse der Proben wurde durch nass-chemische Methoden und Neutronenaktivierungsanalyse durchgeführt. Wide-line Kernresonanz-Spektroskopie-(NMR) Experimente an ²⁹Si wurden unter Verwendung eines Bruker NMR CXP 200 MHz Spektrometers mit MAS (magic angle spinning) unter Verwendung einer Impulsbreite von 5 ms und einer Impulsverzögerung von 20 s durchgeführt. Infrarotspektroskopie (IR) von Pulvern unter Verwendung der KBr-Pellet-Technik nutzte ein BOMEM MB-120 Spektrometer.
• Ungefähr 2 mg Probe und ungefähr 200 mg KBr wurden gemahlen und in einer Pressform mit 6 mm Durchmesser, bei 10 Tonnen für 1 Minute zur Herstellung einheitlicher Schreiben für die Analyse gepresst.
• Die Analyse der Partikelgröße des Ca-P-Kolloids in verschiedenen Schritten der Verarbeitung wurde durch Beobachtung mit 633 nm He-Ne-Laserlicht, das in verschiedenen Winkeln gestreut wurde. Die Proben wurden durch Zugabe von 10 Tropfen der präzipitierten Lösung zu 4 ml Ammoniak enthaltendem Wasser (ein Teil 30 %iges NH₄OH gemischt mit fünf Teilen Wasser) mit einem pH größer als 10, hergestellt. Die Ergebnisse für diese Suspensionen waren reproduzierbar für gleiche Proben und stabil über die Zeit. Das Pulverspektrum der Lichtstreuung bei einem bekannten Winkel wurde einer Lorentz-Verteilung angepasst und durch Standardmethoden unter Verwendung einer Viskosität der Lösung von 8,9 × 10⁴ kg m^–1s^–1 und einem Refraktionsindex von 1,3312 [21, 22] analysiert.
• Obwohl bevorzugte Ausführungsformen hierin ausführlich beschrieben wurden, ist es für den Fachmann zu verstehen, dass Veränderungen hierzu gemacht werden können ohne vom Anwendungsbereich der Erfindung abzuweichen, wie er durch die beigefügten Ansprüche definiert wird.
• Tabelle 2: Zusammenfassung des tatsächlichen Ionenradius und des Ionenkristallradius für verschiedene Elemente
• Daten nach: Shannon, R.D., Acta Cryst. (1976) A32, 751
• 
• References
• 1. Davies, J., G. Shapiro and B. Lowenberg. Cells and Materials 3(3) 1993; pp. 245-56.
• 2. Gerhart, T., R. Miller, J. Kieshinski and W. Hayes. JBiomed Mater Res 22 1988; pp. 1071-82.
• 3. Kurashina, K., H. Kurita, M. Hirano, J. deBlieck, C. Klein and K. deGroot. Journal of Materials Science: Materials in Medicine 6 1995; pp. 340-7.
• 4. Tofe, A., G. Brewster and M. Bowerman. Characterization and Performance of Calcium Phosphate Coatings for Implants edited by E. Horowitz and J. Parr. Philadelphia: ASTM, pp. 9-15 (1994).
• 5. Tolman, D. and W. Laney. Mayo Clin Proc 68 1993; pp. 323-31.
• 6. Levitt, S., P. Crayton, E. Monroe and R. Condrate. JBiomedMater Res 3 1969; pp. 683-5.
• 7. Kadiyala, S., N. Jaiswal, S. Bruder. Tissue Engin 3(2) 1997; pp. 173-84.
• 8. Conklin, J., C. Cotell, T. Barnett and D. Hansen, Mat Res Soc Symp Proc 414 1996; pp. 65-70.
• 9. Yamashita, K., T. Arashi, K. Kitagaki, S. Yamada and T. Umegaki. JAm Ceram Soc 77 1994; pp. 2401-7.
• 10. Biominerals edited by F. Driessens and R. Verbeeck. Boston: CRC Press (1990).
• 11. Brown, W., M. Mathew and M. Tung. Prog Crys Growth Charact 4 1981; pp. 59-87.
• 12. Elliott J. Structure and Chemistry of the Apatites and Other Caldum Orthophosphates New York: Elsevier (1994).
• 13. Meyer, J. and B. Fowler. Inorg Chem 21 1997; pp. 3029-35.
• 14. Santos, R. and R. Clayton. American Mineralogist 80 1995; pp. 336-44.
• 15. Brown, P., N. Hocker and S. Hoyle. JAm Ceram Soc 74(8) 1991; pp. 1848-54.
• 16. Brown, P. and M. Fulmer. JAm Ceram Soc 74(5) 1991; pp. 934-40.
• 17. Ito, K., Y. Ooi. CRC Handbook of Bioactive Ceramics edited by T. Yamamuro, L. Hench and J. Wilson. Boca Raton, Florida: CRC Press, pp. 39-51 (1990).
• 18. Ohgushi, H., M. Okumura, S. Tamai, E. Shors and A. Caiplaa. JBiomedMater Res 24 1990; pp. 1563-70.
• 19. LeGeros, R., G. Daculsi. CRC Handbook of Bioactive Ceramics edited by T. Yamamuro, L. Hench and J. Wilson. Boca Raton: CRC Press, (1990).
• 20. JCPDS-International Centre for Diffraction Data and American Society for Testing and Materials. Powder Diffraction File (Inorganic and Organic). Swarthmore, Pa. JCPDS-International Centre for Diffraction Data. 1991;
• 21. Clark, N., H. Lunacek and G. Benedek. Am JPhys 38(5) 1970; pp. 575-85.
• 22. Schumacher, R. Am JPhys 54(2) 1986; pp. 137-41.
• 23. Bale, C.W., A.D. Pelton, and W.T. Thompson. FACT Database [Computerprogram]. Contact: W.T. Thompson, Chemical and Materials Engineering, Royal Military College, Kingston, Canada, K7K 5L0 (1997).
• 24. Welch, J. and W. Gurt. J Chem Soc 1961; pp. 4442-4.
• 25. Schroeder, L., B. Dickens and W. Brown. JSolid State Chem 22 1977; pp. 253-62.
• 26. Dickens, B. and W. Brown. Ada Cryst B28 1972; pp. 3056-65.
• 27. Nurse, R., J. Welch and W. Gutt. JChem Soc 1959; pp. 1077-83.
• 28. Elliott, J. Notare Physical Science 230 1971; p. 72
• 29. Dickens, B., L. Schroeder and W. Brown. JSolid State Chem 10 1974; pp. 232-48.
• 30. Labarther, J., G. Bonel and G. Montel. Ann Chim (Paris) 14th Series 8 1973; pp. 289-301.
• 31. Calvo, C. and R. Gopal. Am Miner 60 1975; pp. 120-33.
• 32. Mathew, M., W. Schroeder, B. Dickens and W. Brown. Acta Cryst B33 1977; pp. 1325-33.
• 33. Keller, L., P. Rey-Fessler. Characterization and Performance of Calcium Phosphate Coatingsfor Implants edited by E. Horowitz and J. Parr. Philadelphia: ASTM, pp. 54-62(1994).
• 34. Shannon, R.D., Acta Cryst. A32., 751, (1976).

Claims (31)

1. Bioresorbierbare Biomaterial-Tricalciumphosphat-Verbindung, umfassend Calcium, Sauerstoff und Phosphor, worin ein Teil von mindestens einem der genannten Elemente mit einem Element, das einen Ionenradius von ca. 0,1 bis 0,4 Å aufweist, substituiert ist.
2. Biomaterial-Verbindung nach Anspruch 1, worin ein Teil des Phosphors durch mindestens ein Element, das einen Ionenradius von ca. 0,1 bis 0,4 Å aufweist, substituiert ist.
3. Biomaterial-Verbindung nach Anspruch 2, weiter umfassend ein zusätzliches Element mit einer wirksamen Ladung zur Kompensation eines jedweden Ladungsungleichgewichtes, das aus der teilweisen Substitution von Phosphor resultiert.
4. Biomaterial-Verbindung nach Anspruch 1 oder 2, worin genanntes Element Silicium ist.
5. Biomaterial-Verbindung nach Anspruch 1 oder 4, worin genannte Verbindung eine mikroporöse Struktur aufweist.
6. Biomaterial-Verbindung nach Anspruch 5, worin genannte Verbindung als eine makroporöse Struktur gebildet wird, umfassend einen offenporigen Aufbau mit verbundenen Hohlräumen mit einer Porengröße von ca. 50 bis 1000 Mikron.
7. Biomaterial-Verbindung nach Anspruch 6, worin genannte mikroporöse Struktur durch Beschichten der genannten Verbindung auf ein retikuläres Polymer und anschließendes Entfernen des genannten Polymers durch Pyrolyse gebildet wird.
8. Biomaterial-Verbindung nach Anspruch 5, worin genannte Verbindung eine nanoporöse Struktur aufweist.
9. Biomaterial-Verbindung nach Anspruch 1 oder 2, worin genannte Verbindung eine monokline pseudorhombische Symmetrie zeigt und in der monoklinen Raumgruppe p2₁a vorliegt.
10. Biomaterial-Verbindung nach Anspruch 1 oder 2, worin genannte Verbindung durch die zelluläre Aktivität von Osteoklasten resorbiert wird und die Erzeugung neuer mineralisierter Knochenmatrix durch die Aktivität von Osteoblasten fördert.
11. Biomaterial-Verbindung nach Anspruch 10, worin genannte Verbindung in vivo zunehmend gegen natürlichen Knochen ausgetauscht wird.
12. Biomaterial-Verbindung nach Anspruch 10, worin genannte Verbindung in biologischen Medien bei menschlichem, physiologischem pH 6,4-7,3 im Wesentlichen unlöslich ist.
13. Biomaterial-Verbindung nach Anspruch 1 oder 2, worin das Atomverhältnis von Calcium zu Phosphor im Bereich von 1,5 bis 1,67 liegt.
14. Biomaterial-Verbindung nach Anspruch 1, worin genanntes Element Bor ist.
15. Biomaterial-Zusammensetzung, umfassend die Verbindung nach einem vorstehenden Anspruch und weiter umfassend ein Calcium-Material, das aus Calciumhydroxyapatit, α-TCP, β-TCP, Octacalciumphosphat, Tetracalciumphosphat, Dicalciumphosphat und Calciumoxid ausgewählt ist.
16. Biomaterial-Zusammensetzung, umfassend die Biomaterial-Verbindung nach Anspruch 15 und weiter umfassend Kollagen.
17. Biomaterial-Verbindung mit der Formel: (Ca)_i{(P_1-x-y-zB_xC_yD_z)O_j}₂, worin B, C und D aus den Elementen ausgewählt sind, die einen Ionenradius von ca. 0,1 bis 0,4 Å aufweisen; X größer als oder gleich Null ist, doch kleiner als 1 ist; Y größer als oder gleich Null ist, doch kleiner als 1 ist; Z größer als oder gleich Null ist, doch kleiner als 1 ist; x + y + z größer als Null ist, doch kleiner als 1 ist; i größer als oder gleich 2 ist, doch kleiner als oder gleich 4 ist, und j gleich 4-δ ist, worin δ größer als oder gleich Null ist, doch kleiner als oder gleich 1 ist.
18. Biomaterial-Verbindung nach Anspruch 17, worin δ durch den Ladungsausgleich der in der Verbindung gegenwärtigen Elemente bestimmt ist.
19. Biomaterial-Verbindung nach Anspruch 17 oder 18, worin B Silicium ist.
20. Biomaterial-Verbindung nach Anspruch 17 oder 18, worin B Bor ist.
21. Biomaterial-Verbindung nach Anspruch 17, worin genannte Verbindung aus der Gruppe, bestehend aus Ca₃(P_0,750Si_0,25O_3,875)₂ und Ca₃(P_0,9375Si_0,0625O_3,96875)₂, ausgewählt ist.
22. Biomaterial-Zusammensetzung, umfassend die Biomaterial-Verbindung nach einem der Ansprüche 17 bis 21 und weiter umfassend mindestens ein Calcium-Material, das aus der Gruppe ausgewählt ist, bestehend aus Calciumhydroxyapatit, α-TCP, β-TCP, Octacalciumphosphat, Tetracalciumphosphat, Dicalciumphosphat und Calciumoxid.
23. Biomaterial-Zusammensetzung nach Anspruch 22, worin B Silicium ist und worin genannte Verbindung mit Calciumhydroxyapatit in einem Verhältnis von ca. 20:80 bis 80:20 gemischt ist.
24. Biomaterial-Zusammensetzung nach Anspruch 22, worin genannte Zusammensetzung zusätzlich ein Additiv zur Erhöhung der mechanischen Zähigkeit und Festigkeit der genannten Biomaterial-Zusammensetzung umfasst.
25. Biomaterial-Zusammensetzung nach Anspruch 22, worin genannte Zusammensetzung als eine physikalische Mischung oder eine feste Lösung vorliegt.
26. Zusammensetzung nach Anspruch 22, worin die Zusammensetzung als ein feines oder grobes Pulver, Pellets, dreidimensional geformte Stücke, makroporöse Strukturen und Beschichtungen vorliegt.
27. Zusammensetzung nach Anspruch 22, worin genannte Zusammensetzung durch die zelluläre Aktivität von Osteoklasten resobiert wird und die Erzeugung neuer mineralisierter Knochenmatrix durch die Aktivität von Osteoblasten fördert.
28. Zusammensetzung nach Anspruch 22, worin genannte Zusammensetzung als ein Träger verwendet wird und zusätzlich ein pharmazeutisches Mittel umfasst.
29. Verbindung nach einem der Ansprüche 1-14 oder 17-21 oder eine Zusammensetzung nach einem der Ansprüche 15-16 oder 22-28 zur Verwendung als ein Medikament.
30. Verwendung einer Verbindung nach einem der Ansprüche 1-14 oder 17-21 oder einer Zusammensetzung nach einem der Ansprüche 15-16 oder 22-28 bei der Herstellung eines Medikaments zur Behandlung von knochenspezifischen klinischen Zuständen.
31. Verwendung einer Verbindung nach einem der Ansprüche 1-14 oder 17-21 oder einer Zusammensetzung nach einem der Ansprüche 15-16 oder 22-28 bei der Herstellung eines Medikaments zum Austausch von natürlichem Knochen an Stellen einer Skelettoperation in menschlichen und tierischen Wirten; oder zur Behebung von großen segmentären Skelettlücken und nichtverheilten Frakturen, die durch Verletzung oder Operation in menschlichen und tierischen Wirten entstehen; oder zur Unterstützung der Anbringung von implantierbaren Prothesen an Skelettstellen und zur Aufrechterhaltung der Langzeitstabilität von genannten Prothesen in menschlichen und tierischen Wirten; oder zur Bereitstellung von Gewebe-aufbauenden Gerüsten zum Knochenersatz in menschlichen und tierischen Wirten.