[go: up one dir, main page]

CN1307490A - 一种人造生物材料化合物 - Google Patents

一种人造生物材料化合物 Download PDF

Info

Publication number
CN1307490A
CN1307490A CN98813358A CN98813358A CN1307490A CN 1307490 A CN1307490 A CN 1307490A CN 98813358 A CN98813358 A CN 98813358A CN 98813358 A CN98813358 A CN 98813358A CN 1307490 A CN1307490 A CN 1307490A
Authority
CN
China
Prior art keywords
compound
biomaterial
biomaterial compound
bone
tcp
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN98813358A
Other languages
English (en)
Other versions
CN100569301C (zh
Inventor
悉尼·M·皮尤
蒂莫西·J·N·史密斯
迈克尔·塞耶
萨拉·多尔塞·朗斯达夫
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Warsaw Orthopedic Inc
Original Assignee
Millenium Biologix Inc
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Millenium Biologix Inc filed Critical Millenium Biologix Inc
Publication of CN1307490A publication Critical patent/CN1307490A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN100569301C publication Critical patent/CN100569301C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01B—NON-METALLIC ELEMENTS; COMPOUNDS THEREOF; METALLOIDS OR COMPOUNDS THEREOF NOT COVERED BY SUBCLASS C01C
    • C01B35/00—Boron; Compounds thereof
    • C01B35/08—Compounds containing boron and nitrogen, phosphorus, oxygen, sulfur, selenium or tellurium
    • A—HUMAN NECESSITIES
    • A61—MEDICAL OR VETERINARY SCIENCE; HYGIENE
    • A61L—METHODS OR APPARATUS FOR STERILISING MATERIALS OR OBJECTS IN GENERAL; DISINFECTION, STERILISATION OR DEODORISATION OF AIR; CHEMICAL ASPECTS OF BANDAGES, DRESSINGS, ABSORBENT PADS OR SURGICAL ARTICLES; MATERIALS FOR BANDAGES, DRESSINGS, ABSORBENT PADS OR SURGICAL ARTICLES
    • A61L27/00—Materials for grafts or prostheses or for coating grafts or prostheses
    • A61L27/02—Inorganic materials
    • A61L27/12—Phosphorus-containing materials, e.g. apatite
    • A—HUMAN NECESSITIES
    • A61—MEDICAL OR VETERINARY SCIENCE; HYGIENE
    • A61L—METHODS OR APPARATUS FOR STERILISING MATERIALS OR OBJECTS IN GENERAL; DISINFECTION, STERILISATION OR DEODORISATION OF AIR; CHEMICAL ASPECTS OF BANDAGES, DRESSINGS, ABSORBENT PADS OR SURGICAL ARTICLES; MATERIALS FOR BANDAGES, DRESSINGS, ABSORBENT PADS OR SURGICAL ARTICLES
    • A61L27/00—Materials for grafts or prostheses or for coating grafts or prostheses
    • A61L27/28—Materials for coating prostheses
    • A61L27/30—Inorganic materials
    • A61L27/32—Phosphorus-containing materials, e.g. apatite
    • A—HUMAN NECESSITIES
    • A61—MEDICAL OR VETERINARY SCIENCE; HYGIENE
    • A61L—METHODS OR APPARATUS FOR STERILISING MATERIALS OR OBJECTS IN GENERAL; DISINFECTION, STERILISATION OR DEODORISATION OF AIR; CHEMICAL ASPECTS OF BANDAGES, DRESSINGS, ABSORBENT PADS OR SURGICAL ARTICLES; MATERIALS FOR BANDAGES, DRESSINGS, ABSORBENT PADS OR SURGICAL ARTICLES
    • A61L27/00—Materials for grafts or prostheses or for coating grafts or prostheses
    • A61L27/50—Materials characterised by their function or physical properties, e.g. injectable or lubricating compositions, shape-memory materials, surface modified materials
    • A61L27/56—Porous materials, e.g. foams or sponges
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01B—NON-METALLIC ELEMENTS; COMPOUNDS THEREOF; METALLOIDS OR COMPOUNDS THEREOF NOT COVERED BY SUBCLASS C01C
    • C01B33/00—Silicon; Compounds thereof
    • C01B33/20—Silicates
    • A—HUMAN NECESSITIES
    • A61—MEDICAL OR VETERINARY SCIENCE; HYGIENE
    • A61F—FILTERS IMPLANTABLE INTO BLOOD VESSELS; PROSTHESES; DEVICES PROVIDING PATENCY TO, OR PREVENTING COLLAPSING OF, TUBULAR STRUCTURES OF THE BODY, e.g. STENTS; ORTHOPAEDIC, NURSING OR CONTRACEPTIVE DEVICES; FOMENTATION; TREATMENT OR PROTECTION OF EYES OR EARS; BANDAGES, DRESSINGS OR ABSORBENT PADS; FIRST-AID KITS
    • A61F2310/00—Prostheses classified in A61F2/28 or A61F2/30 - A61F2/44 being constructed from or coated with a particular material
    • A61F2310/00005—The prosthesis being constructed from a particular material
    • A61F2310/00179—Ceramics or ceramic-like structures
    • A61F2310/00293—Ceramics or ceramic-like structures containing a phosphorus-containing compound, e.g. apatite
    • A—HUMAN NECESSITIES
    • A61—MEDICAL OR VETERINARY SCIENCE; HYGIENE
    • A61F—FILTERS IMPLANTABLE INTO BLOOD VESSELS; PROSTHESES; DEVICES PROVIDING PATENCY TO, OR PREVENTING COLLAPSING OF, TUBULAR STRUCTURES OF THE BODY, e.g. STENTS; ORTHOPAEDIC, NURSING OR CONTRACEPTIVE DEVICES; FOMENTATION; TREATMENT OR PROTECTION OF EYES OR EARS; BANDAGES, DRESSINGS OR ABSORBENT PADS; FIRST-AID KITS
    • A61F2310/00—Prostheses classified in A61F2/28 or A61F2/30 - A61F2/44 being constructed from or coated with a particular material
    • A61F2310/00389—The prosthesis being coated or covered with a particular material
    • A61F2310/00592—Coating or prosthesis-covering structure made of ceramics or of ceramic-like compounds
    • A61F2310/00796—Coating or prosthesis-covering structure made of a phosphorus-containing compound, e.g. hydroxy(l)apatite
    • A—HUMAN NECESSITIES
    • A61—MEDICAL OR VETERINARY SCIENCE; HYGIENE
    • A61L—METHODS OR APPARATUS FOR STERILISING MATERIALS OR OBJECTS IN GENERAL; DISINFECTION, STERILISATION OR DEODORISATION OF AIR; CHEMICAL ASPECTS OF BANDAGES, DRESSINGS, ABSORBENT PADS OR SURGICAL ARTICLES; MATERIALS FOR BANDAGES, DRESSINGS, ABSORBENT PADS OR SURGICAL ARTICLES
    • A61L2400/00—Materials characterised by their function or physical properties
    • A61L2400/18—Modification of implant surfaces in order to improve biocompatibility, cell growth, fixation of biomolecules, e.g. plasma treatment

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Health & Medical Sciences (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Epidemiology (AREA)
  • General Health & Medical Sciences (AREA)
  • Oral & Maxillofacial Surgery (AREA)
  • Transplantation (AREA)
  • Dermatology (AREA)
  • Life Sciences & Earth Sciences (AREA)
  • Animal Behavior & Ethology (AREA)
  • Medicinal Chemistry (AREA)
  • Public Health (AREA)
  • Veterinary Medicine (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Materials For Medical Uses (AREA)
  • Medicinal Preparation (AREA)
  • Silicates, Zeolites, And Molecular Sieves (AREA)

Abstract

本发明是关于一种以稳定磷酸钙为基础的人造生物材料化合物,更具体地说是关于这种化合物的分子、结构和物理特性。这种化合物含有钙、氧和磷,其中至少一种元素可以被一种离子半径大约是0.1到1.1A的元素所代替。对这种化合物特定分子和化学性质的了解可以开发该化合物在各种与骨骼有关的临床条件下的多种用途。

Description

一种人造生物材料化合物
发明领域
本发明是关于一种以稳定磷酸钙为基础的人造的生物材料化合物，更具体地说是关于这种化合物的分子、结构和物理特性，这里被称作SkeliteTM。
发明背景
矫形学领域生物材料研究的目的一直是要开发出具有广泛生物活性的人造结构。能够混入骨骼再造自然过程中的生物活性人造基质在以下几方面的应用引起人们的兴趣，体外的骨骼细胞鉴定[1]，体内的可再吸收的骨骼粘合剂[2，3]，增加自然骨骼与植入物结合力的植入涂层[4]，各种类型的可植入假体和骨骼修复剂[5，6]和离体组织工程学。这种材料在体内的首要目的是将相关骨组织中为更好愈合而产生的骨骼生长活性的刺激作用与正常连续的再造过程中破骨细胞逐渐再吸收能力结合起来[8]。在体外，相关的作用是提供标准化的实验室检测基质，以此评估破骨细胞的再吸收能力或矿化骨骼基质的造骨细胞生成能力[1]。所述基质必须是稳定的并且在生物环境中不溶解直到与破骨细胞，特定的骨骼矿物再吸收细胞作用。
羟基磷灰石钙(Ca5(OH)(PO4)3或HA)是自然骨骼中最基本的无机成分[9]，还可以有少量的其它元素存在[10]。羟基磷灰石钙只是许多具有生物相容性的钙-磷(Ca-P)化合物中的一种。其它还包括磷酸八钙[11]和两种形式的磷酸三钙(Ca3(PO4)2或α-TCP或/β-TCP)[12]。这些化合物，特别是HA，可以表现出不同的Ca/P化学剂量比，变化范围从1.55到2.2[13]。这种材料可以通过传统的高温制陶方法来制备[14]，或通过低温水化学来制备[15，16]。大多数这种人造的材料表现出较好的生物相容性，骨细胞能够容许它们的存在而没有有害的反应，并且确实增加了骨沉积[17，18]。最近，磷酸钙被最广泛认可的医学应用就是作为植入假体装置的涂层和由热喷涂或等离子体喷涂的使其生成骨传导表面的组分。已经了解到在生物环境中稳定的Ca-P陶瓷通常是各个化合物组成的混合物[19]。然而，尽管这些人造材料都具有骨骼生长能力，但没有一种能主动参与自然骨骼再造的全过程。
在本申请人已公开的国际PCT申请WO94/26972中，细胞介入的再吸收能够在石英基片上磷酸钙胶体悬浮液经高温生成的磷酸钙基的薄膜上发生。当在体外使用时，作为破骨细胞活性的结果，这些陶瓷薄膜表现出多种独立的通过它们表面的再吸收过程(陷窝)，没有证据表明在培养介质中有溶解。这些陷窝的规则边缘与受到滋扰的边缘的大小和形状密切相关，受到滋扰的边缘通常由破骨细胞产生，它被作为保持体内自然再吸收骨骼矿物质所要求的局部低pH的手段。当有造骨细胞存在时，在这些陶瓷上也发生矿化骨骼基质沉积的增长。
本申请人后来发表的国际PCT申请WO97/09286中的结果表明，这些陶瓷薄膜一般有两种特性：(1)Ca-P混合物的组成是大约33％的HA和大约67％的硅稳定的磷酸钙，(2)具有独特的形态。重要的是，Ca-P胶体采用1000℃的加热生成的是HA粉末，而在石英上形成的同样的胶体悬浮液则具有HA与硅稳定的磷酸钙组分的混合。薄膜的能量分散X-射线分析表明涂层中出现了硅，而且吸收透射电子显微镜表明具有多孔的物理结构。
从开发能够造骨并且参与体内自然细胞基的再造过程的人造骨骼移植的临床重要性的观点来看，重点应集中于引入添加剂的作用，例如在磷酸钙基的生物材料化合物的形成过程中的硅能够在破骨细胞和造骨细胞活性的帮助下被吸收和再造进入自然骨骼中。由于所述化合物只能用制备方法来特征化，因此，除多微孔物理结构外，能够用化学方法来特征化就显得十分重要。特别是区分所述稳定化合物特定的分子和化学结构有助于了解为什么所述新化合物在影响骨架结构的生物条件下能够很好地工作。所述化合物分子和化学特性还能够为发展该化合物在几种不同类型的与骨骼有关的临床条件下的其它应用提供依据。另外，这也能够为设计用于特定的体内，体外，离体的用途而进一步改变化合物的化学结构。
本申请人以前发表的工作WO94/26972和WO97/09286中曾经指出将HA转化成稳定的α-TCP相。令人惊奇的是，在从分子角度上难以描述化合物的详细特性的过程中，发现所形成的稳定的化合物实际上是本发明所描述的一种全新的化合物，被称作SkeliteTM。
发明概述
稳定的磷酸钙基薄膜和大块陶瓷已经被制造出来，并且直到现在它们的物理和化学结构才被确定。所述生物材料化合物通过高温处理生成微细沉淀物来制备，所述沉淀物由胶体悬浮液形成并且用一种具有合适尺寸的离子半径能够取代Ca-P晶格的添加剂来稳定。所述化合物通常与羟基磷灰石钙共存且本身是一种新的稳定的磷酸钙化合物，具有直径大约为0.2-1.0微米以内部连通为基础的微孔形态的颗粒。所述化合物在生物介质中基本不溶解，但当与造骨细胞作用时能够被再吸收。它还能够由破骨细胞促进有机骨骼基质的沉积并且在骨骼再造的自然过程中通过破骨细胞和造骨细胞的活性可以被吸收进入自然骨骼中。化合物采用X-射线衍射，红外光谱，核磁共振谱，和光散射颗粒分析已经被广泛的研究。结果表明在烧结过程中通过取代反应产生了化合物的特性，在高化学反应性的条件下稳定元素例如硅进入磷酸钙晶格。晶体特征通过磷灰石结构的钾芒硝形式联系在一起。
根据本发明一方面，提供一种生物材料化合物，含有钙、氧和磷，其中至少一种元素可以被一种离子半径大约是0.1到1.1_的元素所代替。
根据本发明的另一方面，提供分子式为(Ca1-WAW)i[(P1-X-Y-ZBXCYDz)Oj]2的生物材料化合物；其中A从离子半径大约是0.4到1.1_的元素中选择；B，C，和D从离子半径大约是0.1到0.4_的元素中选择；w大于或等于0但小于1；x大于或等于0但小于1；y大于或等于0但小于1；z大于或等于0但小于1；x+y+z大于0但小于1；i大于或等于2但小于或等于4；j等于4-δ，δ大于或等于0但小于或等于1。
本发明的特殊的化合物包括但不仅限于Ca3(P0.750Si0.25O3.875)2和Ca3(P0.9375Si0.0625O3.96875)2。
对于本发明中化合物特定分子和化学性质的了解使得能够开发化合物在各种与骨骼相关的临床条件下的几种用途。这些应用可能包括矫形，上颌面和上颌牙方面的应用，其中化合物以精细或粗糙的粉末，小球，三维形状体，大孔结构，薄膜和涂层的形式存在。
本发明的另一方面是用生物材料化合物在人和动物主体的骨骼手术位置取代自然骨骼的一种方法，所述化合物含有钙、氧和磷，其中至少一种元素可以被一种离子半径大约是0.1到1.1_的元素所代替。所述方法包括将生物材料化合物植入骨骼手术位置的步骤，这种植入促进了在生物材料化合物与主体之间的界面新的骨骼组织的形成，生物材料化合物主要通过破骨细胞活性逐渐消除，并且被消除的生物材料化合物的这一部分被由造骨细胞活性所生成的新的骨骼组织取代，这种逐渐消除和取代在自然骨骼再造过程中是本身固有的。
本发明的另一方面是采用生物材料化合物在人和动物主体修复大的骨骼间隙和外伤或手术引起的非均一骨折的方法，所述化合物含有钙、氧和磷，其中至少一种元素可以被一种离子半径大约是0.1到1.1_的元素所代替。所述方法包括将生物材料化合物植入骨骼间隙和外伤或手术引起的非均一骨折位置的步骤，这种植入促进了在生物材料化合物与主体的界面之间新的骨骼组织的形成，生物材料化合物主要通过破骨细胞活性逐渐消除，并且被消除的生物材料化合物的这一部分被由造骨细胞活性所生成的新的骨骼组织取代，这种逐渐消除和取代在自然骨骼再造过程中是本身固有的。
本发明的还有一方面是采用生物材料化合物在人和动物主体内帮助将植入的假体固定到骨骼位置上并且保持假体长期稳定的方法，所述化合物含有钙，氧和磷，其中至少一种元素可以被一种离子半径大约是0.1到1.1_的元素所代替。所述方法包括用生物材料化合物涂抹所选择的植入假体的区域，带有涂层的假体植入骨架位置的步骤，这种植入促进了在生物材料化合物与主体之间的界面新的骨骼组织的形成，并生成稳定的主体骨骼与涂层界面骨骼，随后涂层主要通过破骨细胞活性逐渐除去，这样涂层逐渐变小，并且被消除的生物材料化合物的这一部分被由进一步生成的新的骨骼组织取代在主体骨骼与假体之间产生稳定的界面骨骼。
本发明的还有一方面是采用生物材料化合物在人和动物主体内为骨骼取代提供组织工程支架的方法，所述化合物含有钙，氧和磷，其中至少一种元素可以被一种离子半径大约是0.1到1.1_的元素所代替。所述方法包括作为大孔结构的生物材料化合物的形成步骤，所述大孔结构包括一种带有内部相互连通的孔隙的开放小室结构，成熟的和/或骨骼细胞前体与大孔结构的结合，并使小室穿透结构以在结构之间发展新矿化基质。
对本发明中新化合物结构的了解也使得该化合物可以作为不同药剂的载体，其中包括并不仅限于骨骼生长因子和其它影响骨骼生长和再造的试剂。
本发明的还有一方面是采用生物材料化合物在人和动物主体内将药物试剂传送到骨骼手术位置的方法，所述化合物含有钙，氧和磷，其中至少一种元素可以被一种离子半径大约是0.1到1.1_的元素所代替。所述方法包括以下步骤，将药物试剂与生物材料化合物结合，将结合了生物材料化合物的药物试剂运用到骨骼手术位置上，这种应用会产生药物试剂的受控局部释放。
所述生物材料化合物可以与添加剂结合，例如那些为产生特殊应用的额外功能增加化合物机械强度和硬度的添加剂。所述生物材料化合物可以与不同的磷酸钙材料结合，例如：羟基磷灰石钙、α-TCP、β-TCP、磷酸八钙、磷酸四钙、磷酸二钙及氧化钙，它们或是物理混合物或是固体溶液。
所述生物材料化合物具有明显的微孔和纳孔结构以及既类似又不同于α-TCP的晶体结构。该新化合物表现出单斜准菱形对称性，位于单斜空间点群P21/a中。而且新化合物可以有一部分磷被一种具有合适离子半径的元素所取代。
对所述生物材料化合物的化学式及它在生物环境中的生物活性和稳定性的了解使其可以用于体内各种与骨骼有关的临床条件下的治疗。特别是，所述化合物可用于受疾病，骨折，或生长影响的自然骨骼的修复和再生。
附图的简要说明
可以通过对附图的说明更进一步地了解本发明：
图1是由Ca-P胶体不加添加剂并在1000℃烧结制备的粉末的X-射线衍射谱(XRD)(θ-2θ)。
图2是1000℃烧结在石英上的Ca-P胶体薄膜的掠射角XRD谱。
图3是说明烧结温度对薄膜相组成影响的GA-XRD谱；
图4是说明烧结时间对薄膜相组成影响的GA-XRD谱；
图5是表明1000℃烧结在石英上的Ca-P胶体薄膜表面形态的SEM显微照片；
图6是石英上的Ca-P薄膜的截面TEM，(a)1000℃烧结薄膜(b)未经烧结的薄膜；
图7表示的是Ca-P胶体平均聚集尺寸与胶体老化时间的函数关系，尺寸采用光散射颗粒分析确定；
图8表示的是说明CaO活性对HA和TCP相对稳定性影响的计算的优势面积曲线；
图9由硅作为添加剂的Ca-P胶体制备出的的粉末的θ2θXRD谱。大约的相比例：33+5％的HA和67±5％的Si-TCP；
图10是硅含量对Si-mHA粉末相组成的影响，通过θ2θX-射线衍射确定；
图11是表明Si-mHA陶瓷小球表面形态特征的SEM显微照片。Si-mHA小球能被特定的破骨细胞活性以与自然骨骼相类似的方式再吸收。(a)Si-mHA陶瓷小球表面形态；(b)Si-mHA陶瓷小球表面的破骨细胞陷窝；和11(c)自然骨骼表面的破骨细胞陷窝；
图12由钛作为添加剂的Ca-P胶体制备出的粉末的θ2θXRD谱。
图13是加入Ti对mHA相组成的影响；(a)没有载体(粉末)，b)没有载体(陶瓷小球)，(c)2Me(粉末)，(d)2Me(陶瓷小球)(e)ACAC(粉末)，和(f)ACAC(陶瓷小球)；
图14是比较由Ca-P胶体制备出的Si-mHA小球微结构与由商购物制备的物质的SEM显微照片。(a)由TPOS作为添加剂的Si-mHA；(b)cHA与TPOS物理混合物。
图15是在1250℃烧结8小时的25％CaSiO3与75％β-TCP物理混合物的XRD谱；
图16是Si-mHA粉末的高分辨XRD谱；
图17是比较Si-mHA与商品参比物质的NMR谱；(a)商品CaSiO3与SiO2混合物粉末；(b)Si-mHA粉末；
图18是1000℃烧结的粉末的IR光谱：(a)cHA，(b)mHA，和(c)Si-mHA；
图19是说明硅含量对P-O伸展的影响的IR光谱的总结。
在这些图中，优选的具体实施方案用实施例说明。应该了解的是说明书和附图仅仅为了说明和帮助理解，并不作为本发明的限制。
优选的具体实施方案的详细描述
本申请人发明了提供稳定磷酸钙人造生物材料化合物的方法，所述化合物全部生物相容且具有与支撑骨骼细胞活性一致的表面形态。这与本申请人同时待审的PCT申请WO97/09286的方法一致，它在本发明中作为参考文献并入。随后的实施例描述制备本发明化合物优选的具体实施方案。
由于它们在体外和体内系统中的生物活性本质，本发明的化合物指的是生物材料化合物。生物活性指的是生物材料化合物支持破骨细胞和造骨细胞活性的能力以及由于这些细胞活性被自然骨骼吸收的能力。虽然所述化合物以其制备方法和表面形态来特征化，但分子结构是未知的且不能确定。然而为了更好地了解所述化合物的性质及该化合物为何能与破骨细胞和造骨细胞活性很好地相适应的原因，进一步用化学结构来特征化所述化合物是很重要的。对化合物的化学结构的了解还可以为在某些临床条件下的治疗用途对化合物进行改进。
正如在WO97/09286所描述的，开始认为所述化合物是硅稳定的α-TCP。但是经过长期困难和冗长乏味的分析，惊奇的发现实际上所述化合物是全新的以前没有确定的化合物，在本发明中被称为SkeliteTM。硅作为引入添加剂形成的SkeliteTM化合物被称为Si-TCP。确定该新化合物化学式非常困难的一个原因是Ca-P化合物的复杂性和大结构，例如，HA以及在烧结过程中会发生相转变。在经过长期的对采用与WO94/26872和WO97/09286中描述一致的引入添加剂的方法制备的各种Ca-P粉末，薄膜和小球的分析，才实现并发展了所述化合物的化学鉴定。与申请人的国际申请WO97/09286公布的一致，对由不同组成和热合成路线制备的样品进行了标准XRD分析。结果开始认为与结论一致，所述材料是α-TCP和HA的混合物，并且由FACT数据库[23]预计的硅酸钙在晶界上以玻璃相存在。由于JCPDS库中没有SkeliteTM，而且采用标准XRD技术确定的峰位置表明是α-TCP，SkeliteTM的确定是不可预见的。另外，在如此低的温度人们不可能发现取代的发生。一种复杂的和不明显的分析技术的组合被成功地用于鉴定和特征化所述新化合物。下面这些研究描述了确定新化合物的特点，一种添加剂稳定的磷酸钙化合物，SkeliteTM。
为了清楚起见，对本发明中所指的几种物质作如下定义。商品物质cHA指的是商品羟基磷灰石钙(HA)，硅酸钙指的是CaSiO3，硅石指的是SiO2。本发明制备的物质mHA指的是微孔羟基磷灰石钙(HA)，Si-mHA指的是Si-TCP加上mHA。这些物质进一步在表1中说明。纯mHA粉末(没有引入添加剂)的分析
应用反应式(1)和其它类似的反应，可以在氨水中pH大于10的条件下制备出精细的HA胶体沉淀。   (1)
图1是由反应式(1)胶体悬浮液不加引入添加剂并在1000℃烧结制备的粉末HA(JCPDS库#9-432)。烧结后经适度研磨，烧结粉末的颗粒尺寸用SEM确定为大约1微米。石英基片上薄膜的分析
图2是石英片上具有晶体结构的薄膜，它比同样条件下烧结的粉末更复杂。所述结构有两个主要的相，HA和Si-TCP，其中Si-TCP类似，但与α-TCP(JCPDS库#9-348)晶体不同。XRD谱中的所有峰归属于HA或Si-TCP，并且没有其它相(例如β-TCP或磷酸八钙)的特征峰分布能够与背景区分开。
图3表示的是随烧结温度的增加，薄膜组成改变。当薄膜在800℃烧结1小时薄膜组成为94％的HA和6％的Si-TCP；900℃时是62％的HA和38％的Si-TCP的混合物；1000℃时的组成为33％的HA和67％的Si-TCP。组成变化和薄膜形态作为烧结时间的函数由石英片上薄膜在保持一系列温度的炉中保留时间变化来评价。计算机控制系统使得升温速率和温度保持可以确定。图4表示的是一个1小时保留时间后观察到的产生同样平衡相组成的五分钟的保留时间。保留时间的增加导致晶粒生长，正如SEM研究表明的那样。
在1000℃保持烧结条件1小时相组成可以通过烧结环境湿度的变化来调节。增加水蒸气反应受到抑制。其它外部因素或添加剂加入到胶体悬浮液不能显著改变石英片上薄膜已形成的结果。
光学显微镜，SEM和TEM表明石英片上的烧结薄膜具有与图5和6(a)所描绘的相同的形态。在具有相反差的光学显微镜(×20)下，所述薄膜显示由透明多晶组成，在采用放大倍数更高的SEM(×10K)时，其表面形态具有高度多孔性的互相连通的圆形颗粒，如图5所示。这些颗粒的平均尺寸依赖于烧结时间和温度。在大多数条件下平均尺寸在0.2和1μm之间，颗粒尺寸随烧结时间和温度的增长而增长。一个独立颗粒的截面TEM(图6(a))表明颗粒内出现了纳米孔。重要的是这些孔随着暴露在电子束下时间的增加不发生改变，因此是本身固有的而不是样品制备中产生的。大部分颗粒结构尺寸大约为5-10nm。这反映出在石英片上干燥但未经烧结的薄膜在截面TEM显微照片观察到的独立的颗粒尺寸，如图6(b)所示。
为研究颗粒聚集的变化，经过不同的老化时间后分析等分胶体悬浮液的颗粒尺寸。图7表示的是24小时老化时间内发生的颗粒尺寸的显著变化。开始的测量结果颗粒尺寸小于1μm，8小时后增加到10μm，24小时后逐渐降低到大约1μm。这表明了具有最稳定结构尺寸在0.2-1.0μm的细微沉淀的聚集情况。这样的聚集体随后的烧结可以解释石英片上薄膜的基本形态和大块陶瓷的微孔性。
为了了解沉淀作为粉末烧结与作为石英片上薄膜烧结之间差别的来源，将石英片上薄膜烧结1小时然后采用电子诱导的能量扩散X-射线谱(EDX)分析作为石英界面之间距离函数的元素组成。硅的浓度随着与界面距离的增加而减少；但是，没有化合物例如硅酸钙的XRD峰能够被确认。这些结果表明Si从石英片上扩散在改进薄膜形态和晶体学中所起的作用。带有引入添加剂的mHA粉末分析
由反应式(1)胶体悬浮液加入选择性添加剂，在1000℃烧结制备的粉末表现出独特的磷酸钙组成。硅作为添加剂在这样的温度范围内几种可能的作用方式开始认为是，诸如对HA转化成后续化合物反应的改进；HA和其被硅取代的后续产物晶体结构的改进；和伴随添加剂表面扩散或添加剂引起的表面性质改变发生的形态变化。
这些可能通过陶瓷薄膜，粉末和大块材料的产生来评价，其中生成条件或添加剂的加入会改变最终产物。决定制备条件改变的基础和添加剂的选择根据采用数据库和化学热力学分析设备公司(FACT)的程序的平衡或热力学计算来确定[23]。图8是计算得到的相图，Ca-P系统作为温度倒数(K-1)和热空气中水的分压的函数。该图采用密闭化学系统并且Gibbs生成自由能采用文献中大型数据库的数值。最稳定的相计算出相边界位置的矩阵坐标。在1100℃以下低的水分压条件下HA分解成β-TCP。α-TCP在约1100℃以上形成。这一预测与HA陶瓷的高温晶体数据一致[24，25]。分解反应，相当于相图上最低的对角线，可以被写成反应式(2)：
既然HA转化成TCP时会同时生成CaO和释放水，CaO和水的活性变化会改变相界的位置。CaO活性逐渐减小时上对角线表示相界。这种影响可以通过CaO与其它化合物如SiO2的化学结合来实现。当存在SiO2时，形成的化合物是一种或多种硅酸钙。计算表明当CaO与SiO2按反应式(3)结合时，温度范围为800-1100℃的分解边界与CaO具有预期活性的大致相同： 然而最稳定的含磷的转化产物是β-TCP。这与常见的锰掺杂的HA基矿物磷钙矿的自然形态β-Ca3(PO4)2一致[25]。以FACT数据库中的信息为基础不能解释作为1000℃以下的转化产物的相与α-TCP类似的实验结果，而不是所认为的当CaSiO3形成时β-TCP不能成核并且Si-TCP变成一种亚稳的同素异形体。
应该注意到以化学热力学为基础任何改变CaO活性的反应都会改变相图。氧化物，例如TiO2按反应式(4)反应只有一种产物， 因此它们的作用更容易预测。对硅进行同样的计算表明在水分压相同时，Ti的相边界位于较低的温度。
图9是采用添加剂浓度1mol SiO2加入1mol mHA制备的粉末XRD谱与石英片上薄膜类似。这个样品中，硅作为溶解在2-甲氧基乙醇中的四丙基硅酸酯加入。光谱与JCPDS库相比并且得出HA和Si-TCP混合物的结论。随后的实验说明相组成与添加剂是用2-甲氧基乙醇，2，4-戊二酮或没有载体加入无关。图10表示的是在1000℃烧结1小时的粉末的相组成作为硅含量函数，是由XRD确定的。从HA占多数到一种新化合物(Si-TCP)占多数的相改变发生在相对摩尔比Si/mHA大约为0.6的时候。当粉末变成陶瓷球时，转化稍微大一些。转化的特定程度由制备条件决定，典型的Si-TCP∶HA范围是20∶80到80∶20。由于信噪比增加和在粉末的θ-2θXRD谱上很明显作为2θ函数的背景的更多的线性变化，粉末相组成确定的准确度也增加了。在摩尔比超过1∶1时添加剂饱和非常明显，这说明硅总量的加入受到限制。图11(a)表示的是从Si-mHA生成的球的晶体形态，与在石英片上的薄膜观察到的一致。陶瓷包括圆形的，具有很高程度的位置固定的孔，内部互相连接的平均尺寸为0.2-1.0μm的颗粒。改变化合物的制备条件能够形成由尺寸范围0.1-2.0μm的颗粒组成的微孔结构。图11(b)表明Si-mHA材料表现出明显的破骨细胞再吸收，与图11(c)所示的自然骨骼发生的情况类似。
用Ti作添加剂制备的粉末的XRD谱也表明加入Ti后会发生转化。然而，由于所形成TCP占优势的相是β-TCP，而它的转化程度取决于添加剂所用的载体所以结果更加复杂。而且粉末研磨和生成过程中转化为陶瓷小球程度会增加。实验结果总结在图13中。图13(a)和13(b)分别表示没有载体的钛加入对粉末和陶瓷小球的影响。对于原始粉末经研磨，加压和再烧结所形成的小球只能发生大的变化。当2Me被用作载体时钛加入的影响类似或更弱(图13(c)和13(d))。每mol的mHA加入大约0.5mol的TiO2的粉末只有当ACAC作为载体时才会发生大的变化并且对经过再研磨的小球转化更有效，图13(e)的13(f)。特别对于陶瓷小球来说，相组成中表现出大的β-TCP分数。Ti作为添加剂制备出的小球的微结构表现出颗粒尺寸大约是0.3μm。
对Si和Ti添加剂的影响差别最简单的解释基于添加剂沉淀效应的实验结果与观察到的粉末研磨后转化程度和小球形成的变化。在Si基添加剂的情况下，沉淀程度基本不受载体的影响并且形成陶瓷小球所发生的转化程度相对较小。与此相反，添加剂加入Ca-P胶体悬浮液中(没有载体和2Me)，当有沉淀产生时Ti的加入失效。没有沉淀产生时(ACAC为载体)，Ti添加剂才有影响并且粉末经研磨形成小球且随后再烧结，转化程度更强。这说明HA转化成TCP要求添加剂和HA之间紧密接触，可能通过胶体悬浮液内被添加物质沉淀的mHA颗粒或添加物质在mHA颗粒表面吸附的表面功能化来进行。当添加剂和mHA沉淀物作为各自分离的物质时，只能通过强的物理混合和热处理才能发生转化。
为了比较起见，为了生成具有相同相组成和表面形态的陶瓷，用同样商品粉末(表1)热处理制备参比物质。商品粉末作为纯化合物和与选择的添加剂结合制成，添加剂或者用无机粉末或者用金属有机物质作为载体加入。XRD表明商品HA(cHA)的转化确实发生了，但形成的基本相是β-TCP。典型的相组成分布是73％的β-TCP，20％的α-TCP和7％的HA。这些结果与反应式(2)和(3)的热力学预测的及图8中所表明的相组成一致。同样重要的是用这些粉末制备的陶瓷表面的形态表现出内部连接很少的锯齿状和破碎的表面形态(图14b)，颗粒尺寸比在胶体基的mHA小球(图14a)所观察到的大一个数量级。微孔形态的证据被限制在颗粒的表面区域。用这种方式制备的小球没有表现出被破骨细胞再吸收的迹象。
引入添加剂的cHA粉末的固态化学表明转化行为是温度，湿度的函数，添加剂与反应式(2)-(4)一致。特别是，如果添加剂采用物理混合加入到cHA粉末，可以观察到化学热力学预测的β-TCP相。与之比较，如果充分混合一种未沉淀的硅添加剂和Ca-P胶体，形成的相是Si-TCP。该相与热力学平衡预测的不同，但与Ca-P晶格中出现的Si密切相关。为了采用FACT数据库预测转化成这种SkeliteTM化合物的相边界，需要新的Gibbs自由能数值。
为了观察反应式(3)和(4)所预测反应产物的出现，SkeliteTM化合物的产生和形成机制证实的研究采用评价添加剂在HA或TCP结构中位置的技术来进行。
重要的是，硅作为添加剂的胶体基或混合的粉末组合物的XRD谱中硅酸钙的峰没有得到确认。这表明在磷酸盐晶格中Si形成了扩散的或取代的相。前人的工作[26，27]表明硅酸钙和β-TCP在高温下(＞1350℃)形成易混合的固体溶液，超出了组成的兴趣范围。以前实验中所报道的XRD谱与α-TCP或本发明描述的SkeliteTM不符，由此表明这种化合物的独特性。在本发明中，将商品CaSiO3与cHA或β-TCP粉末物理混合(表1)，然后在氧化铝坩锅中空气条件下1250℃烧结8小时，结果表明CaSiO3成核，生成了一种与SkeliteTM化合物(Si-TCP)(图15)一致的晶体相。随反应温度的增加转化成SkeliteTM的程度增加。在1250℃和以上的温度，根据Si含量，粉末混合物表现出增强的形成熔融盐的趋势因而消除了微孔结构。
比较SkeliteTM和α-TCP在2θCu＝30和2θCu＝31°之间XRD光谱中的三个主要的峰，假设高斯理论峰形的宽度为0.225°，结果表明在来自于晶格参数增加的Si-TCP(图16)中降低2θ的位移大约0.1°。这一巨大位移的出现可以通过仔细检查XRD谱中HA峰出现的位置来证实。HA峰在JCPDS库中所预测的0.01°差别范围内，2θCu＝31.8°，因此仪器的准确度应当保证。如果Si4+(IR＝0.26_对于CN＝4)取代在P5+(IR＝0.17_对于CN＝4)的位置上，α-TCP的XRD谱中的峰位将移向更低的2θ，虽然影响不会太大因为晶格结构是由TCP中氧的多面体来决定的。硅在胶体颗粒表面上被化学功能化的取代反应只有在1000℃才能发生的事实表明取代动力学在低温度范围内是非常慢的。核磁共振研究
在Si-mHA粉末上进行了魔术-角NMR研究。将cHA，α-和β-TCP，CaSiO3和SiO2以与出现在Si-mHA粉末中相同比例的相进行简单的物理混合，比较两者的结果。对于Si-mHA，在任何测量条件下都没有Si的信号。仔细比较在CaSiO3和无定形SiO2上所测得的信号，将其用于规定灵敏度的低限，这样化合物或定位结构就能够测量了。图17比较了Si-mHA与cHA与10％等量的CaSiO3和SiO2构成的简单物理混合物的NMR谱，信号平均超过120000个脉冲。在Si-mHA中没有任何的NMR信号出现表明Si在整个mHA的晶体结构中高度分散，因此没有明显的确定位置或化合物能够被确定。红外光谱研究
图18比较了烧结粉末(a)cHA，(b)mHA，和(c)Si-mHA的IR光谱。在接近600cm-1的最低波数所发现的峰对表明出现了类似但不完全相同的键。cHA和mHA粉末(没有添加剂)的光谱基本相同。硅的加入导致P-O拉伸峰的大幅度变窄且位置从1048移到1065cm-1(图19)。
为了评价这些变化，研究了CaSiO3，CaO，SiO2和商品β-TCP的IR光谱。CaSiO3光谱在717，563和434cm-1表现出一系列在Si-mHA粉末的光谱中没有出现的特征峰。CaO光谱在463cm-1以下有一个强的谱带序列，这在Si-mHA粉末的光谱中也没有观察到。SiO2光谱在1104cm-1表现出一个非常强的，分辨很好的Si-O键的特征峰。Si-mHA光谱的一个解释是Si-O键吸收发生在比纯SiO2更低的波数。P-O拉伸的明显位移可以用Si-O增加来解释。既然硅和磷在元素周期表中彼此相邻并且具有相近离子半径，所以Si-O和P-O峰发生在相近的位置是合理的。P-O的峰位进一步位移的事实表明一种新的硅化合物，SkeliteTM形成了。
建立在IR分析上的硅取代结构模型是一种具有硅分子扩散到整个晶格中类似-TCP和类似-HA物质的晶体晶格。这与NMR和XRD的结果一致。P-O峰变窄说明结构中P-O键类型较窄分布的存在或与没有引入添加剂的mHA相比晶体性的增加。Skelite TM 化合物
细胞基的生物活性和在正常生理pH6.4到7.3不溶解特性之间的重要关系是添加剂稳定的化合物和微孔形态的出现。该形态可以用平均尺寸0.2-1.0μm的颗粒的烧结来解释。在生物介质中基本不溶解的在低温采用硅作为引入添加剂的Si-TCP相的出现是不可预测的并且是由在整个结构中取代Si的分布来诱导的。考虑到颗粒的基本结构是尺寸范围大约是1到20nm的颗粒的聚集，硅添加剂的均一分散与各别颗粒表面的功能化由硅溶胶穿过整个聚集体的渗透来保证。本发明的关键在于确定了硅不诱发在来自HA分解的α-TCP相的形成，而是形成了Si-TCP相，一种新的生物活性材料化合物，由硅取代在磷的位置。Si诱导了Si-TCP化合物的事实如今可以通过磷酸钙系统的晶体学和与硅取代进入Ca-P晶格中有关的缺陷化学来解释。本领域技术人员应该懂得具有与本发明中描述的硅不同的离子半径，仍可取代进入Ca-P晶格中的其它的添加剂，也包含在本发明的化合物中。因此本发明的化合物不仅限于硅作为添加剂。
注意到“有效离子半径”被选择成为这些研究参考文献[34]中的术语是很重要的。本发明提供的详细说明书中的离子半径反映的是配位数为4，6或8的有效的离子半径。对于熟悉本领域的技术人员很明显的是“离子晶体半径”也可用于本发明的实际，并因此被用于定义这里描述的化合物及化合物的分子式同样的详细说明。表2中总结了不同元素的有效离子半径和离子晶体半径。
当在HA的晶格中有Si取代时，Si4+(IR＝0.26_对于CN＝4)的离子半径表明Si4+能够进入到PO4四面体内P5+(IR＝0.17_对于CN＝4)的位置上，尽管它还可以包括Ca2+(IR＝1.0_对于CN＝6)的位置。这两种情况下的晶格张力和补偿缺陷会非常不同，并且共价影响会大大改变结果。低温Si4+取代P5+的位置产生的张力较小并能很好的容纳共价键。硅和氧的离子半径与硅在氧晶格上四面体配位所要求的一致。这种取代要求形成单个正电荷缺陷来进行电荷补偿。一个明显的缺陷是每两个硅离子有一个氧空位，虽然在一个已经形成的PO4 3-四面体内取代氧-磷键所要求的能量很高。理论上来说，用具有合适的离子半径及价数≥3的离子取代Ca2+位置也能够提供电荷补偿。这样的元素可以包括Ce，La，Sc，Y和Zr。可能出现采用特殊元素的限制是由于作为生物材料使用的特殊要求。
在形成的Si-TCP化合物中，组成分析表明Ca∶P比从大约1.67(HA)下降到1.5(TCP)。这可能是由(1)钙从晶格上除去，或(2)其它磷或取代磷的一种元素的引入造成的。晶格钙含量的降低理论上是通过分布在结构内的硅酸钙的形成而发生的。然而，在NMR或IR结果中都没有发现作为很好的确定化合物的硅酸钙的证据。因此，广泛的硅取代一定是发生在晶格内形成大量Si-取代的P-O位置。
对于Ti4+(IR＝0.42_对于CN＝4)的离子半径可能排除它取代P5+的位置，因此它必须在晶格内更加一般的空隙进入晶体。既然已经表明钛在改变晶体结构生成稳定的TCP方面效果不好，这表明Si-TCP相的成核作用与硅在磷位置上的取代密切相关。特别是，所观察到的相实际上是一种Ca-P-Si化合物，具有与α-TCP类似但又不同于α-TCP的晶体结构，而不是纯α-TCP，这一结果解决了关于新化合物降低的溶解性与预测分解相图之间的矛盾。
Ca-P相图的晶体学曾经被广泛地研究过并且对磷灰石[28]，β-TCP[29，30]和α-TCP[31]进行了比较[12]。α和β-TCP[12，31]结构之间有明显的差别，且在α-TCP，磷灰石和硅-磷酸钙化合物之间通过钾芒硝结构[32]有同样明显的相似性。磷酸盐晶格的基本组成是PO4 3-四面体，虽然这些结构在整个复杂晶格中会发生很大改变。例如，α-TCP中的P-O距离从1.516变到1.568_，且O-P-O夹角从104.1变成115.2°[31]。Si在这样位置的取代意味着对这样添加剂的一系列的环境变化。
根据Elliott[33]的研究，HA的空间基团具有三种类型垂直或柱状对称性。具有被C-轴半晶轴的一半沿三重轴隔开的Ca2+离子列，所述三重轴构成结构中的五分之二的Ca2+离子。这些离子被命名为Ca(1)。Ca2+离子与PO4 3-四面体相连其中三个氧原子来自一列而第四个来自相邻的列。结果形成一个Ca2+离子陷入在PO4 3-四面体中的三-维陷窝状结构，和含有剩余钙离子的通道，Ca(2)，以及构成HA结构的离子例如OH-。
α-TCP结构也含有平行于c-轴的Ca2+和PO4 3-离子列[28]。这个列实际上是阴离子-阴离子列…CaCaCaCa…和阳离子-阴离子列…PO4CaPO4□PO4CaPO4□PO4CaPO4…其中□是一个空位[12]。这个空位的出现可能有利于在PO4 3-四面体容纳取代Si4+所要求的P5+位置附近产生O2-空位。这与出现在钾芒硝，K3Na(SO4)2中的阳离子-阴离子列类似，除了空位是被K+离子所占据。钾芒硝与磷灰石结构之间存在强烈的相似性[26]。磷灰石结构可以从α-TCP，用阴离子列(OH-或F-)代替磷灰石晶胞角上的阳离子-阳离子列。α-TCP中残留的阳离子列变成磷灰石中的Ca(1)离子列，而α-TCP中形成阳离子-阴离子列的PO4 3-和Ca2+离子具有与磷灰石中PO4 3-和Ca(2)离子大致相同的位置。这个分析的重要性在于钾芒硝结构与硅-钒钾铀矿，Ca5(PO4)2SiO4[30]和α-Ca2SiO4[31]有关。这与Ca2SiO4-Ca3(PO4)2系统在较高温度下形成以钾芒硝结构为基础的连续固体溶液系列的报道[27]一致。
与此相反，HA和β-TCP结构之间不存在这样的相似性。β-TCP结构是母体晶格Ba3(VO4)2的一种扭曲，具有与c-轴垂直的层。结构中阳离子之间没有列的关系。由于Ca2+离子的尺寸，与母体晶格结构相比，存在结构中PO4四面体数目的减少以及六面体晶胞中化学式单元数目的减少。β-TCP晶胞中有两种类型的Ca位置：称为Ca(5)被全部占据，而称为Ca(4)的特别阳离子位置只有一半被占据[12]。用Mg2+(IR＝0.72_对于CN＝6)掺杂的TCP，Mg首先在Ca(4)和Ca(5)位置上随机分布，但随后只取代在Ca(5)的位置上。因为Mg2+小于Ca2+(IR＝1.0_对于CN＝6)，并且Ba3(VO4)2结构的最初的扭曲是由于Ca2+小于Ba2+(IR＝1.35_对于CN＝6)，β-TCP结构随着Mg2+的加入被稳定而形成自然生成的矿物，磷钙矿[31]。的确Mg在高温下加入到β-TCP倾向于稳定结构而进入α-TCP范围。在加入离子例如Ti4+的情况下，增加很少的离子半径(IR＝0.61_对于CN＝6)表明它也可以在Ca(5)阳离子位置上被取代容纳，结果比Mg2+更不确定。既然电荷补偿缺陷是必须的，Ca(4)位置上Ca2+空位的产生和稳定将服务于这一目的。因此一旦TCP形成，取代的Ti会稳定β-TCP相。
本发明特征化的化合物的一个特征就是SkeliteTM结构只有当沉淀物与添加剂之间发生密切接触时才能生成。当硅在相对较低的温度加入已经形成和烧结过的粉末中时，形成的后-烧结相大多数是β-TCP。在这种情况下硅的作用与前面对钛的描述类似，仅仅是在按反应式(3)进行的HA分解反应中降低CaO的活性。在胶体粉末沉淀与一种添加剂例如硅紧密相关时，表面活性将会很高并且强烈功能化的复合物将会在溶液中和沉淀颗粒的界面上生成。通过烧结，一定范围的PO4 3-和SiO4 4-四面体将会沿必要的氧空位建立。在这种情况下，钾芒硝基的Si/P相的成核将会发生。这在以前被解释成α-TCP的形成，实际上是一种具有自己溶解性和生物活性值的完全不同的化合物(Si-TCP)。因此，晶体相组成，表面形态和体相形态来自于化学活性和原料沉淀的聚集态，以及这种态控制的Si4+取代位置的程度。
虽然硅已经被最广泛地研究过并且是本发明优选的取代元素，很明显本领域技术人员懂得任何一种能够进入和在整个磷酸钙晶格的晶体结构中分布的并产生本发明化合物的添加剂都可以取代硅。因此本发明的化合物不仅限于硅作为取代元素，而是也包括其它具有合适的离子半径大约为0.1-0.4_的合适的元素，例如；硼。还要了解的是除了硅和硼以外的其它添加剂也可以出现在本发明的化合物中。这样的元素也可以形成部分的Ca-P晶格其中这种元素和/或氧的含量用于平衡添加剂引入化合物所要求的电荷补偿。这样的添加剂可以从Ce，La，Sc，Y和Zr中选择。
本领域技术人员还应该懂得本发明中的新化合物可以与一种磷酸钙物质结合，例如羟基磷灰石钙，α-TCP，β-TCP，磷酸八钙，磷酸四钙，磷酸二钙，氧化钙和其它类似物质。所形成的组合可以看作是一种物理混合物或一种固体溶液。除此之外，其它添加剂例如高聚物和微纤维也可加入本发明的化合物中以增加机械强度和硬度。这些添加剂颗粒尺寸的选择应该使得能够与巨噬细胞作用通过吞噬作用被消除。金属也能够与本发明的化合物结合形成复合结构。这种结构也包含在本发明中。
总的来说，一种新的磷酸钙基的生物材料化合物被制备出来并被确定。这种新的生物材料表现出两个突出特点：
(1)通过将添加剂，如硅，引入胶体沉淀，经烧结生成的具有稳定磷酸钙相所构成的新化合物独特的组成。
(2)来自于胶体沉淀颗粒聚集和物质烧结所产生的内部相互连通的颗粒陷窝状结构的特征的微孔形态。
通过大量的艰苦的分析实验和复杂的数据处理，可以表明这种稳定的磷酸钙化合物是一种新的添加剂稳定的结构被称为SkeliteTM，可以存在于与HA，α-TCP，β-TCP或其它合适的磷酸钙相的组合中。这种新化合物被特征化：具有分子式为(Ca1-WAW)i[(P1-X-Y-ZBXCYDz)Oj]2，其中A选自离子半径大约是0.4到1.1_的元素中；B，C，和D选自离子半径大约是0.1到0.4_的元素中；w大于或等于0但小于1；x大于或等于0但小于1；y大于或等于0但小于1；z大于或等于0但小于1；x+y+z大于0但小于1；i大于或等于2但小于或等于4；j等于4-δ，δ大于或等于0但小于或等于1。w和δ可以被选择用于提供出现在本发明化合物中的元素的电荷补偿。
重要的制备步骤包括作为待选添加剂的硅与胶体悬浮液颗粒的充分混合以保证反应物的定位获得。这与硅和磷离子半径的相似性结合，产生了有利于硅在Ca-P晶格中磷位置上取代的环境并且发展成硅-稳定的TCP结构。
在没有充分混合的情况下独特的组成不存在，因为在这种情况下加入硅的作用仅仅是影响作为HA分解产物的CaO的活性。同样地，使用由大离子构成的添加剂，例如钛，不能被晶格中磷位置所容纳因此排除了重要的磷酸盐取代现象。在这两种情况下，所形成的产物可能是β-TCP。
从SkeliteTM参与自然骨骼再造过程能力的观点来看，重大机遇在于发展确实有生物活性的人造骨骼植入物和骨骼修复产品。人造骨骼植入物的应用
构成本发明中新化合物全部或部分的人造骨骼植入物在矫形工业中有许多应用。特别是用于创伤修复、再造手术、上颌面手术或上颌牙手术的领域中。
用于治疗受损骨骼工业的黄金标准是自体固有的骨骼植入物，通常指的是自体移植物。自体移植物的移植包括外科步骤，在这一过程中健康的骨骼从病人骨架的其它部分取出修补骨骼受损部分。但是自体移植物要求两次外科手术；一次是取出自体移植物，第二次是在受损位置的再植入。这使得过程非常昂贵和耗时。其次随后病人在自体移植物的获得位置出现慢性的疼痛是普遍现象。
另一种广泛用于的骨骼植入技术是使用同种移植物，指的是来自另一个人或动物的组织的植入物。在这种情况下，骨骼从给体取得并植入病人体内。同种移植物容易产生各种副作用。例如，采用不是人体的动物的同种移植物带有交叉感染的可能性和免疫排斥。即使是人体的同种移植物，比动物组织常用，也会将植入接受者暴露于排斥和疾病可能性之下。
采用SkeliteTM消除了自体移植物移植过程中获得骨骼所带来的痛苦和花费。而且，因为SkeliteTM产生于实验室且完全是人造的，消除了感染和疾病的传播，同时也消除了病人免疫排斥的根源。
SkeliteTM满足了骨骼再造物质的不同的需要。它的立即刺激自然骨骼生长的能力提供了稳定性和迅速的同化，同时人体正常的细胞基的骨骼再造过程慢慢再吸收和用自然骨骼取代植入物。这消除了伴随着目前人造植入物技术长期相容性和耐久性所产生的忧虑。
由SkeliteTM形成的产品包含各种结构用以满足特殊应用的要求。例如，SkeliteTM基的产品可以被制成精细或粗糙的粉末，小球，三维形状体，大孔结构，薄膜和涂层。除此之外，这些产品可能带有一种同化的骨骼生长因子以加速短期复原。
SkeliteTM在大孔结构中的应用使得开放的多孔结构被用于新骨骼组织同化的支架。大孔结构通过化合物在网状的高聚物上的涂层形成，随后通过高温分解除去高聚物。大孔结构包括一种带有孔隙相互连接的开放小室结构，孔的尺寸大约是50到1000微米。由于这种设计，SkeliteTM是用于在缺陷位置植入的理想的骨骼替代品，所述缺陷位置需要特殊的手段来鼓励新骨骼生长以连接主要的由于损伤或进行外科手术所造成的组织缺损区。本申请人已经确定了两种临床使用这种化合物的基本方法：直接植入和组织工程。直接植入
最简单的方法是在骨骼受损位置直接植入SkeliteTM支架，在那里生物材料化合物的生物活性刺激人体的自然骨骼的修复机制。一旦开始的修复过程完成，SkeliteTM支架逐渐被作为人体顺序再造过程部分的自然骨骼所取代。
SkeliteTM基产品的桥接形式，即：骨骼生长因子作为一种后-生产过程或在手术时加入支架中是可能的。修复位置得到的生长因子加速新骨骼生成的速率，因此改善病人的复原时间并降低总的治疗费用。组织工程
组织工程应用为基础的概念就是采用一种已建立的骨髓吸入技术从病人的骨架上转移骨细胞，然后仔细地将收集到的细胞(细胞种子)用一种无菌的生物技术设备引入SkeliteTM支架的开放小室结构中。然后培养细胞和支架使得细胞有机会繁殖并开始以新的矿物基质来填充支架。几个星期后，生物植入物准备好植回病人体内。这种生物技术骨骼生长法被称为“组织工程”，该技术用于提高外科医生重建骨架严重受损区域的能力。一旦在修复位置成功地被同化，SkeliteTM植入物紧接着被骨细胞的生物活性重新改造进入自然骨骼。
这种方法的一种改进是在细胞培养过程中只选择提取和生长特殊称为Mesenchymal Stem Cells(MSCs)的前体细胞。为了使这些细胞在生物过程中保持健康，它们需要与合适的物理载体连接。除此之外，细胞的表现还受益于有机骨骼生长因子的加入。SkeliteTM是一种合适的载体，因为它不仅可以使骨骼生长因子同化而且还能够与特殊的MSCs连接。此外，随着植入和病人康复，SkeliteTM支架随后被改造进入自然骨骼。
SkeliteTM在直接植入和组织工程中的应用比自然来源的骨骼植入物质具有重要的优越性，并且SkeliteTM产品有取代自体移植过程，称为矫形外科医生首选治疗方法的趋势。
由SkeliteTM物质形成的植入产品的重要优越性在于：迅速刺激在植入位置上自然骨骼的生长，由此提供早期稳定性和完成同化；确保长期的生物相容性和功效；作为生物活性支架在先进的组织工程应用中发挥作用；消除了自体移植所要求的两次外科手术带来的昂贵费用和慢性疼痛；消除了免疫排斥和感染传播的危险；作为可以得到不同结构的产品，满足了各种矫形应用的需要；允许使用生长因子可以进一步增加自然骨骼康复及随后的再改造过程的速率；提供了药物输送的缓释手段；一旦治疗作用完成通过人体骨骼的重新改造自然消失。药物载体应用
SkeliteTM生物材料也可用于为进一步加快骨骼康复和再造过程将选择的药物加入所述化合物中。在这方面，已经加入到SkeliteTM基产品的药物能够可预知地在植入位置释放，并由此在骨骼再生过程中有所帮助。SkeliteTM生物材料也可设计成为合适药物的缓释载体。
加入SkeliteTM基产品的主要候选者是选择性的骨骼生长因子。这些蛋白质已经被确认在骨组织生长和保持健康的过程中非常重要。特别是，当被用在受损骨骼位置上时，自然骨骼生长增加了相应的总的治疗效果改善。然而适合的载体系统要求能够输送有疗效的生化产品到指定位置并且保证药物以合适的浓度定位释放。植入研究表明来自SkeliteTM生物材料的产品适合用作药物载体。本领域技术人员应该懂得其它有助于的骨骼康复的药物例如抗生素也可以加入到SkeliteTM化合物中。涂层应用
通过一种液体应用过程，SkeliteTM物质可以涂在矫形和牙科植入物的表面以改善和促进自然骨骼固定以及改善植入物的长期稳定性。厚度大约是0.1到10μm的涂层作用于带有病人本身组织的界面在外科手术后几个星期之间促进自然骨骼的生长，然后一旦开始的康复过程完成就逐渐被骨骼细胞的活性发展所代替。结果是在植入物和主体骨骼之间非常强的结合。使用传统的磷酸钙植入物涂层的情况就不同了，生物惰性涂层容易从金属基片上机械分离(分层)，导致潜在的灾难性的植入失败。
由SkeliteTM物质形成的植入涂层的重要优越性在于：在复原期间促进迅速的自然骨骼生长并通过人体顺序的再造过程被逐渐代替；消除了涂层作为长期-失败的潜在根源，且减小了病人经历复杂和昂贵外科手术的危险；减少了病人的复原时间以及相应的治疗费用；使得植入物和病人自然骨骼之间有强烈的结合；含有以液体应用步骤为基础的生产过程使得装置被完全覆盖，包括复杂的表面几何形态。
实施例
实施例是用于说明的目的而不是限制本发明的范围。实施例举例描述了提供SkeliteTM化合物的发明各方面，所述化合物具有独特物理特性的添加剂稳定的结构并与自然骨组织完全相容。
在本发明中合成化学和有机化学所涉及的但不能清楚地描述的方法以及实施例在科学文献中报道并为本领域技术人员所知。实施例1 Ca-P胶体悬浮液(溶胶-凝胶)的制备
将4.72g Ca(NO3)2溶解于含有大约3mL 30％NH4OH的80mLDDH2O溶液中，制成硝酸钙溶液。同样，将1.38gNH4H2PO4溶解于含有大约71mL 30％NH4OH的192mL DDH2O溶液中制成磷酸铵溶液。最后溶液的pH值大约是11。将磷酸铵溶液滴加到硝酸钙溶液中形成磷酸钙沉淀。反应完成后，溶液和沉淀被老化24小时。老化后，将240mL含有沉淀的溶液以500rpm离心20分钟。不影响沉淀，将180mL上层清液从瓶中倒出。沉淀通过一个轨道摇动器摇动瓶子一个小时被再次悬浮。
所形成的Ca-P胶体悬浮液可以在进一步制备的不同过程中使用。实施例2  薄膜的制备
在透明的石英(无定形二氧化硅)基片上制备薄膜，基片用水和铬酸洗涤，随后浸入实施例1的胶体悬浮液中涂敷。这一过程通过在计算机控制的线型滑动片上抽吸升高基片来实现。升高的基片下降进入胶体悬浮液中并马上以2mm/s的程序速度提升。浸入涂敷后，将基片在室温下干燥并随后在程序化的炉中烧结1小时，温度范围是800到1000℃。烧结成的薄膜是具有均一透明表面特征的多晶薄膜。薄膜的厚度大约是0.5到1.0μm，颗粒尺寸在0.2到1.0μm数量级。实施例3  没有引入添加剂的Ca-P粉末的制备
在实施例1的胶体悬浮液的生成和老化步骤后，将胶体通过离心制成减少体积的阶段。所述沉淀在100℃干燥5小时并在开放的氧化铝坩埚中空气下温度为1000℃烧结1小时。烧结物质用电动的研钵和研棒(Retsch Model RM 100 USA)机械打磨成精细粉末。实施例4  硅作为引入添加剂的Ca-P粉末的制备
在实施例1的胶体悬浮液的生成和老化步骤后，将胶体通过离心制成减少体积的阶段。为了保持胶体的溶胶特性，硅添加剂作为一种溶胶-凝胶金属-有机的前体在一种有机载体上被引入。前体可以是四丙基硅酸酯(Si(OC3H7)4或TPOS)或者是四乙基硅酸酯(Si(OC2H5)4或TEOS)。添加剂的加入通过用一种前体载体例如2-甲氧基乙醇(CH3OCH2CH2OH或2Me)或者2，4-戊二酮(CH3COCH2COCH3或ACAC)产生的溶胶来完成。载体的作用是保证添加剂在加入到具有与Ca-P胶体悬浮液相同pH值的水溶液中时不发生沉淀。这就保证了添加剂被均匀地与胶体混合生成单一沉淀而不是两种不同的沉淀。添加剂的沉淀在独立的实验中用水溶液来检测。对于硅化合物，采用2Me，ACAC以及甚至不用载体的沉淀都很少。含有加入硅的沉淀在100℃干燥5小时并在开放的氧化铝坩埚中空气下温度为1000℃烧结1小时。烧结物质用电动的研钵和研棒(Retsch Model RM 100 USA)机械打磨成精细粉末。烧结陶瓷中添加剂的存在采用湿化学分析检测。实施例5  钛作为引入添加剂的Ca-P粉末的制备
在实施例1的胶体悬浮液的生成和老化步骤后，将胶体通过离心制成减少体积的阶段。为了保持胶体的溶胶特性，钛添加剂作为一种溶胶-凝胶金属-有机的前体在一种有机载体上被引入。前体可以是正丙醇钛(Ti(OC3H7)4)。添加剂的加入通过用一种前体载体例如2-甲氧基乙醇(CH3OCH2CH2OH或2Me)或者2，4-戊二酮(CH3COCH2COCH3或ACAC)产生的溶胶来完成。采用ACAC是因为它的特别强的配位作用。添加剂的沉淀在独立的实验中用水溶液来检测。对于正丙醇钛，采用2Me和不用载体都产生沉淀，采用ACAC则没有沉淀。含有加入钛的沉淀在100℃干燥5小时并在开放的氧化铝坩埚中空气下温度为1000℃烧结1小时。烧结物质用电动的研钵和研棒(Retsch Model RM100 USA)机械打磨成精细粉末。烧结陶瓷中添加剂的存在采用湿化学分析检测。实施例6  陶瓷小球的制备
陶瓷小球用根据实施例3，4或5方法制备的烧结粉末制成，采用小量的浓缩胶体悬浮液混入烧结粉末中作为粘合剂。粉末用1×108N/m2[15,000psi]的压力单轴方向压成小球。最终的小球在空气中1000℃下被烧结1小时产生具有所需特性的陶瓷组分。经过加热制备，小球的密度大约是1.5g/cm3，并且小球在整个结构中表现出均匀的微孔性。实施例7  大孔结构的制备
根据实施例3，4或5方法制备的烧结粉末用电动筛摇动器(RetschModel AS200 BASIC USA)筛过。收集具有颗粒尺寸为大约325目的粉末，随后悬浮在水中形成浆液。所形成的聚氨酯泡沫的开放小室(网状的)的片的内部和外部表面完全被浸入浆液中的泡沫所覆盖。然后干燥浆液-覆盖的组分并在1000℃烧结1小时。经过加热处理，泡沫通过高温分解从结构中除去。重要的是，最终陶瓷组分的形状复制了最初泡沫的形状，其中包括开放小室的结构。
在制备这些组分的过程中，泡沫孔密度选择能够产生陶瓷中所要求的孔径尺寸。一般制备的孔径尺寸是每英寸45到80个孔。泡沫涂层被用来保证泡沫的完全覆盖而不阻塞小室。加热处理的持续时间和温度选择能够保证泡沫的高温分解并且使得形成的大孔结构具有所需的物理性质。实施例8  带有相关药物试剂的药物载体的制剂
根据应用要求，实施例4的粉末或实施例7中的大孔结构采用环氧乙烷或类似已获批准的医药设备消毒技术进行消毒。在一个层状的流动通风橱中，根据剂量要求制备一种液体药物体积。在使用BCSFTM(骨骼细胞激击因子)试剂时，要求在室温下冷冻干燥储存药物的等分试样之前加入无菌的生理盐水(0.9％NaCl)。重新制备后，药物与粉末或温和搅拌混合，或穿过大孔结构表面慢慢分散。
认识到生物陶瓷材料的自然的蛋白质活性，5分钟的时间会使药物渗透和与粉末或大孔结构连接。在该阶段后，将所述制剂作为医疗设备给病人直接用药或作为组织-工程支架使用。
当治疗使用粉末基的制剂时，悬浮液(粉末加连接的药物试剂)的大部分体积经皮肤注入到所需的骨骼位置。
当治疗使用大孔结构时，需要外科手术的介入在骨骼位置植入装置以影响随后的骨骼修复。实施例9  商品参比物质
商品HA(cHA)，α-TCP和β-TCP，硅酸钙和二氧化硅物质列于表1(下)被用作评价本发明内部制备的mHA和Si-mHA物质表现的分析技术的参比标准。
          表1：用作实验样品和参比标准的物质表
商品                                 来源
物质
商品HA        cHA            Aldrich#28,939-6 Lot#04302TQ
α-TCP        α-TCP         Supelco Inc#3-3910Lot#200792
β-TCP        β-TCP         Fluka#21218 Analysis#357352/1 14996
硅酸钙        CaSiO3        Aldrich#37,226-8 Lot#00714LN
二氧化硅      SiO2          PPG Industries Inc.#63231674 Lot#9-134
内部制备物质                           制备技术
微孔HA        mHA            按照反应式(1)的胶体通过加热处理制备粉末
Si-TCP+mHA    Si-mHA         按照反应式(1)的胶体通过加热处理制备
                             粉末，其中Si为引入添加剂实施例10  分析技术
薄膜的X-射线衍射(XRD)谱采用掠射角技术(GA-XRD)以入射角θ＝2°得到，而粉末则采用传统的θ-2θ几何学来检测。光源是12kW的Rigaku旋转阳极XRD发生器用Cr靶拟合来改善峰的分辨率。掠射角几何大大降低了来自基片的贡献。为了与其它文献比较，所有光谱采用下面的关系式：sin(θCu)＝(λCu/λCr)sin(θCr)，其中λCu＝1.54056_和λCr＝2.28970_，转化成Cu阳极的数据。相组成通过比较所得的光谱与JCPDS标准数据库所确定的峰来决定[20]。与本研究特别有关的XRD谱是HA(JCPDS#9-432)，α-TCP(JCPDS#9-348)，和β-TCP(JCPDS#9-169)。下面收集了XRD数据，背景噪音被减去，峰的积分强度为区分HA，α-TCP或β-TCP被计算出来。然后这些数值被用于确定相组成的百分含量(±5％)。
光学显微镜，扫描电子显微镜(SEM，采用JEOL JSM840)和透射电子显微镜(TEM，采用Philips CM20)被用于评价表面和体相形态。样品的化学分析采用湿化学方法和中子活化分析进行。29Si宽-谱线核磁共振(NMR)实验用Bruder NMR CXP 200 MHz光谱仪以魔术角自旋方式采用脉冲宽度5ms和脉冲延迟20s来完成。粉末的红外光谱(IR)采用KBr小球使用BOMEN MB-120光谱仪来进行。大约2mg的样品与大约200mg的KBr研磨并在10吨压力压入直径6mm的冲模中保持1分钟生成分析用的均匀圆片。
Ca-P胶体在不同处理阶段的颗粒尺寸分析通过在不同角度观察633nm的He-Ne激光散射得到。样品通过在溶液的pH值大于10的4mL氨水(一份30％NH4OH与五份水混合)中加入10滴沉淀溶液来制备。来自于这些悬浮液的结果对等量的样品可以重复并且能稳定一段时间。在已知角度粉末的散射光谱用Lorentzian分布来拟合，并且采用标准方法分析，所用的溶液粘度为8.9×104kgm-1s-1，折射指数为1.3312[21，22]。
虽然优选的具体实施方案在这里进行了详细描述，熟悉本领域的技术人将理解，在不背离附加的权利要求书所定义的本发明的范围内，可以对本发明进行修改。
表2：不同元素有效离子半径和离子晶体半径的总结
数据来自：Shannon，R.D.，Acta Cryst.(1976)A32，751离子       配位数(CN)      离子晶体半径(CR)      有效离子半径(IR)B3+           4                0.25                   0.11
           6                0.41                   0.27Ba2+          6                1.49                   1.35
           8                1.56                   1.42Ca2+          6                1.14                   1.00
           8                1.26                   1.12Ce3+          6                1.15                   1.01
           8                1.28                   1.14La3+          6                1.17                   1.03
           8                1.30                   1.16
           4                0.71                   0.57Mg2+          6                0.86                   0.72
           8                1.03                   0.89P5+           4                0.31                   0.17
           6                0.52                   0.38Sc3+          6                0.89                   0.75
           8                1.01                   0.87Si4+          4                0.40                   0.26
           6                0.54                   0.40
           4                0.56                   0.42Ti4+          6                0.75                   0.61
           8                0.88                   0.74Y3+           6                1.04                   0.90
           8                1.16                   1.02
           4                0.73                   0.59Zr4+          6                0.86                   0.72
           8                0.98                   0.84
                    参考文献
1.Davies，J.，G.Shapiro和B.Lowenberg.细胞与材料(Cells andMaterials)3(3)1993；pp.245-56
2.Gerhart，T.，R.Miller，J.Kleshinski和W.Hayes.生物医药材料研究杂志(J Biomed Mater Res)22，1988；pp.1071-82
3.Kurashina，K.，H.Kurita，M.Hirano，J.deBlieck，C.Klein和K.deCroot.材料科学杂志：医药材料(Journal of Materials Science：Materials in Medicine)6 1995；pp.340-7
4.Tofe，A.，G.Brewster和M.Bowerman.用于植入物的磷酸钙涂层的特征和表观(Characterization and Performance of Calcium PhosphateCoatings for Implants)由E.Horowitz和J.Parr编辑.Philadelphia编辑：ASTM，pp.9-15(1994)
5.Tolman，D.和W.Laney.Mayo Clin Proc 68 1993；pp.323-31
6.Levitt，S.，P.Crayton，E.Monroe和R.Condrate.生物医药材料研究杂志(J Biomed Mater Res)3，1969；pp.683-5
7.Kadiyala，S.，N.Jaiswal，S.Bruder.组织工程(Tissue Engin)3(2)1997；pp.173-84
8.Conklin，J.，C.Cotell，T.Barnett和D.Hansen.Mat Res Soc SympProc 414 1996；pp.65-70
9.Yamashita，K.，T.Arashi，K.Kitagaki，S.Yamada和T.Umegaki.美国陶瓷会志(J Am Ceram Soc)77 1994；pp.2401-7
10.生物矿物质(Biominerals)由F.Driessens和R.Verbeeck编辑.Boston：CRC Press(1990)
11.Brown，W.，M.Mathew和M.Tung.Prog Crys Growth Charact 41981；pp.59-87
12.Elliott J.磷灰石和其它正磷酸钙的结构和化学(Structure andChemistry of the Apatites and Other Calcium Orthophosphates)NewYork：Elsevier(1994)
13.Meyer，J.和B.Fowler.无机化学(Inorg Chem)21 1997；pp.3029-35
14.Santos，R.和R.Clayton.American Mineralogist 80 1995；pp.336-44
15.Brown，P.，N.Hocker和S.Hoyle美国陶瓷会志(J Am CeramSoc)74(8)1991；pp.1848-54
16.Brown，P.，和M.Fulmer美国陶瓷会志(J Am Ceram Soc)74(5)1991；pp.934-40
17.Ito，K.，Y.Ooi.CRC生物活性陶瓷手册(CRC Handbook ofBioactive Ceramics)由T.Yamamuro，L Hench和J.Wilson.编辑BocaRaton，Florida：CRC Press，pp.39-51(1990)
18.Ohgushi，H.，M.Okumura，S.Tamai，E.Shors and A.Caplan.生物医药材料研究杂志(J Biomed Mater Res)24，1990；pp.1563-70
19.LeGeros，R.，G.Daculsi.CRC生物活性陶瓷手册(CRCHandbook of Bioactive Ceramics)由T.Yamamuro，L Hench和J.Wilson.编辑Boca Raton：CRC Press，(1990)
20.JCPDS-International Center for Diffraction Data and AmericanSociety for Testing and Materials.Powder Diffraction File(Inorganic andOrganic).Swarthmore，Pa.JCPDS-International Center for DiffractionData.1991；
21.Clark，N.，H.Lunacek和G.Benedek.Am J Phys 38(5)1970；pp.575-85.
22.Schumacher，R.Am J Phys 54(5)1986；pp.137-41.
23.Bale，C.W.，A.D.Pelton，and W.T.Thompson.FACT Database[computer program].Contact：W.T.Thompson，Chemical and MaterialsEngineering，Royal Military College，Kingston，Canada，K7K 5L0(1997).
24.Welch，J.and W.Gutt.化学会志(J Chem Soc)1961；pp.4442-4
25.Schroeder，L.，B.Dickens and W.Brown固态化学杂志(J SolidState Chem)22 1977；pp.253-62
26.Dickens，B.and W.Brown晶体学报(Acta Cryst)B28 1972；pp.3056-65
27.Nurse，R.，J.Welch and W.Gutt.化学会志(J Chem Soc)1959；pp.1077-83
28.Elliott，J.Nature Physical Science 230 1971；p.72
29.Dickens，B.，L.Schroeder and W.Brown固态化学杂志(J SolidState Chem)10 1974；pp.232-48
30.Labarther，J.，G.Bonel and G.Montel.Ann Chim(Paris)14thSeries 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晶体学报(Acta Cryst)B33 1977；pp.1325-33
33.Keller，L.，P.Rey-Fessler.用于植入物的磷酸钙涂层的特征和表观(Characterization and Performance of Calcium Phosphate Coatingsfor Implants)由E.Horowitz and J.Parr.编辑Philadelphia：ASTM，pp.54-62(1994)
34.Shannon，R.D.，晶体学报(Acta Cryst)A32 751，(1976)

Claims (52)

1.一种生物材料化合物，该化合物含有钙、氧和磷，其中至少一种所说的元素可以被一种具有离子半径大约为0.1到1.1_的元素所代替。
2.权利要求1中的生物材料化合物，其中磷的一部分可以被至少一种具有离子半径大约为0.1到0.4_的元素所代替。
3.权利要求1或2中的生物材料化合物，其中所说的取代元素是硅。
4.权利要求1或2中的生物材料化合物，其中所说的取代元素是硼。
5.权利要求2中的生物材料化合物，其中所说的化合物还包括至少一种选自具有离子半径大约为0.4到1.1_的元素中的另一种元素，其中所说的另一种元素在不是磷的位置上取代。
6.权利要求5中的生物材料化合物，其中所说的元素具有有效的电荷来补偿由磷的部分取代所引起的任何电荷不平衡。
7.权利要求1-6的任何一项中的生物材料化合物，该化合物可与选自由羟基磷灰石钙、α-TCP、β-TCP、磷酸八钙、磷酸四钙、磷酸二钙及氧化钙所组成的组中的至少一种磷酸钙物质结合。
8.权利要求7中的生物材料化合物，其中所说的化合物与羟基磷灰石钙的混合比例大约是20∶80到80∶20。
9.权利要求2或3中的生物材料化合物，其中所说的化合物由图16的X-射线衍射谱中的峰来确定。
10.具有下列分子式的生物材料化合物：
(Ca1-WAW)i[(P1-X-Y-ZBXCYDz)Oj]2
其中A选自离子半径大约为0.4到1.1_的元素中；
B，C和D选自离子半径大约为0.1到0.4_的元素中；
w大于或等于0但小于1；
x大于或等于0但小于1；
y大于或等于0但小于1；
z大于或等于0但小于1；
x+y+z大于0但小于1；
i大于或等于2但小于或等于4；
j等于4-δ，δ大于或等于0但小于或等于1。
11.权利要求10中的生物材料化合物，其中w和δ是由存在于所述化合物中的元素的电荷补偿来决定的。
12.权利要求10中的生物材料化合物，其中B是硅。
13.权利要求10中的生物材料化合物，其中B是硼。
14.权利要求11中的生物材料化合物，其中A选自由Ce、La、Sc、Y和Zr所组成的元素组中。
15.权利要求10-14的任何一项中的生物材料化合物，该化合物可与选自由羟基磷灰石钙、α-TCP、β-TCP、磷酸八钙、磷酸四钙、磷酸二钙及氧化钙所组成的组中的至少一种磷酸钙物质结合。
16.权利要求1或10中的生物材料化合物，其中所说的化合物还含有一种添加剂用于增加所说化合物的机械硬度和强度。
17.权利要求16中的生物材料化合物，其中所说的添加剂是一种包含有能够被巨噬细胞的吞噬作用所消除的尺寸的独立颗粒的材料。
18.权利要求17中的生物材料化合物，其中所说的添加剂含有微碳纤维。
19.权利要求1或10中的生物材料化合物，其中所说的化合物是Ca3(P0.750Si0.25O3.875)2。
20.权利要求1或10中的生物材料化合物，其中所说的化合物是Ca3(P0.9375Si0.0625O3.96875)2。
21.权利要求7或15中的生物材料化合物，其中所说的结合作为物理混合物存在。
22.权利要求7或15中的生物材料化合物，其中所说的结合作为固体溶液存在。
23.权利要求1或10中的生物材料化合物，其中所说的化合物具有微孔结构。
24.权利要求21或22中的生物材料化合物，其中所说的结合具有微孔结构。
25.权利要求23或24中的生物材料化合物，其中所说的微孔结构包括尺寸为0.1到2.0微米的颗粒。
26.权利要求1-25的任何一项中的生物材料化合物，其中所说的化合物形成大孔结构，该大孔结构包含一种带有内部相互连通的孔隙的开放小室结构，所述孔隙具有孔的尺寸大约为50到1000微米。
27.权利要求26中的生物材料化合物，其中所说的大孔结构通过将所说的化合物涂敷到网状高聚物上并且随后用高温分解除去所说的高聚物而形成。
28.权利要求1-27的任何一项中的生物材料化合物，其中所说的化合物具有纳米多孔结构。
29.权利要求28中的生物材料化合物，其中所说的纳米多孔结构包括尺寸为1到20nm的颗粒。
30.权利要求1或10中的生物材料化合物，其中所说的化合物具有单斜准菱形对称性。
31.权利要求1或10中的生物材料化合物，其中所说的化合物处于单斜空间点群P21/a中。
32.权利要求1-31的任何一项中的生物材料化合物，其中所说的化合物被破骨细胞的细胞活性再吸收。
33.权利要求1-31的任何一项中的生物材料化合物，其中所说的化合物能够通过造骨细胞的活性促进产生新的矿化的骨骼基质。
34.权利要求1-31的任何一项中的生物材料化合物，其中所说的化合物在体内逐渐被自然骨骼代替。
35.权利要求1或10中的生物材料化合物，其中所说的化合物在人体生理6.4-7.3的pH范围内的生物介质中基本不溶解。
36.权利要求1、7、10或15中的生物材料化合物，所述化合物可与胶原结合。
37.权利要求1-36的任何一项中的生物材料化合物在矫形，上颌面与上颌牙方面的应用，其中所说的化合物以精细或粗糙的粉末、小球、三维形状体、大孔结构、薄膜和涂层的形式存在。
38.权利要求1-36的任何一项中的生物材料化合物在作为植入假体上的厚度为0.1到10微米的涂层的应用。
39.权利要求1-36的任何一项中的生物材料化合物在组织工程中的应用。
40.权利要求1-36的任何一项中的生物材料化合物在作为药物试剂的载体的应用。
41.权利要求40中的生物材料化合物的应用，其中所说的化合物在所需的植入位置作为药物的缓释载体起作用。
42.权利要求41中的生物材料化合物的应用，其中所说的药物是骨骼生长因子。
43.一种用生物材料化合物在人和动物主体的骨骼手术位置取代自然骨骼的方法，所述化合物含有钙、氧和磷，其中至少一种所说的元素可以被一种具有离子半径大约为0.1到1.1_的元素所代替；
所说的方法包括下列步骤：
将所说的生物材料化合物植入到骨骼手术的位置，这种植入促进在所说的生物材料化合物与所说的主体之间的界面产生新的骨骼组织，所说的生物材料化合物主要通过破骨细胞活性逐渐消除，并且被消除的所说的生物材料化合物的这一部分被由造骨细胞活性所生成的新的骨骼组织取代，这种逐渐消除和取代在自然骨骼再造过程中是本身固有的。
44.一种用生物材料化合物在人和动物主体中修复由外伤或手术引起的大的骨骼间隙和非均一骨折的方法，所述化合物含有钙、氧和磷，其中至少一种所说的元素可以被一种具有离子半径大约为0.1到1.1_的元素所代替；
所说的方法包括下列步骤：
将所说的生物材料化合物植入骨骼间隙或非均一骨折的位置，这种植入促进在所说的生物材料化合物与所说的主体之间的界面产生新的骨骼组织，所说的生物材料化合物主要通过破骨细胞活性逐渐消除，并且被消除的所说的生物材料化合物的这一部分被由造骨细胞活性所生成的新的骨骼组织取代，这种逐渐消除和取代在自然骨骼再造过程中是本身固有的。
45.一种用生物材料化合物在人和动物主体内帮助将植入的假体固定到骨骼位置上并且保持所说的假体长期稳定的方法，所述化合物含有钙、氧和磷，其中至少一种所说的元素可以被一种具有离子半径大约为0.1到1.1_的元素所代替；
所说的方法包括下列步骤：
用所说的生物材料化合物涂抹植入假体所选择的区域，将带有所说涂层的假体植入骨架位置，其中这种植入促进在所说的生物材料化合物与所说的主体之间的界面产生新的骨骼组织，并在所说的主体骨骼与所说的涂层之间生成稳定的界面骨骼，随后所说的涂层主要通过破骨细胞活性逐渐除去，这样涂层逐渐变小，并且被消除的所说的生物材料化合物的这一部分被由进一步生成的新的骨骼组织取代以在所说的主体骨骼与所说的假体之间产生稳定的界面骨骼。
46.一种用生物材料化合物在人或动物主体内为骨骼取代提供组织-工程支架的方法，所述化合物含有钙、氧和磷，其中至少一种所说的元素可以被一种具有离子半径大约为0.1到1.1_的元素所代替；
所说的方法包括下列步骤：
作为所说的大孔结构的生物材料化合物的形成，所述大孔结构包括一种带有内部相互连通的孔隙的开放小室结构，成熟的和/或骨骼细胞前体与所说的大孔结构结合，并使所述的小室穿透所说的结构以在所说的整个结构中发展新的矿化基质。
47.一种用生物材料化合物在人或动物主体内将药物试剂传送到骨骼手术位置的方法，所述化合物含有钙、氧和磷，其中至少一种所说的元素可以被一种具有离子半径大约为0.1到1.1_的元素所代替；
所说的方法包括以下步骤：
将药物试剂与所说的生物材料化合物结合，将结合了所说的生物材料化合物的药物试剂运用到骨骼手术位置上，这种应用会产生药物试剂的受控局部释放。
48.权利要求43-47的任何一项中的方法，其中所说的生物材料化合物具有分子式为：
(Ca1-WAW)i[(P1-X-Y-ZBXCYDz)Oj]2
其中A选自具有离子半径大约为0.4到1.1_的元素中；
B，C和D选自具有离子半径大约为0.1到0.4_的元素中；
w大于或等于0但小于1；
x大于或等于0但小于1；
y大于或等于0但小于1；
z大于或等于0但小于1；
x+y+z大于0但小于1；
i大于或等于2但小于或等于4；
j等于4-δ，δ大于或等于0但小于或等于1。
49.权利要求43-48的任何一项中的方法，其中所说的生物材料化合物具有分子式为Ca3(P0.75Si0.25O3.875)2。
50.权利要求43-48的任何一项中的方法，其中所说的生物材料化合物具有分子式为Ca3(P0.9375Si0.0625O3.96875)2。
51.权利要求43-50的任何一项中的方法，其中所说的生物材料化合物与至少一种磷酸钙物质结合，所述磷酸钙可以从羟基磷灰石钙、α-TCP、β-TCP、磷酸八钙、磷酸四钙、磷酸二钙及氧化钙中选择。
52.权利要求43-51的任何一项中的方法，其中所说的生物材料化合物还含有添加剂以提高所说化合物的机械硬度和强度。
CNB98813358XA 1998-01-29 1998-01-29 一种人造生物材料化合物 Expired - Fee Related CN100569301C (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/CA1998/000046 WO1999038542A1 (en) 1998-01-29 1998-01-29 A synthetic biomaterial compound

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1307490A true CN1307490A (zh) 2001-08-08
CN100569301C CN100569301C (zh) 2009-12-16

Family

ID=4173269

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNB98813358XA Expired - Fee Related CN100569301C (zh) 1998-01-29 1998-01-29 一种人造生物材料化合物

Country Status (11)

Country Link
EP (1) EP1056486B1 (zh)
JP (1) JP2002501785A (zh)
KR (1) KR100652511B1 (zh)
CN (1) CN100569301C (zh)
AU (1) AU760561B2 (zh)
BR (1) BR9815668A (zh)
CA (1) CA2318085C (zh)
DE (1) DE69836151T2 (zh)
ES (1) ES2274563T3 (zh)
NZ (1) NZ505765A (zh)
WO (1) WO1999038542A1 (zh)

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001259016A (ja) * 2000-03-17 2001-09-25 Olympus Optical Co Ltd β−リン酸三カルシウム骨補填材
ATE359836T1 (de) 2001-09-24 2007-05-15 Millenium Biologix Inc Poröse keramische komposit-knochenimplantate
TW200400062A (en) * 2002-04-03 2004-01-01 Mathys Medizinaltechnik Ag Kneadable, pliable bone replacement material
BR0309131A (pt) * 2002-04-08 2005-02-01 Millenium Biologix Inc Sistema de criação de tecidos automatizado
FR2842750B1 (fr) * 2002-07-26 2004-10-08 Toulouse Inst Nat Polytech Procede permettant de recouvrir a basse temperature des surfaces par des phosphates apatitiques nanocristallins, a partir d'une suspension aqueuse de phosphate amorphe
CA2523413A1 (en) 2003-04-25 2004-11-11 The Penn State Research Foundation Method and system for systemic delivery of growth arresting, lipid-derived bioactive compounds
GB0311221D0 (en) * 2003-05-15 2003-06-18 Orthogem Ltd Biomaterial
GB0900269D0 (en) 2009-01-08 2009-02-11 Univ Aberdeen Silicate-substituted hydroxyapatite
PL210026B1 (pl) * 2009-03-17 2011-11-30 Akademia Górniczo Hutnicza Im Stanisława Staszica Sposób wytwarzania wysokoporowatego, fosforanowo-wapniowego bioaktywnego tworzywa implantacyjnego
JP6061415B2 (ja) * 2010-04-30 2017-01-18 学校法人千葉工業大学 β型リン酸三カルシウムからなる生体材料セラミックス及びその製造方法
KR101423982B1 (ko) 2012-08-10 2014-08-13 서울대학교산학협력단 휘트록카이트 및 그 제조 방법
US9238090B1 (en) 2014-12-24 2016-01-19 Fettech, Llc Tissue-based compositions
JP2017060779A (ja) * 2016-10-08 2017-03-30 学校法人千葉工業大学 β型リン酸三カルシウムからなる生体材料セラミックス及びその製造方法
JP2024513147A (ja) * 2021-01-26 2024-03-22 メルツ ノース アメリカ，インコーポレイテッド カルシウムハイドロキシアパタイト粒子およびその使用

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4503157A (en) * 1982-09-25 1985-03-05 Ina Seito Co., Ltd. Sintered apatite bodies and composites thereof
US5074916A (en) * 1990-05-18 1991-12-24 Geltech, Inc. Alkali-free bioactive sol-gel compositions
FR2664501B1 (fr) * 1990-07-16 1995-05-12 Osteal Medical Laboratoires Materiau composite pour implant osseux et procede de mise en óoeuvre comme revetement.
GB9310194D0 (en) * 1993-05-18 1993-06-30 Millenium Bioligix Inc Assessment of osteoclast activity
US6302913B1 (en) * 1994-05-24 2001-10-16 Implico B.V. Biomaterial and bone implant for bone repair and replacement
EP0847376B1 (en) * 1995-09-01 2005-02-23 Millenium Biologix Inc. An artificial stabilized composition of calcium phosphate phases particularly adapted for supporting bone cell activity
GB2316940A (en) * 1996-08-30 1998-03-11 Queen Mary & Westfield College Silicon-substituted hydroxyapatite

Also Published As

Publication number Publication date
CA2318085A1 (en) 1999-08-05
NZ505765A (en) 2003-09-26
JP2002501785A (ja) 2002-01-22
KR20010106090A (ko) 2001-11-29
AU760561B2 (en) 2003-05-15
CN100569301C (zh) 2009-12-16
AU5744598A (en) 1999-08-16
CA2318085C (en) 2012-05-01
DE69836151T2 (de) 2007-02-01
BR9815668A (pt) 2001-01-30
ES2274563T3 (es) 2007-05-16
KR100652511B1 (ko) 2006-11-30
DE69836151D1 (de) 2006-11-23
EP1056486B1 (en) 2006-10-11
EP1056486A1 (en) 2000-12-06
WO1999038542A1 (en) 1999-08-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US6585992B2 (en) Synthetic biomaterial compound of calcium phosphate phases particularly adapted for supporting bone cell activity
US6846493B2 (en) Synthetic biomaterial compound of calcium phosphate phases particularly adapted for supporting bone cell activity
Dubok Bioceramics―yesterday, today, tomorrow
KR101599245B1 (ko) 골 대체 물질
Komlev et al. 3D printing of octacalcium phosphate bone substitutes
KR101558856B1 (ko) 뼈 대체 재료
CN1307490A (zh) 一种人造生物材料化合物
Zhang et al. Surface-treated 3D printed Ti-6Al-4V scaffolds with enhanced bone regeneration performance: an in vivo study
JP5578499B2 (ja) リン酸カルシウム／生分解性ポリマーハイブリッド材料並びにその製法及びハイブリッド材料を用いたインプラント
KR100807108B1 (ko) 다공성의 β-인산삼칼슘 과립의 제조 방법
CN1826147A (zh) 无机的可再吸收性骨替代材料
Layrolle et al. Physicochemistry of apatite and its related calcium phosphates
MP et al. Comparison of Two Xenograft Materials Used in Sinus Lift Procedures: Material Characterization and In Vivo Behavior.
Targonska et al. Investigation of Different Types of Micro-and Nanostructured Materials for Bone Grafting Application. Nanomaterials 2022, 12, 3752
Abere et al. Development and Characterization of Cowry Shell-Based Hydroxyapatite for Dental and Orthopaedic Applications
Punyanitya et al. Preparation of Hydroxyapatite Scaffolds from Cockle Shell for Bone repair
Bernard Influence of silicon dioxide, magnesium oxide and zinc oxide on resorbable tricalcium phosphate based bioceramics
Singh Chemical synthesis and development of porous hydroxyapatite from snail shell and its study of biocompatibility
Nimmy Designing of New Bioceramic Materials for Hard Tissue Engineering
Niakan Characteristics and Properties of Natural Hydroxyapatite Derived from Bovine Bone for Biomedical Applications
Leong Mechanical Properties of Hydroxyapatite-Magnesium Orthosilicate Composite
Nawawi Properties of Calcium Phosphate Bioceramic Prepared by Solid State and Chemical Route
Meng Influence of Processing Parameters in the Mechanical Properties Enhancement of Forsterite Ceramic
HK1170186B (zh) 骨替代材料
Punyanitya et al. Innovation in Medicine GMSMJ Greater Mekong Subregion

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
ASS Succession or assignment of patent right

Owner name: MILIMU· BIOLOG INC TECHNOLOGY CO., LTD.

Free format text: FORMER OWNER: YISAIGENIYA ENERGY CO.,LTD.

Effective date: 20070727

C41 Transfer of patent application or patent right or utility model
TA01 Transfer of patent application right

Effective date of registration: 20070727

Address after: Ontario

Applicant after: Milem Belrogik technologies

Address before: Alberta Canada

Applicant before: Anglo SEG energy

ASS Succession or assignment of patent right

Owner name: WOSAWO PLASTIC SURGERY CO., LTD.

Free format text: FORMER OWNER: MILIMU· BIOLOG INC TECHNOLOGY CO., LTD.

Effective date: 20080321

C41 Transfer of patent application or patent right or utility model
TA01 Transfer of patent application right

Effective date of registration: 20080321

Address after: American Minnesota

Applicant after: Warsaw Orthopedic Inc.

Address before: Ontario Canada

Applicant before: Milem Belrogik technologies

C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20091216

Termination date: 20170129

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee