- • • • "

Tadeusz Wierzchoń Elżbieta Czarnowska Danuta Krupa

Warszawa 2004 Oficyna Wydawnicza

ip w> Ul Hf

I n ż y n i e r i a m m m

o w i e r z c h n i

b i o r n t y t a n

dawcy a Cukrowska sz Palko

iwanie redakcyjne :i]ewska-Makowska

okładki

i Czudek-Puchalska

;omputerowy

Zalewska-Kraśniewska Kurczyński

w Kruszeska

/rlght by Oficyna Wydawnicza Politechniki Warszawskiej. Warszawa 2004

v całości ani we fragmentach nie może być powielany, ani rozpowszechniany za pomocą iń elektronicznych, mechanicznych, kopiujących, nagrywających i innych bez pisemnej tosladacza praw autorskich

83-7207-477-1

nla Intornotowa Oficyny Wydawniczej PW www.wpw.pw.edu.pl

Wydawnicza Polltoohnlkl Warszawskiej, ul. Polna 50, 00-644 Wanzawn, lei tWB-75-IB on«K » 9MmAujlanl« Mi 'Iftyi/WM.

Spis treści

¿ / ( J M U V l

Przedmowa 5

1. Wstęp (Tadeusz. Wierzchoń) 7

2. Metody inżynierii powierzchni stosowane w kształtowaniu właściwości implantów tytanowych ('Tadeusz Wierzchoń) 15 2.1. Obróbki jarzeniowe 17 2.2. Proces natryskiwania cieplnego 22 2.3. Metoda zol-żel 23 2.4. Metody PVD 24 2.5. Wytwarzanie warstw kompozytowych w procesach dwustopniowych 26 Literatura 31

3. Utlenianie anodowe tytanu i jego stopów (Danuta Krupa) 35 Literatura 43

4. Implantacja jonów w obróbce tytanu i jego stopów (Danuta Krupa) 47 4.1. Wpływ implantacji jonów na strukturę warstw wierzchnich 48 4.2. Wpływ implantacji jonów na właściwości tribologiczne 58 4.3. Wpływ implantacji jonów na odporność korozyjną 64 4.4. Wpływ implantacji jonów na bioaktywność 70 4.5. Wpływ implantacji jonów na biozgodność 72 Literatura 73

5. Biologiczna ocena biozgodności (Elżbieta Czarnowska) 80 5.1. Badania ¡'n vitro 81 5.2. Badania in vivo 84 Literatura 87

6. Reaktywność biologiczna biomateriałów tytanowych (Elżbieta Czarnowska) 89 . 6.1. Reakcje biologiczne na granicy materiał-komórka/tkanka 89

6.1.1. Biofilm wytworzony na powierzchni materiału 89 6.1.2. Reakcja zapalna 91

6.2. Właściwości powierzchni a reaktywność biologiczna 92 6.2.1. Warstwa tlenkowa 93 6.2.2. Skład chemiczny i topografia powierzchni 95 6.2.3. Przyleganie komórek 96 6.2.4. Przyleganie bakterii 99 6.2.5. Aktywność biologiczna komórek a topografia powierzchni 100 6.2.6. Ukierunkowany ruch komórek 102

6.3. Kształt wszczepu a jego biozgodność 103 6.4. Kształtowanie biologicznych właściwości powierzchni biomateriału 103

6.4.1. Metody biochemiczne 103 6.4.2. Metody fizykochemiczne 104 6.4.3. Metody fizyczne 105

Literatura 106

OSOWUnic biomateriałów tytanowych w medycynie (Elżbieta Czarnowska) 112 Zastosowanie biomateriałów tytanowych w chirurgii kostnej 112 Zustosowanie biomateriałów tytanowych w stomatologii i ortodoncji 114 Zustosowanie biomateriałów tytanowych w kardiologii 115 Zastosowanie biomateriałów tytanowych w audiologii 117 •uturu 118

Przedmowa

Ostatnie lata zaznaczają się niezwykle dynamicznym rozwojem w inżynierii materiałowej. Najbardziej doniosły postęp można zaobserwować w dziedzinach dotyczących szeroko pojętych problemów zdro-wia i życia człowieka. Są to kierunki nauki znajdujące się na pograniczu wiedzy inżynierskiej, nauk medycznych i nauk przyrodniczych, w zakresie których skonsolidowane zostały wysiłki wielu odręb-nych dyscyplin naukowych, takich jak: inżynieria materiałowa, fizjologia i nauki kliniczne, biologicz-ne, co zaowocowało niebywałym postępem m.in. w wytwarzaniu biomateriałów.

Jak wykazują dane literaturowe, zapotrzebowanie na nowe materiały w dziedzinie medycyny już obecnie wykracza poza tradycyjny obszar stosowania implantów (chociaż w tej grupie materiałowej zakres potencjalnych potrzeb nadal pozostaje największy) i obejmuje prawie wszystkie znane obecnie rodzaje tworzyw — metale, ceramikę, polimery, w tym rozpuszczalne w wodzie i resorbowalne przez organizm, kompozyty, których właściwości dla potrzeb medycyny w ostatnim okresie kształtowane są przez techniki inżynierii powierzchni. Dla inżynierii materiałowej ważnym zadaniem staje się poznanie zakresu i specyfiki materiałowych potrzeb medycyny. Jest to bowiem punkt wyjścia dla prawidłowego doboru składu chemicznego, struktury i fizykochemicznego stanu powierzchni biomateriałów, w celu zapewnienia im pożądanych właściwości, cech i funkcji biologicznych. W światowej nauce biomateriały zyskują stale na znaczeniu, poszukuje się materiałów bezpiecznych w długookresowym użytkowaniu.

Tytan i jego stopy należą do najbardziej perspektywicznych biomateriałów metalicznych, m.in. z uwagi na: najlepszą odporność na korozję biologiczną, dobre właściwości mechaniczne przy niskiej gęstości (stopy tytanu są prawie dwukrotnie lżejsze, niż wszczepy ze stali austenitycznych oraz sto-pów kobaltowo-chromowych tzw. Vitalium) oraz najniższy moduł sprężystości (np. w przypadku powszechnie stosowanego w medycynie stopu Ti6A14V ponad dwukrotnie mniejszy niż innych bioma-teriałów metalicznych).

Efekty dotychczasowych prac wskazują jednak, że został już osiągnięty pułap optymalizacji włu,4-ciwości biologicznych oraz mechanicznych tytanu i jego stopów przez opracowanie optymalnego składu chemicznego i fazowego oraz metod obróbki plastycznej i cieplnej. Nowe wymagania slawiunc biomateriałom tytanowym to przede wszystkim: wzrost ich odporności na korozję biologiczną, a wiąt wyeliminowanie szkodliwego dla organizmu zjawiska przechodzenia składników stopu do tkanek, wzrost ich odporności na zużycie przez tarcie oraz kontrolowana biozgodność i biofunkcjonalność.

Stąd też jedynym kierunkiem pozwalającym spełnić te wymogi jest wytwarzanie nowej generacji biomateriałów tytanowych z warstwami powierzchniowymi o ściśle określonej mikrostrukturze, skła-dzie chemicznym i fazowym, niskim współczynniku tarcia, o kontrolowanej porowatości i topografii powierzchni, dużej twardości, odporności na zużycie przez tarcie i odporności na korozję oraz będąca funkcją tych wielkości biozgodność z ludzkim organizmem. Takie możliwości stwarzają jedynie metody inżynierii powierzchni, które umożliwiają optymalizację biochemicznej i biomechaniczncj zgodności wszczepu z ludzkimi tkankami.

Celem tej książki jest dostarczenie osobom zainteresowanym biomateriałami wiadomości w zakre-sie stosowanych technik inżynierii powierzchni, umożliwiających wytwarzanie nowej generacji bioma-teriałów tytanowych oraz reakcji biologicznych zachodzących w kontakcie z biomateriałami.

1. Wstęp

Biomateriały to substancje sztuczne, zarówno syntetyczne, jak i pochodzenia natu-ralnego, mające za zadanie uzupełnienie lub zastąpienie tkanek, narządów lub ich części i pełnienie ich funkcji. W przeciwieństwie jednak do żywych komórek nie mają one zdolności do regeneracji, stąd też muszą to być materiały najwyższej jakości, które swoimi właściwościami w możliwie jak największym stopniu zastąpi-łyby tkanki zużyte czy też usunięte [1, 2].

Tworzywa metaliczne, ceramiczne, polimerowe i kompozyty stosowane jako biomateriały winny odznaczać się takimi cechami, jak: • trwałość fizyczna, • określony skład fazowy i mikrostruktura, • dobre właściwości mechaniczne, w tym m.in. odporność na zużycie przez tarcie,

wytrzymałość zmęczeniowa, wytrzymałość na rozciąganie, plastyczność, • stabilność chemiczna w środowisku żywego organizmu oraz brak toksyczności

ewentualnych produktów reakcji, • biozgodność i stabilność biologiczna przez długi czas użytkowania, • brak cytotoksyczności, • brak reakcji alergizujących względem otaczających tkanek, • brak działania rakotwórczego, • niezmienność składu chemicznego struktury w czasie sterylizacji [2],

W światowej nauce biomateriały zyskują stale na znaczeniu, a kierunek prac to przede wszystkim poszukiwanie materiałów bezpiecznych w długotrwałym użytko-waniu. Jakkolwiek ich udział w sensie ilościowym stanowi nieduży odsetek ogólnej produkcji materiałów, to jednak przyrost ich produkcji zwiększa się z roku na rok 0 kilkanaście procent. Są to materiały na ogół drogie jako produkt zaawansowanych technologii i specjalistów pracujących w zespołach interdyscyplinarnych.

Wśród biomateriałów metalicznych szczególne miejsce, z uwagi na swoje właści-wości użytkowe, zajmuje tytan i jego stopy — jedne z najbardziej nowoczesnych 1 perspektywicznych materiałów implantacyjnych. Zastosowanie tytanu i jego sto-pów ciągle wzrasta, co jest wynikiem pozytywnych rezultatów uzyskiwanych w le-czeniu urazów (endoprotezy, wszczepy, płytki stabilizujące), komfortem prowadzo-nych zabiegów (instrumentarium, narzędzia, aparatura) [3-7].

Tytan i jego stopy to stosunkowo nowe materiały używane w medycynie. Zyskują one coraz szersze zastosowanie ze względu na swoje szczególne właściwości, takie jak: • wysoka odporność korozyjna i najlepsza biologiczna obojętność, • dobre właściwości mechaniczne przy niskiej gęstości, która jest około dwukrot-

nie mniejsza od stosowanych w medycynie austenitycznych stali czy też slopów kobaltowo-chromowyeh lypu Yitalium.

4a to duże znaczenie dla komfortu użytkowania biomateriałów, podobnie jak że tytan jest materiałem niemagnetycznym o małej przewodności elektrycznej,

est ważne dla pacjentów, u których zastosowano elementy wykonane z tytanu pów tytanu, a którzy wymagają np. stosowania zabiegów fizykoterapii [1, 6]. Najważniejsze właściwości fizykochemiczne i mechaniczne tytanu zestawiono belach 1.1 i 1.2.

Tabela 1.1

Właściwości fizyczne tytanu [6, 8]

Właściwości Wartości Jednostki

iperatura topnienia 1938 K

iperntura wrzenia 3533 K

>lo topnienia 435,8 J/g

tość 4,51 g/cm3

iwodność cieplna (przy 293 K) 0,171 J/cm • K

owy współczynnik rozszerzalności cieplnej w zakresie peratur 0-100°C

8,5 • 10"6 K'1

)lo właściwe (przy 293 K) 0,523 J /g 'K

ystywność elektryczna 421 n£2 • m

Jul sprężystości 112 GPa

Tabela 1.2

Właściwości mechaniczne tytanu i stopu tytanu Ti6A14V [1, 6]

Właściwości Tytan Tytan techniczny Stop tytanu

Właściwości jodkowy wyżarzony odkształcony Ti6A14V

.rzymałość na rozciąganie Rmmin [MPa] 250 240-550 680 860

nica plastyczności fl02mjn [MPa] 106 170-440 520 780

Jlużenic Am [%] 32 15-24 10 10

irdość IIV0.5 84-90 110-150 130-160 460

Szczególnie istotną cechą tytanu i jego stopów jest stosunkowo wysoka wytrzy-ość zmęczeniowa, np. dla stopu Ti6A17Nb po obróbce plastycznej rzędu 620 MPa co jest bardzo ważne z punktu widzenia trwałości elementu, przeznaczonego do

długotrwałego przebywania w organizmie, oraz bardzo wysoka odporność korozyjna w porównaniu z powszechnie stosowanymi biomateriałami metalicznymi, tj. austeni-tycznymi stalami nierdzewnymi i stopami kobaltowo-chromowo-molibdenowymi [1] — rys. 1.1. Z przebiegu krzywych polaryzacji anodowej wynika jednoznacznie, że stopy tytanu mają największą odporność korozyjną, o czym świadczy najniższa wartość i stała gęstość prądu w badanym zakresie różnicy potencjałów. Wynika to z tworzenia trwałej tlenkowej warstwy pasywnej, która zapewnia stopom tytanu wysoką odporność, zarówno na korozję wżerową, jak i naprężeniową, także w środo-wisku fizjologicznym [1]. Zaznaczyć należy, że tytan szybko się umacnia pod wpły-wem przeróbki plastycznej na zimno. Przykładowo, wytrzymałość na rozciąganie prętów tytanowych prasowanych na zimno w stanie wyżarzonym wynosi około 420 MPa. Z kolei po 85% zgniocie wytrzymałość na rozciąganie osiąga wartość około 850 MPa [1]. Właściwości mechaniczne dwufazowych stopów tytanu a + P zależą od ich składu fazowego i struktury, które można kształtować przez obróbkę cieplną, procesy starzenia, a także obróbkę plastyczną [1, 6, 8].

102-

I 10°-

/ Stopy CoCr Stale CrNiMo ! /

i '

% S

W C3 Stopy tytanu

10~4-

_j | 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2

Potencjał [V]

Rys. 1.1. Krzywe polaryzacji anodowej biomateriałów metalicznych w roztworze Ringera [ l j

Stąd też tytan i jego stopy ze względu na szczególne właściwości fizyczne, chemiczne oraz dobrą biozgodność w środowiskach ludzkich komórek i tkanek (rys. 1.2) znajdują coraz szersze zastosowanie w różnych dziedzinach medycyny, m.in. do wytwarzania elementów rekonstrukcyjnych, do zespalania odłamów kost-nych, jako wszczepy protetyczne i endoprotezy stawów, elementy sztucznego serca oraz narzędzia chirurgiczne i elementy urządzeń medycznych [1, 6, 9-11], wypiera-jąc w dużej mierze stosowane szeroko austenityczne stale kwasoodporne i tzw. stopy Yitalium (kobultowo-niklowo-molibdenowe), tym częściej, iż przy niskiej

3Ści (dwukrotnie mniejszej niż wymienionych biomateriałów metalicznych) cena iu i jego stopów jest porównywalna — tabela 1.3 [5, 6, 9].

108

| I 10?

I 8 106

% s o Q. 105 -O §

104

Rys. 1.2. Biotolerancja metali i stopów w zależności od odporności korozyjnej [1, 5, 20]

Tabela 1.3

Ceny materiałów metalicznych stosowanych na implanty [5, 6]

Materiały Typ Cena za pręty o średnicy 0 30 mm

[DEM/kg]

X2CrNiMo 18/15/3 REX 734 P-2000

20 30 40

y na bazie kobaltu Co28Cr6Mo CoNiCrMo CoNiCrMoWFe

140 130 130

60

y tytanu Ti6A14V 70

al 450

tosowanie materiałów metalicznych, w tym również tytanu i jego stopów, ogra-l jednak tzw. zjawisko metalozy, tj. przechodzenia składników stopu do otacza-no implant środowiska biologicznego [1, 5, 6, 7], a także stosunkowo niska irność na ścieranie. Do niedawna jeszcze sądzono, że przechodzenie tytanu nie viększego znaczenia klinicznego [12], obecnie jednak uważa się, że może indu-xć uwalnianie czynników zapalenia [13-15], a po długim czasie prowadzić do tdenopatii [7, 16].

Toksyczne

Ni Cum

I 1

Co

Bezpieczne okresowo

Stale . typu 316L i

\Ag Au

(H Mo Fe

Al

Ti Stopy CoCr

0 0 ° ° Pt o

Stopy tytanu

Obojętne

W tabeli 1.4 przedstawiono stężenia składników stopowych wchodzących w skład implantu wykonanego ze stopu tytanu Ti6A14V w tkankach pobranych z okolicy wszczepu.

Tabela 1.4

Stężenie pierwiastków stopowych w tkankach pobranych z okolic wszczepów ze stopu tytanu Ti6A14V [1]

Pierwiastek stopowy w tkance Stężenie [[jmol/1 g tkanki]

Pierwiastek stopowy w tkance Ti Al V

Mięśnie 0,19-0,47 0,15-6,00 0,0043

Ti w mięśniach 2,6 - -

Ti w warstwie korowej 23 (maks. 76) - -

Ti, Al, V w warstwie korowej kości 40 (maks. 198) - 0,34 (maks. 0,81)

Podkreślić należy, że w powszechnie stosowanym w medycynie — szczególnie w ortopedii — stopie Ti6A14V wanad przechodzi do otaczających tkanek i ma właś-ciwości cytotoksyczne. Dzieje się tak dlatego, że produkt korozji biologicznej — pięciotlenek wanadu V 2 0 5 — charakteryzuje się wysoką rozpuszczalnością w orga-nizmie, w wyniku czego jony tego pierwiastka przedostają się do tkanek, wywołu-jąc określone reakcje organizmu. Stąd też w przypadku tak perspektywicznych dla medycyny materiałów, którymi są stopy tytanu (wysoka odporność korozyjna i sto-sunkowo dobre właściwości mechaniczne), prowadzone są prace w zakresie zastą-pienia wanadu przez niob, tantal, cyrkon, jak również chrom, gdyż są to, obok tyta-nu, pierwiastki metaliczne o najlepszej biozgodności, a podobnie jak wanad stabili-zują one fazę (3 w dwufazowych stopach tytanu. Prace badawcze w ostatnich latach były skoncentrowane na tym kierunku. Powstały nowe stopy tytanu, m.in. typu Til5Mo5Zr3Al, Ti6A12NblTa, z przeznaczeniem na endoprotezy [20], czy też Ti6A17Nb na zastawki serca [10], a także stopy tytanu niezawierające aluminium, np. Til5Zr4Nb4Ta [20] oraz — pod kątem zastosowania w alloplastyce stawowej — stopy o znacząco zmniejszonej wartości modułu sprężystości (rzędu nawet od 60 GPa) typu Ti35Nb5Ta7Zr, Til3Nbl3Zr. Stopy te charakteryzują się bardzo wy-soką biotolerancją i stosunkowo dobrymi właściwościami mechanicznymi, które (np. wytrzymałość zmęczeniową) można zwiększać przez wprowadzenie pierwiast-ków międzywęzłowych, np. tlenu, azotu, węgla [1]. Są to nowe biomateriały o od-porności korozyjnej, przewyższającej powszechnie stosowane stale austenityczne, stopy na bazie kobaltu, a także stopy tytanu typu Ti6A14V.

Na rysunku 1.3 przedstawiono krzywe polaryzacji anodowej wybranych stopów tytanu w roztworze 1% kwasu mlekowego i w roztworze surowicy bydlęcej w tem-peraturze 310 K, a na rys. 1,4 w roztworze 2-molowego HCI.

Yysoka odporność korozyjna nowych stopów tytanu wynika z tworzenia się na i pasywnej warstewki tlenków zawierających tlenek tytanu — Ti0 2 — ze ślado-ni ilościami: Zr02 , Nb203 , Ta205 , A1203, Mo03 . Tworzące się warstewki pasy-

tlenków są trwałe, charakteryzują się dobrą przyczepnością i małą szybkością luszczania zarówno w płynach fizjologicznych, jak i w tkankach [1].

a)

¿T' 100

I I 10 U) o* O

Stop CoCr ! / / . / Ti6AI2Nb1Ta

1 Ti6AI4V h i

I Stal 316L / V / / TI15Mo5Zr3AI

- : f\ '•••....••' J / " — / . l

~jjJg2r4Nb4Ta pH = 2

i i i i

100-

-1

b)

G-

i f a i r o t tu a* O

1 2 3 Potencjał [V] NEK

Stal 316 Ti6AI4V /

Stop CoCr /

/ / Ti6AI2Nb1Ta

/

Ti15Mo5Zr3AI /

/ ' -— /

/

Ti15Zr4Nb4Ta pH =7

-1 0 1 2 3 4 5

Potencjał [V] NEK

1.3. Porównawcze badania odporności korozyjnej dla materiałów metalicznych stosowanych na implanty: a) w 1% kwasie mlekowym; b) w surowicy bydlęcej w temperaturze 37°C [20]

•rzeprowadzone badania odporności korozyjnej w 5% roztworze wodnym HC1 azały, że szybkość uwalniania jonów tytanu malała ze wzrostem zawartości Zr, i Ta, a także z wprowadzeniem do tych stopów do 0,2% palladu [20]. Wysokie iciwości mechaniczne tych stopów można uzyskać przez odpowiednią obróbkę

cieplną [1, 20]. Mają one lepszą biozgodność niż powszechnie stosowany stop tyta-nu Ti6A14V.

Potencjał [mV]

Rys. 1.4. Krzywe polaryzacji anodowej stopów na osnowie tytanu w 2-molowym roztworze HC1 [ l j

Stopy tytanu Til3Nbl3Zr, Til5Mo5Zr3Al, Til5Mo oraz Til5Mo3Nb0,2Si są już produkowane przez następujące firmy (w kolejności): S&N Richards, Kobe Steel oraz dwa ostatnie — Timet, podobnie jak coraz szerzej stosowany w Europie stop Ti6A17Nb [5],

Wybrane właściwości tych materiałów, w porównaniu z obecnie stosowanym stopem Ti6A14V, przedstawiono w tabeli 1.5.

Tabel u 1.3

Właściwości wybranych stopów tytanu [5]

Stop tytanu Ti6A14V Ti6A17Nb Til3Nbl3Zr Til5Mo Til5Mo5Zr3AI

Stop tytanu IS05832-3 IS05832-11 S&N Richards Timet(IMI205) Kobe Steel

Ro,2 [MPa] 780 800 872 980 1050

Rm [MPa] 860 900 1005 1050 1100

K [%] 10 10 13 11 16

E [GPa] 114 110 76 118 110

Z danych w tabeli 1.5 wynika, że dodatek takich pierwiastków jak: cyrkon, molib-den, niob, wpływa na polepszenie właściwości mechanicznych, a w przypadku stopów tytanu zawierającego cyrkon - na zmniejszenie modułu Younga (E), co ma duże znaczenie w przypadku implantów tytanowych współpracujących z kością [1, 2, 5|.

N tabeli 1.6 przedstawiono gęstość i moduł Younga stosowanych biomateriałów alicznych. Z danych tych jednoznacznie wynika, że moduł sprężystości nowych iów tytanu jest już na poziomie od 60 GPa.

Tabela 1.6

Gęstości i modut Younga stosowanych materiałów metalowych [1, 5]

Materiał Gęstość [g/cm3] Moduł Younga [GPa]

316 L 7,98 210

>Mo 8,6 248

an 4,5 104

AI4V 4,5 114

A17Nb 4,4 114

3Zrl3Nb 4,7 60-90

5Mo 5,5 78

5Mo3Nb0,2Si 5,4 81

5Mo5Zr3Al 5,4 75-113

OTu . 8,1 64-81

!ć 1,3-2 10-30

Najlepszą biozgodność (rys. 1.2) mają następujące metale: Pt, Ta, Nb, Zr, Ti ;>py tytanu [1, 5, 21, 22], Jest więc zrozumiałe, że badania nad nowymi bioma-sami metalicznymi koncentrują się na układach typu TiZrNbTa, ponieważ meta-le nie wykazują szkodliwych reakcji z tkankami. Niestety - podobnie jak irzypadku szeroko stosowanych stopów tytanu i innych biomateriałów metalicz-h — tworzące się powierzchniowe warstewki tlenkowe nie zabezpieczają w pełni ;d przechodzeniem składników stopu do otaczających tkanek, a więc nie elimi-\ szkodliwego dla organizmu zjawiska metalozy.

2. Metody inżynierii powierzchni stosowane w kształtowaniu właściwości implantów tytanowych

Zapotrzebowanie na nowe materiały stosowane w medycynie wzrasta i obejmuje wszystkie znane obecnie rodzaje materiałów, których właściwości w coraz więk-szym stopniu są kształtowane technikami inżynierii powierzchni. Jest to bowiem punkt wyjścia dla prawidłowego doboru składu chemicznego, struktury i fizykoche-micznego stanu powierzchni biomateriałów, w celu zapewnienia im pożądanych właściwości i funkcji biologicznych. Ten perspektywiczny kierunek badań wiąże się również z opracowaniem metod eliminujących zjawisko metalozy oraz zapewniają-cych zwiększenie odporności na zużycie przez tarcie biomateriałów metalicznych. Badania przeprowadzone przez van Raaya i współpracowników [23] wykazały wysoką biozgodność takich warstw powierzchniowych jak: TiN, TiC, A1203, w porównaniu z warstewką tlenków chromu Cr203 (rys. 2.1), która to w dużej mierze umożliwia stosowanie w medycynie austenitycznych stali nierdzewnych i stopów kobaltowo-chromowych typu Yitalium.

Rys. 2.1. Zmiana liczby komórek fibroblastów na warstwach powierzchniowych TiN, TiC, AI2Ov

Cr 2 0 3 w zależności od czasu eksperymentu [23]

Należy podkreślić, że tytan charakteryzuje się dużym powinowactwem chemicz-nym do węgla, azotu i tlenu (rys. 2.2), szczególnie gdy występują one w postaci atomowej, co ma miejsce w warunkach wyładowania jarzeniowego [24].

Można zatem stwierdzić, że takie procesy obróbek, jak: azotowanie, utlenianie, nawęglanie, węgloazotowanie, tlenoazotowanie, szczególnie w warunkach wyłado-wania jarzeniowego, w których w tworzącej się niskotemperaturowej plazmie wy-stępują aktywne cząstki azotu, tlenu, węgla (metody: PDT - Plasma Diffusion Treatment, PACVD - Plasma Assisted Chemical Vapour Deposition) oraz implanta-

onowa (łon Implantation), odgrywają istotną rolę w kształtowaniu właściwości kowych tytanu i jego stopów, a więc również biomateriałów tytanowych. W ta-2.1 przedstawiono właściwości warstw azotku i węglika tytanu [25].

00J

-100-

-200-o

-300 -

-400 -w -400 -

-500-

-600 -

-700-

Ti+ C = TiC

Ti+ N= TiN

Ti + O = TiO

0 200 400 600 800 1000 Temperatura ['C]

2.2. Zmiany entalpii swobodnej (AG) tworzenia się azotku (TiN), węglika (TiC) i tlenku tytanu (TiO) w funkcji temperatury

Tabela 2.1 Wybrane właściwości azotku i węglika tytanu [25]

TiN TiC

iktura sieć regularna

ściennie centrowana sieć regularna

ściennie centrowana

imctr sieci [nm] 0,4240 0,4328

ilość [g/cm3] 5,39 4,91

crotwardość HV 2000 3000

nperatura topnienia [°C] 2949 3067

pólczynnik rozszerzalności cieplnej w temperaturze ojowej x 1CT6 [K"'] 9,35 7,4

plo tworzenia -A//2 4 8 [kJ/mol] 338 185

złoty szary (metaliczny)

Coraz większą rolę w wytwarzaniu nowej generacji biomateriałów odgrywają także vłoki tlenku aluminium — A1203, hydroksyapatytu, czy też w ostatnim okresie, iku cyrkonu - Zr02 , a także nanokrystalicznego diamentu. Pierwsze z nich do 5w medycznych są wytwarzane takimi metodami jak: natryskiwanie cieplne [26], toda zol-żel [27, 35], metody PVD (Physical Vapour Deposition) [24, 28], CVD lemical Vapour Deposition) [24, 28-30] oraz PLD (Pulsed Laser Deposition) [31], warstwy polikrystalicznego diamentu przede wszystkim metodami RFCVD (Radio

u/uancy Chemical Vapour Deposition), MWCVD (Microwave CVD) [24, 32-34]. leży zauważyć, że stosowana metoda wytwarzania wpływa na strukturę, morfologię rstwy powierzchniowej, przyczepność, stan naprężeń własnych w warstwach, a więc właściwości użytkowe, przy czym decydujący wpływ na stabilność całego implantu (lodowisku żywego organizmu ma trwałość warstwy powierzchniowej,

Podkreślić należy, że dotychczasowe doświadczenia z implantowaniem tworzyw metalicznych do organizmu ludzkiego wskazują na to, że uzyskany został pułap biotolerancji, osiągnięty przez uściślenie składu chemicznego, doskonalenie struktu-ry, tworzenie warstw pasywnych oraz że nie daje on w pełni zadowalających rezul-tatów i bezpieczeństwa [1, 36], Z kolei jedynie zespół właściwości mechanicznych biomateriałów metalicznych w dużej mierze, z wyjątkiem stosunkowo niskiej od-porności na zużycie przez tarcie, zapewnia uwarunkowania wynikające z biomecha-niki zespalania odłamów i rekonstrukcji narządów. Jednym z najbardziej kłopotli-wych aspektów stosowania wszczepów metalicznych, np. w stomatologii [36], jest duże ryzyko powikłań, w postaci zarówno wczesnych, jak i późnych infekcji poope-racyjnych. Fakt ten należy łączyć nie tylko z aseptyką i antyseptyką, lecz także z niekorzystnym wydzielaniem się w reakcjach wodoru i pochłanianiem tlenu z tka-nek w otoczeniu wszczepu. Miejscowe obniżenie pH oraz stężenia tlenu uszkadza otaczające komórki i osłabia odporność na bakterie [36].

Odmienne muszą być więc właściwości fizyczne i mechaniczne powierzchni implantów, stąd też coraz szersze zastosowanie w ich kształtowaniu mają techniki inżynierii powierzchni, które umożliwiają wytwarzanie warstw powierzchniowych o bardzo dobrej biotolerancji, wysokiej odporności na zużycie, a także stwarzają podstawę do rozwiązania problemów biomechaniki stref kontaktowych na granicy implant-tkanka-płyn fizjologiczny [37].

2.1. Obróbki jarzeniowe

Dotychczasowe badania z implantowaniem stopów tytanu wykazały, że uzyskany został pułap biotolerancji, osiągnięty przez dobór składu chemicznego i fazowego, obróbkę cieplną i że tworzenie się warstw tlenków na powierzchniach implantów na bazie składników stopowych nie gwarantuje w pełni zadowalających rezultatów.

Tytan i jego stopy charakteryzują się dużym powinowactwem chemicznym do azotu, węgla i tlenu (rys. 2.2), a z kolei azotki, tlenki, węgloazotki i węgliki tytanu — dużą biozgodnością (rys. 2.1). Można je wytwarzać w warunkach wyładowania jarzeniowego w procesach azotowania, węgloazotowania, nawęglania czy też tleno-azotowania i tlenowęgloazotowania [38-40]. Procesy te umożliwiają otrzymywanie warstw dyfuzyjnych, a więc o dobrej przyczepności, charakteryzujących się twardo-ścią powierzchniową w zakresie od 1200 HV0,02 (warstwy tlenoazotku tytanu) do 2300 HV0,02 (warstwy węgloazotku tytanu), których morfologia powierzchni, skład chemiczny i fazowy można kształtować parametrami procesu i które można wytwa-rzać na detalach o złożonych kształtach. Ma to duże znaczenie w wytwarzaniu bio-materiałów, z uwagi na kontrolowany wpływ na ich biozgodność, adhezję między powierzchnią biomateriałów a otaczającymi tkankami [1, 18, 22, 38], czy też elimi-nację zjawiska przechodzenia tytanu i składników jego stopów do otaczającego je środowiska biologicznego [38-40], co może indukować uwalnianie czynników za-palenia [7, 13, 14, 22], u po długim czasie prowadzić do limfadenopatii [15].

•ane literaturowe [10, 11, 23, 40] wskazują na to, że duże znaczenie aplikacyjne ytwarzaniu implantów odegrać może warstwa azotku tytanu. Jest to materiał żej biozgodności w kontakcie zarówno z osteoblastami (implanty kostne) 42] czy też z krwią, np. wytwarzanie zastawek serca [10], jak i z fibroblastami 38-46]. Azotek tytanu cechuje również — podobnie jak warstewkę tlenkową

, — zdolność osadzania się w płynach fizjologicznych cienkich warstewek fosfo-w wapniowych [40]. Podkreślić należy także, że w obróbkach jarzeniowych na modyfikować skład chemiczny strefy zewnętrznej warstwy azotowanej typu ł-Ti2N+a-Ti(N), tj. azotku tytanu TiN, stosując procesy tlenoazotowania lub loazotowania [38, 45, 47]. Na rysunku 2.3 przedstawiono przykładowo mikro-

2,3. Mikrostruktury warstw azotowanych wytwarzanych w temperaturze: 730°C (a), 850°C (b), 1000°C i węglouzotowunych - 850°C (d) nu stopie tytanu Ti 1 Al 1 Mn (A) oraz na stopie Ti6A14V wytwarzanych temperaturze: 730°C (u), 850°C (b). 950°C (c) i węgloazotowanych w temperulurze 900°C (d) (U)

struktury warstw powierzchniowych wytwarzanych na stopach tytanu Til Ali Mn i TÍ6A14V w procesach azotowania jarzeniowego, węgloazotowania i tlenoazotowa-nia jarzeniowego.

W wyniku azotowania jarzeniowego uzyskuje się warstwy typu TiN+Ti2N+a-Ti(N), węgloazotowania - Ti(C,N)+Ti2N+a-Ti(N), a tlenoazotowania - Ti(0,N)+Ti2N+a-Ti(N) [47]. Grubość warstw azotowanych uzyskanych w temperaturze 730°C wynosi około 12-15 pm, w 850°C około 45 pm, a w 1000°C około 55 pm, zaś węgloazotowanych około 45 pm po 4 h obróbki. Warstwa tlenoazotku tytanu Ti(0,N) jest rzędu do 2 pm po 1 h obróbki. Twardość powierzchniowa warstw azotowanych jest w zakresie od 1780 do 1970 HV0,05 (twardość materiału wyjściowego TilAllMn około 390 HV0,05, a TÍ6A14V około 500 HV0,05). Warstwy te charakteryzują się dużym stopniem rozwinięcia, a średnia wysokość maksymalnych nierówności na ich powierzchniach zależy od warunków procesu obróbki jarzeniowej, np. przy azotowaniu w temperaturze 730°C wynosi około 1,5 pm, 850°C - około 1,9 pm, a 1000°C — około 3,2 pm. Najniższą chropowatością charakteryzu-ją się warstwy wytwarzane w 730°C [11, 43, 45]. Podkreślić należy, że topografia powierzchni, oprócz składu chemicznego mikrostruktury warstwy, ma istotny wpływ na proces przylegania i szybkość wzrostu fibroblastów ludzkich do powierzchni implantów (rys. 2.4 i 2.5).

Badania in vivo wykazały, że implanty z warstwami powierzchniowymi nie po-wodują zaburzeń gojenia się ran po wszczepie, a miejscowa reakcja na implant polega na wytworzeniu torebki łącznotkankowej. Po dwóch miesiącach od zabiegu wokół wszczepów z wytworzonymi warstwami azotowanymi nie stwierdzono nacie-ków zapalnych [39, 44],

Mikroanaliza rentgenowska fibroblastów i płynów inkubacyjnych z hodowli prowadzonych w obecności tytanu, bez warstwy i z warstwami azotowanymi typu TiN+Ti2N+a-Ti(N) wytworzonymi w różnych temperaturach procesu (rys. 2.3) oraz tkanek otaczających wszczepy z badanymi warstwami, nie wykazała w nich obecno-ści tytanu, co miało miejsce w przypadku wszczepów ze stopu tytanu (rys. 2.6).

600

500

400 £ | 300 •S co 2 0 0 •o N

a ioo

o 2 4 6 8 10 12 14 Czas [dni]

Rys. 2.4. Proliferacja ludzkich fibroblastów na warstwach azotowanych, węgloazotowanych i tlenoazo-towanych wytworzonych na stopie tytanu T i l A l l M n

TiN 850 Ti (0,N) Ti (C,N)

TiN 1000 TiN 730 THAUMn

Alpha = 30', Beta = 35° ¡.¡m ' Alpha = 30°, Beta = 35' ^m

Alpha = 21 O', Beta = 35° ^m ' Alpha = 210°, Beta = 35' ^m

. 2.5. Topografia powierzchni stopu tytanu T i l A l l M n (a) oraz warstw powierzchniowych typu

TiN+Ti2N+a-Ti(N) (b), Ti(C,N)+Ti2N+a-Ti(N) (c) i Ti(0 ,N) (d)

/s. 2,6. Analiza rentgenowska fibroblastów po dwunastu dniach hodowli na warstwie azotowanej TiN+Ti2N+a-Ti(N) (a) i stopie tytanu T i l A l l M n (b)

Wyniki te potwierdzają duże możliwości zastosowania procesów azotowania, enoazotowania i węgloazotowania jarzeniowego w wytwarzaniu biomateriałów

tytanowych, tym bardziej, że wytwarzane warstwy charakteryzują się dużą odporno' ścią na zużycie przez tarcie i korozję (rys. 2.7, 2.8) [44, 45].

£ ¿3.

I .O .5 <D R •N 3 N

Czas tarcia [min]

Rys. 2.7. Zużycie liniowe warstw powierzchniowych wytwarzanych na stopie tytanu T i l A l l M n w pro-cesach azotowania, węgloazotowania i tlenoazotowania jarzeniowego i stopu tytanu T i l A l l M n , w fun-

kcji czasu tarcia przy nacisku jednostkowym 200 MPa

-1000 1000 3000 5000 Potencjał [mV] NEK

Rys. 2.8. Krzywe polaryzacji w 0,5-molowym roztworze NaCl stopu tytanu Ti6A14V oraz warstw azoto-wanych, węgloazotowanych i tlenoazotowanych

Właściwości te wskazują na to, że warstwy powierzchniowe wytwarzane w pro-cesach azotowania jarzeniowego, węgloazotowania i tlenoazotowania charakteryzują się cechami, które odpowiadają wymaganiom stawianym współczesnym biomateria-łom. Są biozgodne, stanowią barierę przed przechodzeniem tytanu i składników jego stopu do otaczającego środowiska biologicznego oraz charakteryzują się dobrą odpornością na zużycie przez tarcie i korozję. Mają one ponadto charakter dyfuzyj-ny i mogą być wytwarzane na detalach o złożonych kształtach. Duże znaczenie mają także obróbki RFCVD i MWCVD [24], w których to aktywacja reakcji chemi-cznych gwarantujących wytwarzanie warstw powierzchniowych zachodzi przy za-stosowaniu prądów o częstotliwości radiowej czy częstotliwości mikrofalowej. W ten sposób wytwarza się warstwy nanokrystalicznego diamentu, powłoki węglo-we [32, 48, 49], powłoki amorficznego uwodornionego węglika krzemu, które znaj-dują zastosowanie w wytwarzaniu m.in. zastawek serca i stentów [50, 51]. Ma to duże znaczenie w wytwarzaniu implantów, instrumentarium medycznego czy też elementów urządzeń medycznych.

!. Proces natryskiwania cieplnego

toda natryskiwania cieplnego znalazła zastosowanie przede wszystkim w wytwa-niu powłok hydroksyapatytu na implantach kostnych, co ma na celu lepszą infil-:ję tkanek kostnych [2, 52-58], Tak wytworzone implanty — szczególnie tytanowe z powłoką hydroksyapatytu o grubości w zakresie od 50 do 200 pm i określonej rowatości łączą w sobie wysoką wytrzymałość mechaniczną implantów meta-mych z bardzo dobrą zgodnością biologiczną z tkankami, wobec których wykazują :hy bioaktywności [2]. Podstawowe problemy przy zastosowaniu tej metody inży-;rii powierzchni stanowią: zapewnienie dobrej przyczepności powłoki hydroksyapatytu do implantów tyta-nowych, dobór warunków procesu natryskiwania w aspekcie zachowania struktury krysta-licznej hydroksyapatytu, gdyż wskutek wysokiej temperatury w trakcie procesu stosowany hydroksyapatyt w postaci proszku o ziarnistości w zakresie od 20 do 120 pm ulega co najmniej powierzchniowemu stopieniu.

Stąd też uzyskane powłoki są niejednorodne pod względem składu fazowego ;awierają obok hydroksyapatytu również amorficzne fosforany wapnia. Ma to istotny iły w na trwałość powłok hydroksyapatytowych w środowisku żywego organizmu, iwiem powłoki o większej zawartości krystalicznego hydroksyapatytu nie ulegają sorpcji w żywym organizmie [2]. Powłoka hydroksyapatytu o grubości około 10 pm zapewnia ponadto eliminację przechodzenia do stykających się tkanek skład-ków implantu metalicznego [52, 55]. Struktura i właściwości powłok hydroksyapaty-wytwarzanych na implantach tytanowych metodą natryskiwania plazmowego są

ztaltowane poprzez obróbkę cieplną, polegającą na ich wygrzewaniu w temperaturze ) 950°C. W tym procesie zachodzi wzajemna dyfuzja fosforu z powłoki hydroksy-latytu do podłoża oraz tytanu z podłoża do powłoki, w wyniku której tworzy się sforek tytanu Ti3P na granicy rozdziału: podłoże tytanowe-powłoka hydroksyapatytu, ) gwarantuje dobrą przyczepność powłoki do implantu. W trakcie obróbki zwiększa ę również zawartość w warstwie krystalicznych faz fosforanów wapnia [52, 58],

Tak wykonane implanty tytanowe z powłokami hydroksyapatytu wytwarzanymi etodą natryskiwania plazmowego znalazły zastosowanie w produkcji m.in. tzw. jzcementowych endoprotez stawu biodrowego, a także w stomatologii w wytwa-;aniu sztucznych korzeni zębowych [2]. W ten sposób zapewnia się wyższą bio-*odność i lepsze właściwości osteoinduktywne, umożliwiając mocne połączenie nplantów z naturalną kością [2, 59, 60]. Duże znaczenie w stymulacji wrastania aści i lepszego połączenia z kością ma wielkość porów w powłoce hydroksyapa-'tu oraz struktura krystaliczna powłoki hydroksyapatytu. Stąd też prowadzone są Swnież badania dotyczące obróbki laserowej nanoszonych na implanty powłok ydroksyapatytu, co umożliwia kształtowanie zarówno wielkości porów w zakresie d 30 do 150 pm, jak i transformacji powstałej w warunkach natryskiwania plaz-lowego fazy amorficznej w krystaliczną. Przetapianie laserowe powłok hydroksy-

apatytu natryskiwanych plazmowo wpływa jednak również na tworzenie się odmian fosforanów wapnia typu TTCP, a-TCP, występowanie których w niewielkich ilo-ściach nie zmienia dobrych właściwości biologicznych powłok [54, 59],

Procesy natryskiwania plazmowego powłok hydroksyapatytu, czy też w ostatnim okresie metoda HVOF [29], dają dobre właściwości biologiczne powłok hydroksy-apatytu. Wiele firm oferuje implanty ortopedyczne z powłokami hydroksyapatytu. Różnice we właściwościach tych powłok spowodowane są składem fazowym, stop-niem krystalizacji, gęstością, stopniem porowatości i rozmiarami porów, dlatego też powłoki te stanowią przedmiot badań in vitro i in vivo [56, 61], a także optymalizacji metod ich nanoszenia z zastosowaniem innych procesów inżynierii powierzchni, takich jak: elektroforeza [29, 62], implantacja jonów [63] czy też wytwarzanie metodą spiekania pod wysokim ciśnieniem [64]. Przez wytworzenie powłoki hydroksyapatytu ułatwia się wzrost naturalnej tkanki kostnej, eliminuje się występowanie produktów korozji w wyniku kontaktu implantu metalowego z płynami ustrojowymi. Hydroksy-apatyt — hydroksyfosforan wapnia o wzorze chemicznym Ca10(PO4)6(OH)2 — charakte-ryzuje się niską wytrzymałością na rozciągnie i dopiero w połączeniu z implantem metalowym, stanowiąc jego warstwę powierzchniową, zapewnia dużą biozgodność z tkanką kostną, co może eliminować również konieczność stosowania cementów kostnych [1, 2, 3]. Natryskiwanie plazmowe znajduje zastosowanie również w wytwa-rzaniu powłok z tytanu, a także azotku i węglika tytanu, gdy przeprowadza się je w atmosferach azotu lub węglowodorowych [65]. Proces ten ma na celu zwiększenie odporności na zużycie przez tarcie stopów tytanu z jednoczesną poprawą lub zachowa-niem dobrej biozgodności.

2.3. Metoda zol-żel

Jest to metoda [27], która odgrywa coraz większą rolę w zakresie współpracy im-plantu ze środowiskiem tkankowym, szczególnie w grupie zagadnień dotyczących podstaw zrostu kostnego [1]. Stąd też prace nad wykorzystaniem tego procesu kon-centrują się na opracowaniu sposobów wytwarzania powłok z: • bioceramiki opartej na A1203, czy też kompozycji Al203-Ca0, Ca0-Zr02 , • powłok zawierających fosforany wapnia o strukturze zarówno amorficznej, jak

też krystalicznej [1, 27, 35, 66, 67].

Powłoki te, o grubościach do 1 pm stanowią w dużej mierze podstawę rozwoju inżynierii biomimetycznej, gdyż umożliwiają samorzutne tworzenie się na nich hydroksyapatytu w kontakcie z płynem fizjologicznym [67].

Technologia nanoszenia powłok ceramicznych metodą zol-żel ma takie zalety, jak:

:łną kontrolę mikrostruktury, ską temperaturę procesu, ożliwość nanoszenia powłok, zarówno jednoskładnikowych, jak i wieloskładni-iwych oraz wielowarstwowych.

Wytwarzanie powłok z bioceramiki, a przede wszystkim hydroksyapatytowych, nplantach metalicznych, szczególnie tytanie i jego stopach, pozwala na otrzy-ie materiału łączącego w sobie wszystkie pozytywne cechy tytanu i jego sto-, m.in. wysoką odporność na korozję, dobre właściwości mechaniczne, z wyso-liozgodnością i biofunkcyjnością cienkich powłok, np. hydroksyapatytu, co ma ; znaczenie z powodu niskiej wytrzymałości mechanicznej hydroksyapatytu.

też należy stwierdzić, że hydroksyapatyt będzie stosowany w wytwarzaniu lantów przede wszystkim jako materiał powłokowy, w którym tytan i jego stopy hydroksyapatyt stanowić będą kompozyt o właściwościach wzajemnie uzupeł-

icych się. Zomz szersze zastosowanie metody zol-żel w syntezie fosforanów wapnia limitó-le jest brakiem odpowiednich prekursorów wapnia i fosforu [35]. Prowadzone są ania także nad zastosowaniem powłok tlenkowych, a także np. Ti5Si3, które rywają istotną rolę we wzroście tkanki kostnej [68].

, Metody PVD

:rokie zastosowanie, szczególnie w wytwarzaniu narzędzi stomatologicznych — vłoki azotku i tlenku tytanu — znalazły również metody PVD (Physical Vapour oosition) [69-72], Wykazano, że odporność korozyjna warstw, np. tlenku tytanu tworzonego metodami PVD, jest lepsza niż wytworzonej na tytanie i jego sto-:h - wskutek pasywacji — warstewki tlenkowej, z uwagi na większą grubość miej zdefektowaną strukturę Ti02 . Prowadzone są badania nad wytwarzaniem metodami PVD różnych powłok, in. nanokrystalicznego diamentu, w których dąży się do uzyskania wysokiej :yczepności tych powłok do podłoża. Stąd też w danych literaturowych prezento-ine są szerokie badania, dotyczące takich technik, jak implantacja jonów (roz-iał 4), a także - w ostatnim okresie — zastosowania techniki laserowej — metoda .D (Pulsed Laser Deposition) [31, 73-75], która zapewnia wysoką przyczepność stwarzanych powłok do podłoża oraz przenoszenie materiału tarczy do podłoża z zmiany jego składu chemicznego [31]. Metoda ta znajduje coraz szersze zasta-wanie w wytwarzaniu powłok ceramicznych na stopach tytanu. Odparowany drodze ablacji materiał ceramiczny o dużej biozgodności kieruje się w postaci ugi na podłoże, którym jest implant, wytwarzając cienką biozgodną powłokę

o dobrej przyczepności. Dotyczy to szczególnie powłok z hydroksyapatytu i azotku tytanu na stopach tytanu (rys. 2.9, 2.10).

Metoda PLD stwarza również możliwości wytwarzania warstw kompozytowych na stopach tytanu typu warstwa azotowana TiN+Ti2N+a-Ti(N) + hydroksyapatyt, w połączeniu z obróbką cieplną (rys. 2.10).

Na rysunku 2.10 pokazano jak przez wygrzewanie można kształtować mikro-strukturę hydroksyapatytu, zwiększając udział fazy krystalicznej i przyczepność do podłoża [76, 77].

Rys. 2.9. Mikrostruktura TEM na przekroju warstwy azotku tytanu (TiN) na stopie tytanu Ti lAl lMn po odparowaniu laserem Nd.YAG tytanu w atmosferze azotu

ys. 2.10. Topografia powierzchni powłoki hydroksyapatytu na azotowanym stopie tytanu Ti6A14V rzed (a) i po wygrzewaniu w powietrzu w temperaturze 600°C (b) oraz po próbie przyczepności metodą

scratch test (c)

1.5. Wytwarzanie warstw kompozytowych w procesach dwustopniowych

Perspektywicznym kierunkiem rozwoju technik inżynierii powierzchni, także dla potrzeb medycyny, jest wytwarzanie warstw kompozytowych przez stosowanie tzw. t^hnii- miiitinle.ksowvch. zwanych również hybrydowymi, umożliwiających pełną

kontrolę zarówno mikrostruktury, składu chemicznego i fazowego wytwarzanych warstw, jak też ich grubość, stan naprężeń własnych w warstwach, topografii ich powierzchni. Polegają one na łączeniu różnych obróbek powierzchniowych i w ten sposób uzyskiwaniu oczekiwanych właściwości obrabianych elementów [78], Tech-nologie multipleksowe stosowane są do obróbki stopów tytanu w aspekcie zastoso-wań w medycynie, m.in. przez łączenie procesów natryskiwania cieplnego hydro-ksyapatytu z obróbką cieplną [52], azotowania lub węgloazotowania jarzeniowego z metodą PLD (rys. 2.10), jak też np. chemicznego autokatalicznego nanoszenia po-włok niklowo-fosforowych z obróbką jarzeniową [79]. Zaletą tych metod jest rów-nież możliwość kształtowania udziału objętościowego i morfologii faz a i [3 dwufa-zowych stopów tytanu przez obróbkę cieplną, realizowaną bezpośrednio, np. po procesie azotowania jarzeniowego (rys. 2.11 i 2.12), co wpływa zarówno na właści-wości warstw wierzchnich, np. odporność na zużycie przez tarcie (rys. 2.13), jak też na wytrzymałość zmęczeniową [80, 81].

Na rysunkach 2.14 i 2.15 przedstawiono przykładowo strukturę i rozkład pier-wiastków w warstwach kompozytowych typu TiN+Ti3P+(Ti,Ni) oraz Ti3P+(Ti,Ni), wytworzonych metodą dwustopniową, tj. przez wygrzewanie w warunkach wyłado-wania jarzeniowego w atmosferze argonu powłok niklowo-fosforowych (do 16% P), otrzymanych na stopie tytanu w procesie autokatalicznego nanoszenia niklu lub też obróbkę w procesie azotowania jarzeniowego [79], Są to warstwy o charakterze dyfuzyjnym, dobrej odporności korozyjnej, wysokiej odporności na zużycie przez tarcie (rys. 2.16), a także eliminujące zjawisko metalozy, tj. przechodzenia składni-ków stopu do otaczających tkanek (rys. 2.17) [79].

Twardość powierzch-

niowa HV0,05

1525

1800

1880

Rys. 2.11. Mikrostruktury warstw azotowanych TiN+Ti2N+a-Ti(N) i dwufazowego stopu tytanu Ti6A12Cr2Mo po różnych procesach obróbek cieplnych i azotowania jarzeniowego oraz właściwości

warstw azotowanych

Czas tarcia [min]

s. 2.13. Zużycie liniowe warstw TiN+Ti2N+cc-Ti(N) na stopie tytanu Ti6A12Cr2Mo o różnej zawar-tości fazy P w podłożu

. 2.12. Struktura i morfologia faz a i P w dwufazowym stopie tytanu Ti6A12Cr2Mo po różnych obróbkach cieplnych bezpośrednio po procesie azotowania jarzeniowego

lys. 2.14. Mikrostruktura i rozkład pierwiastków w warstwie typu TiN+Ti3P+(Ti,Ni) na stopie tytanu T i l A l l M n

Odległość od

powierzchni [pm]

Zawartość pierwiastków [% at.]

21,95 21,67

34,97 62,02 82,34 82,09

Odległość od

powierzchni [pm]

77,77

Zawartość pierwiastków [% at.]

Rys. 2.15. Struktura i rozkład pierwiastków w warstwie typu Ti3P+(Ti,Ni) na stopie tytanu Ti6AI4V

E .E g S N <u CJ a

f N

Czas tarcia [min]

Rys. 2.16. Zużycie liniowe warstw powierzchniowych typu TiN+Ti3P+(Ti,Ni) i Ti,P+(Ti,Ni) na stopie tytanu Ti6AI4V w funkcji czasu tarcia przy nacisku jednostkowym 200 MPa

ys. 2.17. Analiza rentgenowska fibroblastów ludzkich po dwunastu dniach hodowli na warstwie typu Ti3P+(Ti,Ni) (a) w porównaniu do stopu tytanu T i l A l l M n (b)

Komórki fibroblastów ludzkich wyhodowane na stopie tytanu TilAllMn zawie-ają atomy tytanu, mimo, iż na powierzchni stopu występuje warstwa tlenków. War-.twa kompozytowa typu Ti3P+(Ti,Ni) (rys. 2.15), okazuje się barierą dla tytanu czy eż niklu (rys. 2.17) i charakteryzuje się wysoką biozgodnością (rys. 2.18).

JE TilAllMn TiN Ti3P

Okom. żywe H kom. martwe

Rys. 2.18. Liczba komórek żywych i martwych w populacji fibroblastów ludzkich rosnących na stopie tytanu T i l A l l M n , warstwach azotowanych TiN+Ti2N+a-Ti(N) i warstwach typu Ti^P+CTi.Ni)

Biozgodne i biofunkcyjne warstwy powierzchniowe o wysokiej odporności na zużycie przez tarcie, o określonym składzie chemicznym, topografii powierzchni, wytworzone na stopach tytanu o dobrych właściwościach mechanicznych, są perspektywicznymi biomateriałami, które mogą znaleźć szerokie zastosowanie w medycynie jako różnego rodzaju implanty oraz w wytwarzaniu instrumentarium medycznego.

Literatura

1. J. Marciniak. Biomateriały. Wydawnictwo Politechniki Śląskiej, Gliwice 2002. 2. A. Ślósarczyk. Bioceramika hydroksyapatytowa. Biuletyn Ceramiczny nr 13. PTC. Ceramika 51.

Kraków 1997. 3. D. Dowson. New joints for the millenium: wear control in total replacement hip joints. The Insti-

tute of Mechanical Engineers, Medical Engineering Division. London 2000. 4. Russel R. Wang, A. Fenton. Titanium for prosthodontic applications. Quintessence Inter. Vol. 27.

no 6 (1996). 5. K.-H. Kramer. Implants for surgery — a survey on metallic materials. „Materials for Medical

Engineering". Eds. H. Stallforth, T. Revell. Euromat 1999. Wiley-Vch 2(1999)5. 6. J. Breme. Titanium and titanium alloys. Biomaterials of Preference. Mem. Sci. Rev. Metali.

10(1988)625. 7. D.R. Haynes, S.D. Rogers, S. Hay et al. The differences in toxinity and release of bone-resorting

mediators induced by titanium and cobalt-chromium alloy wear particles. J. Bone Joint Surg. (Am). 75A(1993)825.

8. A. Bylica, J. Sieniawski. Tytan i jego stopy. PWN. Warszawa 1985. 9. H.A. Luckey, F. Kubli. Titanium alloys surgical implants. Philadelphia 1979.

10. T. Ebel, R. Gerling, K.-H. Otto. Surface modifications for improved hemocompatibility and wcur resistance of titanium alloys used in artifical heart valves. Materials for Medical Engineering. Euromat 1999, Eds. H. Stallforth, T. Revell. 2.(1999)155.

11. T. Wierzchoń, E. Czarnowska, A. Maranda-Niedbala, K.J. Kurzydlowski. Kształtowanie wlud-ciwości stopu Ti lAl lMn poprzez obróbki jarzeniowe w aspekcie zastosowań w medycynie. Actu of Bioengineering and Biomechanics. Vol. 3. suppl. 1.(2001)291.

12. J.J. Jacobs, A.K. Skiper et al. Release and excertion of metal in patients who have a total hip-rcp-lacment component made of titanium base alloy. J. Bone Joint Surg. 73A(1991)1475.

13. R.R. Wang, A. Tenton. Titanium for prosthodontic applications — review of the literature. Prost-hodontics 27(1996)401.

14. P.A. Lalor, T. Revell. T-lymphocytes and titanium aluminium.vanadium (TiAlV) alloy: evidence for immunological events associated with debris deposition. Clin. Materials, 12(1993)555.

15. Y. Shinto, A. Uchida, H. Yoshikawa et al. Inguinal lymphadenopathy due to metal release from prosthesis: a case report. J. Bone Joint Surg. (Br). 75B( 1993)266.

16. D.F. Williams. Titanium: epitome of biocompatibility or caux for concern. J. Bone Joint. Surg. Vol. 76, 3(1994)348.

17. J. Łaskawiec, R. Michalik. Korozja implantów metalicznych — aktualny stan zagadnienia. Mate-riały VII Sympozjum nt. „Nowe osiągnięcia w badaniach i inżynierii korozyjnej". Poraj 2001. s. 197.

18. J. Marciniak. Zagadnienia optymalizacji i strategii rozwoju biomateriałów dla chirurgii kostnej. Inżyniera Materiałowa 4(1991)94.

19. J. Lausmaa. M. Ask et al. Preparation and analysis of Ti and alloyed Ti surfaces used in the evaluation of biological response. Biomaterials and Biomedical Devices. Vol. 110. Eds. J.S. Ciia-mmarc and B.L. Hanker. Pittsburgh 1989. s. 647.

Y. Okazaki, Y. Ito. New Ti alloy without Al and V for medical implants. Advanced Engineering Materials 2. 5(2000)278.

. J. Łaskawiec, R. Michalik. Zagadnienia teoretyczne i aplikacyjne w implantach. Wyd. Politechniki Śląskiej. Gliwice 2002.

. D.M. Brunette, P. Tengvall et al. Titanuim in Medicine. Springer-Verlag. Berlin, Heidelberg 2001.

. J.J.A.M. van Raay, P.M. Rozing et al. Biocompatibility of wear-resistance coatings in orthopedic surgery in vitro testing with human fibroblast cell cultures. Journal of Mat. Sci.: Materials in Medicine 6(1995)80. »S

. T. Burakowski, T. Wierzchoń. Surface engineering of metals: principle, equipment, technology. CRS Press. Boca Raton, New York, London 1999.

i. L.T. Toth. Transition metal carbides and nitrides. Academia Press. New York, London 1971. 5. T. Burakowski, E. Roliński, T. Wierzchoń. Inżynieria powierzchni metali. Wyd. Politechniki

Warszawskiej. Warszawa 1992. 7. Z. Gluszek. Tlenkowe powłoki ochronne otrzymywane metodą sol-gel. Oficyna Wyd. Politechniki

Wrocławskiej. Wrocław 1998. 8. A. Michalski. Fizykochemiczne podstawy otrzymywania powłok z fazy gazowej. Oficyna Wyd.

Politechniki Warszawskiej. Warszawa 2000. 9. U. Sampathkumaran, M.R. de Guire, R. Wang. Hydroxyapatite coatings on titanium, Advanced

Engineering Materiale. Vol. 3, 6(2001)401. 0. J.E.G. Hulshoff, K. van Dijk, J.P.C.M. van der Waerden et al. A histological and histomorphomet-

rical evalution of screw-type calciumphosphate (Ca-P) coated implants; an in vivo experiment in maxillary cancellous bone of goats. J. of Mat. Science: Mat. In Med. 7(1996)603.

51. B. Major. Ablacja i osadzanie laserem impulsowym. Wyd. Akapit. Kraków 2002. 52. S. Mitura. Novel synthesis nanocrystalline diamond films. W „Film and Nanocrystalline Powders".

Ed. K.-L. Choy. JC Press. London 2000. 33. L.A. Thompson, F.C. Law, N. Rushton, J. Frank. Biocompatibility of DLC coatings. Biomaterials

12(1991)37. 34. J. Cifre, M. Polo, G. Sanchez et al. CVD diamond films on bio-medical ceramics. Diamond Rela-

ted. Mater. 4(1995)798. 35. M. Klisch, J. Łaskawiec, R. Michalik. Hydroksyapatytowe powłoki w medycynie — technologia

i odporność korozyjna powłok na tworzywach tytanowych. Inżynieria Materiałowa 2(1999)75. 36. J. Marciniak. Tworzywa metaliczne w zastosowaniach stomatologicznych. Inżynieria Materiałowa

2(1999)77. 37. J.P. Simpson. Biological and biomechanical performance of biomaterials. Elsevier. Amsterdam

1986. 38. E. Czarnowska, T. Wierzchoń, A. Maranda, E. Kaczmarewicz. Improvement of titanium alloy for

biomedical applications by nitriding and carbonitriding processes under glow discharge conditions. J. Mater. Sci.: Mat. In Med. 11(2000)73.

39. E. Czarnowska, A. Sowińska, B. Cukrowska et al. The biocompatibility study of nitrided titanium alloy for bone implantation by flow cytometry, laser scaning cytometry and confocal microscopy. Annals of Transplantation. W druku.

40. K. Bordji, J.Y. Jouzeau, D. Mainard et al. Cytocompatibility of Ti6A14V and Ti5A12,5Fe alloys according to three surface treatments using human fibroblasts and osteoblasts. Biomaterials. Vol. 17. 9(1996)929.

41. E. Czarnowska, A. Sowińska, T. Wierzchoń. The effect of nitriding titanium alloy under glow discharge conditions and sterilization processes on biocomatibility. European Cell Mat. 1(2001)76.

42. G. Sovak, A. Weiss, J. Gotman. Osseointegration of Ti6A14V alloy implants coated with titanium nitride by a new method. Journal of Bone and Joint Surgery. Vol. 82-B. 2(2000)290.

43. A. Czyrska-Filemonowicz, T. Moskalewicz, M. Łucki et al. Charakterystyka azotowanych warstw powierzchniowych na stopie T i lAl lMn. Inżynieria Materiałowa 4(2002)173.

44. T. Wierzchoń, T. Czarnowska, A. Maranda, M. Zegadło. Obróbki jarzeniowe tytanu i jego stopów w asockcio zuNtosowań w medycynie. Inżynieria Materiałowa 2(1999)57.

45. A. Maranda-Niedbała. Właściwości warstw powierzchniowych wytwarzanych na stopie tytanu Ti lAHMn w aspekcie zastosowań jako biomateriały, rozprawa doktorska. Politechnika Warszaw-ska. 2002.

46. E. Eisenbarth, J. Meyle, W. Nachtigall, J. Breme. Influence of the surface of titanium materials on the adhesion of fibroblasts. Biomaterials 17(1996)1399.

47. J.R. Sobiecki, M. Gołębiewski, B. Major. Structure and properties of nitrided Ti6A12Cr2Mo tita-nium alloy. Proc. of 9 ,h Inter. Seminar I.F. HT and S.E. Nitriding Technology. Warsaw 2003. s. 397.

48. R. Hanert. A review of modified DLC coatings for biological applications. Diamond and Related Mat. 12(1996)583.

49. E. Mitura, A. Niedzielski et al. The properties of carbon layers deposited on to titanium substrate. Diamond and Rel. Mat. 5(1996)998.

50. Silicon Carbide (a-SiC: H) stent coating, folder firmy Biotronik GmbH nr 33947 l/C/207. 51. H.-P. Stoli, B. Scheller. A potential ,,in-stent restenosis model" evaluating the kinetics of smooth

muscale cell proliferation on metallic surfaces in vitro. Progress in Biomedical Res. 6. 3(2001)202.

52. Ji. Huaxia, P.M. Marguis. Effect on heat treatment on the microstructure of plasma-sprayed hydro-xyapatite coating. Biomaterials. Vol. 14. 1(1993)64.

53. D. Anderson, G.W. Hastings, S. Morey, C. Rich. Hydroxyapatite ceramic coatings. Proc. 2nd Int. Symp. on Ceramics in Medicine. Heidelberg 1989. Ed. G. Heimke Bioceramics. 2(1990)251.

54. C.P.A.T. Klein, P. Patka, J.G.C. Wolke et al. Long-term in vivo study of plasma-sprayed coatings on titanium alloys of tetracalcium phosphate, hydroxyapatite and a-tricalcium phosphate. Biomate-rials. Vol. 15. 2(1994)146.

55. S.R. Sousa, M.A. Barbosa. Effect of hydroxyapatite thickness on metal ion release from Ti6A14V substrates. Biomaterials. Vol. 17. 4(1996)397.

56. E.P. Paschalis, Q. Zhao, B.E. Tuckner et al. Degradation potential of plasma-sprayed hydroxyapa-tite coated titanium implants. J. of Biomedical Mat. Res. 29(1995)1499.

57. G. Willmann. Coating of implants with hydroxyapatite - material connections between bone and metal. Adv. Eng. Mat. Vol. 1. 2(1999)95.

58. J. Chen, J.G.C. Wolke, K. de Groot. Microstructure and crystallinity in hydroxyapatite coatings. Biomaterials. Vol. 15. 5(1994)396.

59. K.A. Khor, A. Vreeling, Z.L. Dong, P. Cheang. Laser treatment of plasma sprayed HA coatings, Mat. Sci. Eng. A266(1999)l.

60. B.C. Wang, E. Chang, C.Y. Yang, D. Tu. A histopmorphometric study on asteoconduction and asseoinegration of titanium alloy with and without plasma-sprayed hydroxyapatite coating using back-scattered electron images. J. Mater. Sci.: Mat. In Med. 4(1993)394.

61. D.L. Wheeler, A.A. Campbell, G.L. Graff. Histological and biomechanical evaluation of calcium phosphate coatings applied through surface-induced mineralization to porous titanium implants. J. of Biomedical Mat. Res. 34(1997)539.

62. C.S. Kim, P. Ducheyne. Compositional variations in the surface and interface of calcium phospha-te ceramic coatings on Ti and Ti6A14V due to sintering and immersion. Biomaterials 12(1991)461.

63. B. Demri, M. Hage-AIi et al. Surface characterization of C/Ti6A14V coating treated with ion beam. Biomaterials 18(1997)305.

64. H. Hero, H. Wie et al. Hydroxyapatite coatings on Ti produced by hot isostatic pressing. Journal of Biomedical Materials Research. 28(1994)343.

65. E. Lugscheider, L. Zhao, A. Fischer. Reactive plasma spraying of titanium. Adv. Eng. Mat. Vol. 2. 5(2000)281.

66. R.C. Mehrotra. Present status and future potential of sol-gel processes - structure and bonding. Springer-Verlag. Berlin, Heidelberg 1992.

67. E. Stoch, A. Brożek J, Stoch i inni. Biomimetyczny wzrost fosforanów na zmodyfikowanej po-wierzchni biokompozytu węglowego. Inżynieria Biomateriałów 10(2000)281.

T. Kitsugi, T. Nakamura et al. Bone bonding behavior of titanium and its alloys when coated with titanium oxide and titanium silicate. J. of Biomedical Mat. Res. 32(1996)149. H. Brauner. Corrosion resistance and biocompatibility of physical vapour deposition coatings for dental applications. Surf, and Coat. Techn. 62(1993)618. H. Behrndt, A. Lunk. Biocompatibility of TiN preclinical and clinical investigations. Mat. Sci. and Eng. A139(1991)58. J. Pan, C. Leygraf et al. Corrosion resistance for biomateriał applications of T i02 films deposited on titanium and stainless steal by ion-beam-assisted sputtering. J. of Biomed. Mat. Res. 35(1997)309.

. B. Rajchel, J. Otfinowski, B. Czajkowska i inni. Powłoki węglowe formowane metodami jonowy-mi dla celów endoprotetyki stawu biodrowego. Inżynieria Biomateriałów 14(2001)3.

. T. Dostalowa, M. Jelinek, Ch. Grivas. Osseointegration of loaded detail implant with KrF laser hydroxyapatite film on Ti6A14V alloy by minipigs. Journal of Biomedical Optics. Vol. 6. 2(2001)239.

L M.D. Ball, S. Downes, C.A. Scotchford et al. Osteoblast growth on titanium foils coated with hydroxyapatite by pulsed laser ablation. Biomaterials 22(2001)337.

5. T. Dostalowa, M. Jelinek et al. Laser-deposited hydroxyapatite films on dental implants - biolo-gical evaluation in vivo. Laser Physics. Vol. 8. 1(1998)182.

6. J.R. Sobiecki, W. Mróz, T. Wierzchoń. Wytwarzanie powłok hydroksyapatytowych na azotowa-nych stopach tytanu. Inżynieria Biomateriałów. 2004.

7. G. Willman. Coating of implants with hydroxyapatite — material connections between bone and metal. Adv. Eng. Mat. Vol. 1. 2(1999)95.

8. T. Wierzchoń. Surface engineering of titanium alloys: new prospective applications. Materials Science Forum. Vol. 426-432 (2003). Proc. Inter. Conf. on „Processing and Manufacturing of Advanced Materials". Madrid. Eds. T. Chandra, J.M. Torrabla, T. Sakai. Trans. Tech. Publ., Swit-zerland, Germany, USA. 3(2003)2563.

'9. T. Wierzchoń, E. Czarnowska, E. Sikorska et al. Structure and properties of the multicomponent surface layers produced by combined methods under glow discharge condition. Proc. 15th Inter. Symp. on Plasma Chemistry. Eds. A. Bouchoule, J.M. Pouvesle et al. Gremi, University of Orle-ans. France. 5(2000)2001.

80. B. Major, M. Gołębiewski, T. Wierzchoń. Multiplex heat treatment with glow discharge nitriding of a+|3 titanium alloys. Journal of Mat. Sci. Lett. 21(2002)1289.

81. K. Wisdorff, H.-J. Spies. Gas and plasma nitriding of the a+(3 titanium alloy Ti6A14V in various gas mixtures and the influence of a subsequent age-hardening treatment on mechanical properties. Proc. of Int. Congress of F.T.H.T. and S.E. Florence. 1(1998)351.

3. Utlenianie anodowe tytanu i jego stopów

Biozgodność tytanu i jego stopów wynika z obecności samorzutnie tworzącej się na powierzchni metalu warstwy pasywnej. Warstwa pasywna składa się z części we-wnętrznej, którą stanowią niestechiometryczne tlenki typu Ti02_x, natomiast ze-wnętrzną część warstwy stanowi amorficzny Ti0 2 dwutlenek tytanu. Ti0 2 wystę-puje w trzech odmianach krystalograficznych: anataz, brukit i rutyl. Najtrwalszy z nich jest rutyl. Strukturę i niektóre właściwości T i0 2 podano w tabeli 3.1.

Tabela 3.1

Struktura i niektóre właściwości TiO,

Rutyl Brukit Anataz

Układ krystalograficzny Tetragonalny Rombowy Tetragonalny

a = 4,59 a = 9,18 a = 3,78 Stała sieciowa [A] c = 2,96 b = 5,45 c = 9,51

c = 5,14

Gęstość [g/cm3] 4,245 4,119 3,893

Objętość molowa [cm3/mol] 18,817 19,393 20,519

Ciepło tworzenia -AH2 9 g [kJ/mol] 945 942 939

Stała dielektryczna e 110 78 48

Rozpuszczalność [M], przy pH = 7 3 x 10"6

Twardość (w skali Mohsa) 6-6,5 5,5-6 5,5-6

Warstwy tlenkowe na tytanie charakteryzują się niskim przewodnictwem elektro-nowym [1], termodynamiczną stabilnością [2] i słabą tendencją do przechodzenia w stan jonowy w roztworach wodnych [3]. Samorzutnie tworząca się warstwa pasy-wna jest zwarta i morfologicznie jednorodna [4]. Jej grubość wynosi od 1,8 do 10 nm [5]. Ta cienka warstwa tlenkowa zapewnia wysoką odporność na korozję. W obecności tlenu lub wody uszkodzona warstwa pasywna ulega natychmiastowej repasywacji. Właściwości warstwy tlenkowej (skład chemiczny, grubość, morfolo-gia, struktura, obecność zanieczyszczeń) odgrywają istotną rolę w oddziaływaniu implant-środowisko biologiczne. Wpływ fizykochemicznych właściwości powierzch-ni implantu na proces osteointegracji został określony przez Albrektssona i in. |6].

nieniając właściwości powierzchni implantu możemy wpływać na procesy zacho-ące na granicy implant-środowisko biologiczne. Zmianę grubości warstw tlenko-/ch można uzyskać w procesie utleniania anodowego. Metodą utleniania anodowego yskuje się warstwy tlenkowe o grubości od kilkunastu do kilkuset nanometrów, arstwy tlenkowe charakteryzują się specyficznymi właściwościami optycznymi, wutlenek tytanu jest przezroczysty, ale w wyniku interferencji promieni odbitych wstaje efekt kolorystyczny. Barwa zależy od grubości warstwy tlenkowej [7, 8], loty kolor odpowiada grubości warstwy ok. 10-25 nm, kolor niebieski odpowiada ubości 30-60 nm, kolor różowy odpowiada grubości ok. 140 nm, a kolor zielony ipowiada grubości ok. 200 nm. Skalę barw warstw tlenkowych, w zależności od rubości, rozszerzyli Volten i in. [9]. Barwy próbek w zależności od grubości warstwy enkowej podano w tabeli 3.2.

Tabela 3.2

Barwa warstwy tlenkowej w zależności od grubości (po utlenianiu anodowym)

Grubość [nm]

10-25 25-40 4 0 - 5 0 50-80 80-120 120-150 150-180 180-210

Kolor zloty fioletowy ciemnoniebieski jasnoniebieski żółty pomarańczowy fioletowy zielony

Utlenianie anodowe tytanu i jego stopów można przeprowadzać trzema metodami: • metodą galwanostatyczną (utlenianie przy stałej gęstości prądu), » metodą potencjostatyczną (przy stałej wartości potencjału), • metodą kombinowaną, w której początkowo prowadzi się utlenianie przy stałym

prądzie, a w momencie gdy potencjał elektrody osiągnie żądaną wartość prze-chodzi się na warunki potencjostatyczne.

Ostatnio ukazują się prace na temat wytwarzania warstw tlenkowych na tytanie metodą elektrolizy plazmowej (plasma electrolysis) [10-12]. W procesie elektrolizy plazmowej, poza utlenianiem metalu, występują dwa zjawiska: elektroliza wodnego roztworu stosowanego do utleniania i wyładowanie elektryczne przy powierzchni elementu utlenianego.

W literaturze można spotkać kilka określeń tej metody, takie jak: utlenianie mikroplazmowe (micro-plasma oxidation), utlenianie anodowe w warunkach wyła-dowania iskrowego (anode oxidation under spark discharge), utlenianie w mikrołu-ku (micro-arc oxidation) — jednak powszechnie stosowana nazwa tej techniki, to elektrolityczne utlenianie plazmowe (plasma electrolityc oxidation).

Struktura i właściwości warstw tlenkowych powstałych w wyniku utleniania anodowego zależą od: • metody wytwarzania i parametrów procesu, • rodzaju elektrolitu, • temperatury, • czasu utleniania.

Badania struktury i właściwości warstw tlenkowych uzyskanych metodą utleniania anodowego są przedmiotem licznych publikacji [13-37]. Zestawienie stosowanych warunków procesu utleniania i uzyskanych struktur warstw tlenkowych przedstawiono w tabeli 3.3. W ostatnim okresie ukazały się publikacje na temat wykorzystania utleniania anodowego tytanu w roztworach wodnych, zawierających związki organicz-ne wapnia i fosforu do wytwarzania warstw hydroksyapatytu [36-37].

Tabela 3.3

Zestawienie warunków procesu utleniania i uzyskanych struktur warstw tlenkowych

Material Środowisko Parametry procesu Struktura Odnośnik

Ti IN - 14N H 2 S0 4

IN H 3 P0 4 0 - 1 0 0 V

< 50 V mikrokrystality wyka-zujące symetrię anatazu > 50 V anataz [14, 15]

Ti6A14V

IN - 14N H 2 S0 4

IN H 3 P0 4 0 - 1 0 0 V

< 50 V anataz > 50 V anataz + rutyl

[14, 15]

Ti 0,1N - 3,6N H 2 S 0 4

3% H 3 P0 4 + 1% H 3 B 0 3 + H 2 0 1,55-125 mA/cm2

< 45 V amorficzna > 50 V anataz + rutyl

140 V rutyl [19]

Ti 0,5M H 2 S 0 4 1,5-9 V < 6 V amorficzna > 6 V anataz

[23]

Ti 0,5M H 2 S 0 4 1,5 V 303-353 K

303 K amorficzna 333 K anataz 353 K anataz + rutyl

[24]

Ti Ti6A14V

Kwas chromowy Kwas chromowy + HF

5 V, 10 V Amorficzna Rutyl

[25]

Ti0,7A10,7Mn 1,5M H 2 S 0 4 3 V, 5 V Amorficzna + nanokrystalicz-na (rutyl + brukit)

[26]

Ti6A14V H 3 P0 4 30 g/dm3 70 V, 90 V Amorficzna + nanokrystalicz-na (brukit + anataz)

Ti Ti6A14V 0,5M H 2 S 0 4

5 mA/cm2

7,5-100 V 10 mA/cm2

50-100 V

Amorficzna + anataz [9]

Ti 0,5M H 2 S 0 4 5 mA/cm2

5 V, 10 V, 20 V Amorficzna [28]

Ti Roztwory wodnoorganiczne H2SO4 i H3PO4

Amorficzna [30]

Ti 95% CH3COOH + 5% HC104 45 V Rutyl [31]

Ti6A14V Alkoholowy roztwór N a N 0 3 5 - 2 0 mA/cm2 Amorficzna [32]

Ti 0,1M CHjCOOH 100-380 V Grubość warstwy < 600 nm — amorficzna > 600 nm — anataz + rutyl

[33]

Ti (3-glicerofosfat + octan wapnia 350 V Amorficzna + anataz + rutyl [37]

Ti Ti6A14V

P-glicerofosfat + octan wapnia 400 V Anataz + rutyl [38]

Struktura warstw tlenkowych wytworzonych w procesie utleniania zależy przede /szystkim od stosowanego napięcia i ze wzrostem napięcia zmienia się z amorficz-lej w krystaliczną. Warstwy tlenkowe wytwarzane przy napięciu < 20 V są amorfi-zne, natomiast jeżeli napięcie > 45 V, to obserwowano mikrokrystaliczny anataz rutyl [27]. Obrazy powierzchni tytanu utlenianego przy napięciu 70 V i 400 V

)rzedstawiono na rys. 3.1. Warstwy o strukturze odzwierciedlającej strukturę podło-ga wytwarzane są przy niskich napięciach (rys. 3. la), natomiast warstwy porowate rys. 3.Ib) uzyskuje się, jeżeli podczas utleniania występuje zjawisko iskrzenia [21].

a)

Rys. 3.1. Obrazy powierzchni tytanu po utlenieniu anodowym przy napięciu: 70 V (a) i 400 V (b)

Grubość warstw tlenkowych może się zmieniać od kilku nanometrów do wartości > 1 (im, w zależności od stosowanego napięcia [21]. Szybkość narastania warstwy tlenkowej zależy od użytego elektrolitu [29] i jest wypadkową szybkości reakcji tworzenia się warstwy tlenkowej i szybkości rozpuszczania produktów utleniania. Badania wykazały, że w roztworach alkalicznych, takich jak NaOH, Ca(OH)2, szyb-kość reakcji tworzenia warstw tlenkowych jest mała, natomiast w środowiskach kwaśnych szybkość reakcji tworzenia warstw tlenkowych znacznie przekracza szyb-kość reakcji rozpuszczania produktów utleniania. Wzrost warstwy tlenkowej zależy również od parametrów procesu utleniania elektrochemicznego i według autorów można je uszeregować następująco: gęstość prądu > stężenie elektrolitu > tempera-tura elektrolitu > szybkość mieszania > skład chemiczny podłoża. Ponadto stwier-dzono, że stosowane napięcie, szybkość narastania warstwy tlenkowej [nm/s], i wydajność prądowa [nm- cm2/C] wzrasta ze wzrostem gęstości prądu i stosunku powierzchni anody do powierzchni katody. Natomiast wielkość stosowanego napię-cia, szybkość narastania warstwy tlenkowej [nm/s] i wydajność prądowa [nmcm2 /C] maleje ze wzrostem temperatury i stężenia elektrolitu [29]. Badania składu chemicznego warstw tlenkowych wytworzonych na tytanie metodami utlenia-nia elektrochemicznego wykazały obecność, oprócz tytanu i tlenu, także innych pierwiastków, w zależności od stosowanego elektrolitu. Jeżeli elektrolitem był kwas siarkowy, to w warstwie stwierdzono obecność siarki [34], gdy elektrolitem był kwas fosforowy, to w warstwie występował fosfor [18], Utlenianie w roztworze

zawierającym związki wapnia i fosforu pozwoliło na wzbogacenie warstwy tlenko-wej w wapń i fosfor.

Skład chemiczny warstw tlenkowych zależy także od składu chemicznego podło-ża. W warstwach tlenkowych na stopie Ti6A14V obserwowano A1203 [25, 35] oraz V 2 0 5 [39],

Parametrem decydującym o możliwości stosowania danego materiału jako biomateriał jest odporność korozyjna, ponieważ produkty korozji mogą wpływać na metabolizm komórek. Odporność korozyjna warstw tlenkowych na tytanie i jego stopach, wytworzonych metodą utleniania elektrochemicznego, zależy od warunków wytwarzania. W zależności od stosowanych parametrów utleniania zmienia się gru-bość, struktura warstw i właściwości elektrochemiczne.

Wielu autorów wskazuje, że odporność korozyjna warstw tlenkowych zależy przede wszystkim od grubości [40-46] i morfologii [45], Właściwości ochronne warstw tlenkowych rosną ze wzrostem grubości warstwy. Wzrost grubości warstwy tlenkowej na tytanie do 500 nm spowodował obniżenie gęstości prądów anodowych w środowisku 0,9% NaCl o dwa rzędy wielkości w porównaniu z tytanem nieutle-nionym [41]. Wpływ utleniania na zmiany odporności korozyjnej tytanu przedsta-wiono na rys. 3.2.

Rys. 3.2. Krzywe polaryzacji anodowej tytanu nieutlenionego i utlenionego w kwasie fosforowym po krótkotrwałych i długotrwałych ekspozycjach w 0,9% NaCl [42]. Na wykresie zaznaczono zakres potencjałów tytanu in vivo: 1 — tytan nieutleniony — 13 h ekspozycji, 2 — tytan nieutleniony — 2700 h

ekspozycji, 3 — tytan utleniony — 13 h ekspozycji, 4 — tytan utleniony — 2800 h ekspozycji

Krzywe polaryzacji anodowej tytanu utlenionego wykazują niższe prądy anodo-we w całym zakresie stosowanych potencjałów, zarówno po krótkotrwałych, jak i po długotrwałych ekspozycjach w roztworze 0,9% NaCl w porównaniu z próbka-mi nieutleniony mi. Podczas ekspozycji w 0,9% NaCl właściwości warstw tlenko-wych ulegają zmianie. Długotrwała ekspozycja (2700 h) w roztworze 0,9% NaCl powoduje obniżenie odporności korozyjnej próbek utlenionych - gęstości prądów

udowych są wyższe dla próbek eksponowanych przez 2700 h niż dla próbek oponowanych przez 13 h [42]. Wyższą odporność korozyjną po utlenieniu wykazują także stopy tytanu Ti6A14V

2] i Ti0,7A10,7Mn [26, 47], Krzywe polaryzacji anodowej stopu Ti6A14V utlenione-i nieutlenionego po krótko- i długotrwałych ekspozycjach w 0,9% NaCl przedsta-

ono na rys. 3.3, natomiast wyniki dla stopu Ti0,7A10,7Mn na rys. 3.4.

Rys. 3.3. Krzywe polaryzacji anodowej stopu TÍ6A14V nieutlenionego i utlenionego w kwasie fosforo-wym po krótkotrwałych i długotrwałych ekspozycjach w 0,9% NaCl [42]. Na wykresie zaznaczono zakres potencjałów tytanu in vivo: 1 — nieutleniony — 13 h ekspozycji, 2 — nieutleniony — 2550 h ekspozycji, 3 - utleniony (70 V) — 13 h ekspozycji, 4 — utleniony (70 V) - 2100 h ekspozycji, 5 -

utleniony (90 V) — 13 h ekspozycji, 6 — utleniony (90 V) — 2200 h ekspozycji

Rys. 3.4. Krzywe polaryzacji anodowej stopu Ti0,7A10,7Mn nieutlenionego i utlenionego potencjosta-tycznie w 1,5 M roztworze kwasu siarkowego przy potencjale 5 V [42]. Na wykresie zaznaczono zakres potencjałów tytanu in vivo-, 1 - nieutleniony - 13 h ekspozycji, 2 - nieutleniony - 2600 h ekspozycji,

i - utlenionv — 13 h ekspozycji, 4 - utleniony - 3000 h ekspozycji

Odmienną opinię na temat wpływu grubości warstw tlenkowych na odporność korozyjną przedstawili Cigada i in. [8]. Porównanie odporności korozyjnej warstw tlenkowych na stopie Ti6A14V wytworzonych w kwasie fosforowym i stężonym NaOH wykazało wyższą odporność korozyjną warstw tlenkowych uzyskanych w kwasie fosforowym, mimo że ich grubość była mniejsza (od 20 nm do 210 nm) niż warstw uzyskanych w roztworze NaOH (400 nm). Uzyskany wynik wskazuje, że właściwości ochronne warstw tlenkowych zależą także od środowiska stosowane-go do utleniania.

Właściwości ochronne warstw tlenkowych są zależne również od struktury. Wyższą odporność korozyjną wykazuje rutyl niż anataz. Podwyższenie odporności korozyjnej warstw tlenkowych można uzyskać przez wygrzanie utlenionych próbek w temperaturze 800°C w celu przekształcenia anatazu w rutyl [46].

Porównanie odporności korozyjnej warstw tlenkowych na tytanie, wytworzonych różnymi metodami (utlenianie anodowe, termiczne i metoda zol-żel) wykazało, że najlepsze właściwości ochronne (najniższe wartości prądu anodowego w zakresie potencjałów 200-300 mV, zakres potencjałów tytanu w organizmie) wykazują warstwy tlenkowe wytworzone w procesie utleniania anodowego [9].

Wzbogacenie warstw tlenkowych w jony wapnia i fosforu w wyniku utleniania anodowego nie powoduje pogorszenia odporności korozyjnej tytanu w roztworze symulującym płyn ustrojowy i temperaturze 37°C. Jednak podczas długotrwałej ekspozycji (1000 h) w roztworze symulującym płyn ustrojowy następuje pogorsze-nie odporności korozyjnej do poziomu odporności korozyjnej tytanu nieutlenionego (rys. 3.5) [48]. Obserwowane zmiany mogą być spowodowane przebudową warstwy tlenkowej.

1000

100

I 3 •o I 3 £ to a* O

0,01

0,001

0,0001 -1000 0 1000 2000 3000 4000 5000

Potencjał [mV]

Rys. 3.5. Krzywe polaryzacji anodowej tytanu nieutlenionego i utlenionego w roztworze zawierającym związki wapnia i fosforu po ekspozycji w SBF. Na wykresie zaznaczono zakres potencjałów tytanu in vivo: 1 — tytan nieutleniony - 13 h ekspozycji, 2 - tytan nieutleniony - 1000 h ekspozycji, 3 - tytan

utleniony - 13 h ekspozycji, 4 - tytan utleniony - 1000 h ekspozycji

Czy właściwości warstwy tlenkowej wpływają na proces osteointegracji, a jeżeli . to, które właściwości odgrywają najważniejszą rolę w procesie osteointegracji? )blem ten był przedmiotem badań Sula i in. [49]. W celu wyjaśnienia tych pro-:mów autorzy badali następujące właściwości warstw tlenkowych: grubość warstwy tlenkowej w zakresie 200-1000 nm, morfologię i strukturę porowatych warstw tlenkowych, konfigurację mikroporów — głębokość porów < 8 pm i porowatość 12,7-24,4%, strukturę krystalograficzną, skład chemiczny warstewki tlenkowej, chropowatość powierzchni 0,96-1,03 pm (Ra).

Wyniki badań biomechanicznych i ilościowych badań histomorfometrycznych 'skazują, że wzrost grubości warstwy tlenkowej w zakresie od 3 do 200 nm (inne arametry były takie same) nie wpływa na proces osteointegracji. Natomiast wzrost rubości warstwy w przedziale od 600 do 1000 nm oraz jednoczesna zmiana poro-watości i struktury krystalicznej wpływają korzystnie na proces osteointegracji. lównież Larsson i in. [50-52] stwierdzili, że wzrost grubości warstwy tlenkowej jednoczesna zmiana topografii powierzchni przyspieszają proces osteointegracji.

3orowatość lub chropowatość wpływają na jakość połączenia implantu z tkanką ^53]. Aby uzyskać całkowitą integrację implantu z tkanką, średnica porów powinna wynosić co najmniej 100 pm [54], co nie wyklucza powierzchni o chropowatości na poziomie mikro- i nanometrów. Bezpośrednie połączenie implantu z tkanką kostną zależy także od składu chemicznego powierzchni [55]. Obecność wapnia (w postaci jonu), fosforu ( j°ny fosforanowe) lub wapnia + fosforu w warstwie tlenkowej po-prawia połączenie implantu tytanowego z kością — tworzy się bezpośrednie wiąza-nie chemiczne między implantem a tkanką kostną. Bezpośrednie połączenie implan-tu z kością może być zrealizowane, jeżeli na powierzchni implantu obecna jest warstwa hydroksyapatytu.

Badania tytanu w roztworze symulującym płyn ustrojowy wykazały, że na po-wierzchni tytanu i w mniejszym stopniu na powierzchni stopów tytanu tworzy się samorzutnie fosforan wapnia. Mechanizm tworzenia się fosforanu wapnia [56] za-kłada, że w pierwszym etapie zachodzi na powierzchni warstwy tlenkowej adsorpcja jonów fosforanowych z roztworu. Na zaadsorbowanych jonach fosforanowych za-chodzi adsorpcja jonów wapnia, co prowadzi do tworzenia się fosforanów wapnia. Można przypuszczać, że wzbogacenie warstwy tlenkowej w jony fosforanowe i wa-pniowe powinno przyspieszyć proces tworzenia się fosforanów. Ponadto jony wap-niowe przechodzą do roztworu otaczającego implant, co powoduje wzrost stężenia jonów wapnia w bezpośrednim sąsiedztwie implantu. Wzrost stężenia jonów wapnia powoduje przekroczenie iloczynu rozpuszczalności dla fosforanu wapnia oraz pod-wyższenie pH. Podwyższenie pH do wartości powyżej 8 sprzyja tworzeniu się hyd-roksyapatytu. Wprowadzenie jonów wapnia i/łub jonów fosforanowych w warstwę tlenkową podwyższa bioaktywność tytanu. Warstwy tlenkowe zawierające związki

wapnia i fosforu powodują osteoindukcję tkanki kostnej [36]. Właściwości warstw tlenkowych wzbogaconych w jony wapnia i fosforu zależą od parametrów procesu utleniania [37, 57],

Z przedstawionego przeglądu literatury wynika, że utlenianie anodowe pozwala na wytworzenie zdefiniowanych właściwości powierzchni tytanu i stopów tytanu. Metoda ta pozwala na zmianę właściwości powierzchni w szerokim zakresie (skład chemiczny, grubość, mikrostruktura, morfologia) i w przyszłości może być wyko-rzystana do wytworzenia biomateriałów o optymalnych właściwościach w zależnoś-ci od zastosowania. Ponadto metoda utleniania anodowego pozwala na wytworzenie warstw o grubości powyżej 1 pm na implantach o skomplikowanych kształtach. Utlenianie anodowe może być stosowane nie tylko do podwyższenia biozgodności tytanu, ale także czynione są próby wykorzystania warstw tlenkowych jako nośni-ków antybiotyków [58, 59].

Metoda utleniania anodowego przy wysokich napięciach (> 200 V) (Anodic Spark Oxidation ASO) pozwala uzyskać warstwę o rozwiniętej powierzchni, co ma wpływ na łączenie implantu z tkanką. Utlenianie w roztworach zawierających związki wapnia i fosforu (metodą ASO) pozwala na uzyskanie warstwy o podwyż-szonej bioaktywności. Połączenie procesu utleniania w roztworach zawierających związki wapnia i fosforu z obróbką hydrotermalną jest stosowane do wytwarzania warstw hydroksyapatytu. Proces utleniania i proces wygrzewania hydrotermalnego może być prowadzony jednocześnie [60] lub dwustopniowo; pierwszy etap to utle-nianie, a następnie wygrzewanie hydrotermalne [36].

Literatura

1. H. Zitter, H.J. Plenk. The electrochemical behaviour of metallic implants materials as indicator of their biocompatibility. J. Biomed. Mater. Res. 21(1987)881.

2. R.J. Solar, S.R. Pollack, E. Korostoff. In vitro corrosion testing of titanium surgical implants alloys: an approach to understanding titanium realise from implants. J. Biomed. Mater. Res. 13(1979)217.

3. P. Tengvall, I. Lundstrom. Physico-chemical considerations of titanium as a biomaterial. Clin. Mater. 9(1992)115.

4. G. Radegran, J. Lausmaa, L. Matsson, B. Kasemo, U. Rolander, B. Kasemo. Preparation of ultra--thin oxide window on titanium for TEM analysis. J. Elect. Micr. Tech. 19(1991)99.

5. B. Kasemo, J. Lausmaa. Aspect of surface physics on titanium implants. Swed. Dent. J. 28(suppl.)(1983)19.

6. T. Alberktsson, P.I. Branemark, H.A. Hansson, J. Lindstrom. Osseointegrated titanium implants, Acta Orthop. Scand. 52(1981)155.

7. J.-L. Deplancke, M. Dcgrez, A. Fontana, R. Winand. Self-colour anodizing of titanium. Surf, Technol. 16(1982)153,

A. Cigada, M. Cabrini, P. Pedeferi. Increasing of the corrosin resistance of the Ti6A14V alloy by high thickness anodic oxidation. J. Mater. Sci. Mat. Med. 3(1992)408. D. Volten, V. Biehk, F. Aubertin, B. Valeske, W. Possart, J. Breme. Preparetion of T i0 2 on cp-Ti and Ti6A14V by thermal and anodic oxidation and sol-gel coating techniques and their characteri-zation. J. Biomed. Mater. Res. 59(2002)18. A.L. Yerokhin, X. Nie, A. Leyland, A. Matthews, S.J. Dowey. Plasma electrolysis for surface engineering. Surf. Coat. Technol. 122(1999)73. Y. Han, S.-H. Hong, K.W. Xu. Porous nanocrystalline titania films by plasma electrolytic oxida-tion. Surf. Coat. Technol. 154(2002)314.

. Y. Han, S.-H. Hong, K. Xu. Synthesis of nanocrystalline titania films by micro-arc oxidation. Mater. Lett. 56(2002)744.

. A. Aladjem. Review Anodic oxidation of titanium and its alloys. J. Mater. Sci. 8(1973)688.

. G. Blondeau, M. Froelicher, M. Froment, A. Hugot-Le-Goff. Organisation structurale de couches anodiques d'oxyde de titane, Ti0 2 . J. Microsc. Spectrosc. Electron. 2(1977)27.

. G. Blondeau, M. Froelicher, M. Froment, A. Hugo-Le-Goff. Structure and growth of anodic oxide films on titanium and TA6V alloy. J. Less-Common Met. 56(1977)215.

>. T. Ohtsuka, M. Masuda, N. Sato. Ellipsometric study of anodic oxide films on titanium in hydro-chloric acid, sulfuric acid and phosphate solution. J. Electrochem. Soc. 132(4)(1985)787.

J. T. Ohtsuka, J. Guo, N. Sato. Raman spectra of the anodic oxide film on titanium in acidic sulfate and neutral phosphate solutions. J. Electrochem. Soc. 132(12)(1986)2473. H. Badekas, C. Panagopoulos. Titanium anodization under constant voltage conditions. Surf. Coat. Technol. 31(1987)381.

9. G. Jouve, A. Politi, P. Lacombe, G. Vuye. Etude de quelques facteures determinant la croissance et lacristallisation des films anodiques sur la titane en millieuacide. J. Less-Common Met. 59(1978)175.

0. C.K. Dyer, J.S.L. Leach. Breakdown and efficiency of anodic oxide growth on titanium. J. Elec-trochem. Soc. 125(1978)1032.

1. J.-L. Deplancke, R. Winand. Galvanostatic anodization of titanium — I. Structures and composi-tions of the anodic films. Electrochim. Acta 33(11)(1988)1539.

2. D. Dunn, S. Raghavan. Formation and characterization of anodized layers on cp Ti and Ti-6A1-4V biomaterials. Surf. Coat. Technol. 50(1992)223.

¡3. T. Shibata, Y.-C. Zhu. The effect of film formation conditions on the structure and composition of anodic oxide films on titanium. Cor. Sci. 37(2)( 1995)253.

!4. T. Shibata, Y.-C. Zhu. The effect of temperature on the growth of anodic oxide film on titanium. Corr. Sci. 37(1)(1995)133.

25. V. Zwilling, E. Darque-Ceretti, A. Boutry-Forveille, D. David, M.Y. Perrin, M. Aucouturier. Structure and Physicochemistry of anodic oxide films on titanium and TA6V alloy. Surf. Interfa-ce Anal. 27(1999)629.

26. Wpływ parametrów wytwarznia warstewek tlenkowych na odporność korozyjną stopów tytanu OT-4-O i Ti6A14V. Praca magisterska, Wydz. Inż. Mat. (1997).

27. J.-L. Deplancke, A. Gamier, Y. Massiani, R. Winand. Influence of the anodizing procedure on the structure and properties of titanium oxide films and its effect on copper nucletion. Electro-chim. Acta 39(1994)1281.

28. J. Pouilleau, D. Devilliers, F. Garrido, S. Durand-Vidal, E. Mahć. Structure and composition of passive titanium oxide films. Mater. Sci. Eng. B47(1997)235.

29. Y.-T. Sul, C.B. Johansson, Y. Jeong, T. Albrektsson. The electrochemical oxide growth behaviour on titanium in acid and alkaline electrolytes. Med. Eng. Phys. 23(2001)329.

30. A. Dowgird, L. Kwiatkowski, M. Radzikowski. Wytwarzanie i badanie warstw tlenkowych na tytanie. Inżynieria Powierzchni 1(1996)42.

31. F. Armanet, R, Cuplain, M. Clavel, G. Beranger. The first stages of the oxidation of titanium: Comparison between thermal und anodic oxidation of titanium with sulfur and alloyed titanium. Proceed. Sixth World Conference on Titanium. France 1988. s. 1944.

32. M. Shirkhanzadeh. XRD and XPS characterization of superplastic T i0 2 coatings prepared on Ti6A14V surgical alloy by electrochemical method. J. Mater. Sci. Mat. Med. 6(1995)206.

33. Y.-T. Sul, C.B. Johansson, S. Petronis, A. Krozer, Y. Jeong, A. Wennerberg, T. Albrektsson. Characteristics of the surface oxide on turned and electrochemically oxidized pure titanium im-plants up to dielectric breakdown:the oxide thickness, micropore configurations, surface rough-ness, crystal structure and chemical composition. Biomaterials 23(2002)491.

34. J. Lausmaa, B. Kasemo, H. Mattsson, H. Odelius. Multi-technique surface characterization of oxide films on electropolished and anodically oxidized titanium. Appl. Surf. Sci. 45(1990)189.

35. M. Ask, J. Lausmaa, B. Kasemo. Preparation and surface spectroscopic characterization of oxide films on Ti6A14V. Appl. Surf. Sci. 35(1988-89)283.

36. H. Ishizawa, M. Ogino. Formation and characterization of anodic oxide films containing Ca and P. J. Biomed. Mater. Res. 29(1995)65.

37. X. Zhu, J.L. Ong, S. Kim, K. Kim. Surface characteristics and structure of anodic oxide films containing Ca and P on a titanium implant material. J. Biomed Mater Res. 60(2002)333.

38. D. Krupa, J. Baszkiewicz. Sprawozdanie z grantu KBN nr 75 08C 032 20. 39. C. Sittig, M. Textor, N.D. Spencer, M. Wieland, P.-H. Vallotton. Surface characterization. J. Ma-

ter. Sci. Mater. Med. 10(1)( 1999)35. 40. S.-F. Xie. Corrosion behaviour of titanium anodic oxide films. Key Eng. Mater.

20-28(l)(1988)39. 41. J.L. Ong, L.C. Lucas, G.N. Raikar, J.C. Gregory. Electrochemical corrosion analyses and charac-

terization of surface-modified titanium. Appl. Surf. Sci. 72(1993)7. 42. D. Krupa, J. Baszkiewicz. Badania impedancyjne warstw tlenkowych wytworzonych metodą

elektrochemiczną na powierzchni tytanu i jego stopu OT4-0. Sprawozdanie z pracy statutowej nr 504/162/331/1.

43. T. Shibata, Y.-C. Zhu. The effect of film formation potential on the stochastic processes of pit generation on anodized titanium. Corr. Sci. 36(1)(1994)153.

44. T. Shibata, Y.-C. Zhu. The effect of film formation temperature on stochastic processes of pit generation on anodized titanium. Corr. Sci. 36(10)(1994)1735.

45. O.C. Paiva, J.D. Santos, R.L. Reis. An electrochemical study on anodised Ti6A14V aiming at improving its biomedical performance. Compatibility of biomedical implants. Proceedings, Vol. 94-15, 145.

46. M. Shirkhanzadeh. Electrochemical preparation of protective oxide coatings on surgical alloys, J. Mater. Mat. Med. 3(1992)322.

47. D. Krupa. Badanie wpływu warstewki tlenkowej na odporność korozyjną stopu tytanu OT-4-O, Sprawozdanie z pracy statutowej nr 503/162/797/1.

48. D. Krupa, J. Baszkiewicz, J.W. Sobczak, A. Biliński, A. Barcz. Modifying the properties of titanium surface with the aim of improving its bioactivity and corrosion resistance. J. Mater. Proc. Technol. 143-144(2003)158.

49. Y.T. Sul, C.B. Johansson, Y. Jeong, K. Róser, A. Wennerberg, T. Alberektsson. Oxide implants and their influence on the bone response. J. Mater. Sci. Mater. Med. 12(2001)1025.

50. C. Larsson, P. Thomsen, M. Rodhal, J. Lausmaa, B. Kasemo, E. Ericson. Bone response to surfa-ce modified titanium implants: studies on electropolished implants with different oxide thicknes-ses and morphology. Biomaterials 15(1994)1062.

51. C. Larsson, P. Thomsen, B.O. Aronsson, J. Lausmaa, M. Rodhal, B. Kasemo. Bone response to surface-modified titanium implants: studies on the early tissue response to machined and electro-polished implants with different oxide thicknesses. Biomaterials 15(1996)605.

52. C. Larsson, L. Emanuelsson, P. Thomsn, L.E. Ericson, B.O. Aronsson, M. Rodhal, B. Kasemo, J. Lausmaa. Bone response to surface modified titanium implants — studies on the tissue response after 1 year to machincd and electropolished implants with different oxide thicknesses. J. Mater. Sci.: Mater. Med. 8(1997)721.

S. D. Buser, R.K. Schenk, S. Steinemann, J.P. Fiorellini, C.H. Fox, H. Stich. Influence of surface characteristic on bone integration of titanium implants. A histomorphometric study in miniature pigs. J. Biomed. Mater. Res. 25(1991)889.

4. D.F. Williams. Biocompatibility: performance in the surgical reconstruction of man. Interdiscipli-nary Sci. Rev. 15(1990)20.

5. Y.-T. Sul. The signifcance of surface properties of oxidized titanium to the bone response: special emphasis on potential biochemical bonding of oxidized titanium implant. Biomaterials 24(2003)3893.

¡6. T. Hanawa, M. Ota. Characterization of surface film formed on titanium in electrolyte using XPS. App. Surf. Sci. 55(1992)269.

>7. X. Zhu, K.H. Kim, Y. Jeong. Anodic oxide films containing Ca and P on titanium biomaterial. Biomaterials 22(2001)2199.

58. D.S. Dunn, S. Raghavan, R.G. Volz. Anodized layers on titanium and titanium alloy orthopedic materials for antimicrobial applications. Mater. Manufacturing Processes. 7(1992)123.

59. D.S. Dunn, S. Raghavan, R.G. Voiz. Gentamicinum sulfate attachment and release from anodized Ti-6A1-4V orthopedic materials. J. Biomed. Mater. Res. 27(1993)895.

60. S. Ban, S. Maruno. Hydrothermal-electrochemical deposition of hydroxyapatite. J. Biomed. Ma-ter. Res. 42(1998)387.

4. Implantacja jonów w obróbce tytanu i jego stopów

Implantacja jonów jest szeroko stosowana do modyfikacji właściwości powierzchni tytanu i jego stopów. W wyniku implantacji tworzy się warstwa wierzchnia o gru-bości 0,1-1 pm, integralnie związana z podłożem o innych właściwościach niż podłoże. Zjawiska zachodzące podczas implantacji jonowej i konsekwencje tych zjawisk opisane są w literaturze [1-11].

Zalety procesu implantacji jonów to: • możliwość wprowadzenia (implantowania) każdego pierwiastka z układu okreso-

wego do cienkiej warstwy przypowierzchniowej materiału niezależnie od ograni-czeń termodynamicznych,

• możliwość uzyskania stężeń implantowanych pierwiastków przekraczających ich rozpuszczalność w stosowanym materiale (zwykle ok. 20%, maksymalnie do ponad 50%),

• prowadzenie implantacji jonowej w temperaturze nieprzekraczającej 200°C eli-minuje zmiany wymiarów czy kształtu implantowanych detali,

• warstwa implantowana jest warstwą wierzchnią - integralną z podłożem, przy braku ostrej granicy rozdziału,

• implantacja jonowa jest procesem w pełni kontrolowanym i powtarzalnym (moż-liwość dokładnej kontroli stężenia i rozkładu implantowanych pierwiastków),

• zmiana właściwości powierzchni jest ograniczona do obszaru przypowierzchnio-wego — grubość warstwy implantowanej wynosi 0,1-1 pm, natomiast właściwoś-ci podłoża pozostają bez zmian,

• implantacja jonowa może być ostatnim etapem procesu obróbki detalu, nie jest potrzebne dodatkowe szlifowanie, toczenie, polerowanie ani też dalsza obróbku cieplna.

Z analizy zalet tego procesu [12-13] wynika, że implantacja jonowa jest per-spektywiczną metodą do modyfikacji powierzchni biomateriałów mimo pewnych ograniczeń.

Wady procesu implantacji to: • kierunkowość procesu (można implantować powierzchnie znajdujące się na linii

wiązki jonów), • brak możliwości obróbki detali o złożonych kształtach.

W drugiej połowie lat osiemdziesiątych pojawiły się pierwsze informacje o opra-cowaniu nowej metody implantacji, a mianowicie implantacji w plazmie [14]:

PSU — Plasma Source Ion Implantation (USA), Pill — Plasma Immersion Ion Implantation (Australia).

W implantowaniu plazmowym wszystkie dostępne powierzchnie przedmiotu są nplantowane jednocześnie, bez konieczności manipulowania przedmiotem. Obra-biane przedmioty o powierzchniach zakrzywionych wykazują zadowalającą równo-nierność stężenia zaimplantowanych jonów, nawet wtedy, gdy procesowi implanto-vania poddawana była jednocześnie cała partia przedmiotów [15, 16].

Przez dobór rodzaju implantowanych pierwiastków, ich dawki i energii wiązki nożna zmieniać właściwości powierzchni w zależności od aktualnych wymagań v danych warunkach zastosowania. W przypadku tytanu i jego stopów implantację onową wykorzystuje się do podwyższenia odporności na zużycie, bioaktywności odporności na korozję. W celu podwyższenia odporności na zużycie tytanu i jego

stopów stosuje się przede wszystkim implantację jonów azotu, węgla, tlenu, ale aadano również wpływ innych pierwiastków, takich jak: bor, krzem, fosfor. Na bioaktywność można wpływać poprzez implantację takich jonów jak: Ca, P, Ca + P lub Na. Natomiast w celu podwyższenia odporności na korozję tytanu i jego stopów stosowano implantację jonów metali szlachetnych.

Zmiany właściwości powierzchni tytanu w wyniku implantacji jonów są spowo-dowane zmianami struktury i składu chemicznego warstwy wierzchniej. Silnie nie-równowagowy charakter procesu powoduje powstawanie struktur metastabilnych, tj. np. niestechiometrycznych, drobnodyspersyjnych wydzieleń typu: azotki, borki, węgliki czy też struktury amorficzne.

Mimo dużej liczby potencjalnych kombinacji metal-implantowana domieszka można wyróżnić pewne charakterystyczne efekty strukturalne, wywołane przez implantację jonów: • tworzenie nowych związków (faz), • przemiany fazowe — np. martenzytyczna, • amorfizację.

Bombardowanie wiązką jonów o bardzo wysokiej energii prowadzi do rozbijania wtrąceń istniejących w materiale. Obserwuje się również zanikanie granic i dyslo-kacji. Implantacja powoduje też na ogół rozdrobnienie i ujednorodnienie struktury implantowanego materiału. Obrazowo proces ten można porównać do mechaniczne-go mieszania materiału, tyle że w skali atomowej [7].

4.1. Wpływ implantacji jonów na strukturę warstw wierzchnich

Fazy utworzone podczas implantacji jonów azotu w powierzchnię tytanu i jego stopów były przedmiotem licznych prac [17-44], Z układu równowagi Ti-N wyni-ka, że mogą tworzyć się dwie fazy: faza e i azotek TiN [45]. Ich skład chemiczny i rozmieszczenie zmieniają się w zależności od warunków implantacji (dawka, tem-

peratura, energia). Zestawienie wyników badań struktury warstw wierzchnich tytanu i stopach tytanu po implantacji jonami azotu zawarto w tabeli 4.1.

Tabela 4.1

Zestawienie wyników badań struktury warstw wierzchnich na tytanie i stopach powstałych w wyniku implantacji jonów azotu

Materiał Dawka [jonów/cm2]

Energia [keV] Powstające fazy Odnośnik

Ti6A14V 2 x 101T 75 TiN [19]

Ti6A14V 7 x l O n TiN [20-21]

0,5-4 x l 0 ' 7

> 2 x l 0 1 7 90

TiN [22]

Ti 1016-1,5 x 1018

1-2,5 x l 0 1 7

> 5 x l 0 1 7

30-60 TiN, 0,4-05 < * < 1-1,25 Ti2N TiCy

[23-24]

Ti Ti6A14V

1 x 1017— 1,1 x 1018

< 5 x l 0 1 7

> 5 x l 0 1 7

50 Ti2N TiN

[25-27]

Ti6A14V 9 x 1016— 1 x 1018 50 TiN [28]

Ti6A14V 1 0 n - l , 4 x 1018

1 x 1017

5,6 x l 0 1 7

l , 4 x 1018

50 Ti2N TiN Lita warstwa TiN

[29]

Ti 3x10 1 6 -3X10 1 7

3 x 1016-1,5X 1017

2 x 1017-3 x 1017

50 Ti2N TiN

[30]

Ti 7,5 x 1016—1 x 1018 100 Ti2N TiN

[33-34]

Ti 3 x 1017

1 x 1018 75 Roztwór stały a-Ti

TiN [35]

Ti6A14V 1 x 101 7-5x 1017 60 150°C, 300°C

Roztwór stały a-Ti, TiN, [36]

Ti6A14V 1017-1018 400-1000°C TiN [37]

Ti6A14V 5 x l 0 1 7 100 TiN + TiO [39]

10xl0 1 8 1000 TiN [38, 40-411

TiO,7MnO,7Al (OT-4-O)

1 x 1017—1 x 1018 50 TiN [42-43]

Ti 1 x 1017— 1 x 1018 TiN [44]

Brak jest zgodności co do kolejności tworzenia się faz azotkowych. Rauschen-iach i Hohmuth [23] sugerowali, że tworzenie się faz azotku tytanu jest indukowa-ie implantacją. Wskutek rozproszenia energii wiązki jonów następuje deformacja ieci a-Ti i powoduje przemianę struktury z hep a-Ti w fcc S-TiN lub tetragonalny :-Ti2N. Potwierdzeniem tej hipotezy są obserwowane transformacje struktury hep x-Ti w strukturę fcc o parametrze sieci TiN po implantacji dawki 1014 N+/cm2 oraz )o implantacji argonu.

Skład fazowy warstwy wierzchniej zależy od wielkości dawki implantowanych onów. Zakres istnienia poszczególnych faz w zależności od dawki jonów przedsta-wiono na rys. 4.1.

s t m

i -Q

1016 2 5 10n 2 5 1018 2

Implanłowana dawka jonów azotu/cm2

Rys. 4.1. Zakresy dawek, przy których tworzą się fazy azotku tytanu, węglika tytanu i węglikoazotku tytanu. Strzałki wskazują dla jakich dawek zostały wykonane pomiary [24]

Od dawki implantowanego azotu zależy także liczba i wielkość wydzieleń TiN tworzących się podczas implantacji [23, 24, 28]. Ze wzrostem dawki rośnie wiel-kość wydzieleń od < 50 nm dla dawki 5 x l 0 1 6 N + / c m 2 do 150 nm dla dawki 1 x 1018 N+/cm2. Zależność liczby wydzieleń azotku tytanu od dawki jonów przed-stawiono na rys. 4.2. Począwszy od dawki 1 x 1017 N+/cm2 liczba wydzieleń nie zależy prawie od dawki implantowanego azotu. Wyniki badań TEM struktury stopu tytanu TiO,7MnO,7Al (OT-4-O) po implantacji jonami azotu (stosowane dawki: 1017, 6x l0 1 7 , 1018 N+/cm2) wykazały obecność wydzieleń TiN w warstwie wierzchniej [42, 43]. Podobnie jak w pracach [23, 24, 28, 44] stwierdzono zależność wielkości wydzieleń TiN od dawki implantowanego azotu. Mikrostrukturę i obraz dyfrakcyjny stopu TiO,7MnO,7Al nieimplantowanego przedstawiono na rys. 4.3.

W wyniku implantacji dawki jonów 1017 N7cm2 tworzyła się warstwa jednorod-na, szczelna i spójna z podłożem (rys. 4.4), którą stanowił nanokrystaliczny azotek tytanu TiN o sieci sześciennej (Fm3m, a = 4,24 A) rozproszony w a-Ti. Wielkość krystalitów TiN zawiera się w zakresie 3 -4 nm, sporadycznie w obszarze granic ziaren podłoża występowały azotki TiN o większych rozmiarach (30-100 nm). W obrębie poszczególnych ziaren podłoża nanokrystaliczne azotki TiN przyjmowały unrzvwileiowana orientację, wykazując wzajemną relację krystalograficzną z (X-Ti.

Granice ziaren a-Ti ujawniały się jedynie dzięki zmianie orientacji azotków TiN, gdyż typowy kontrast na defektach i granicach ziaren został zatarty pod wpływem implantacji.

Implantowana dawka jonów azotu/cm2

Rys. 4.2. Zależność liczby wydzieleń azotku tytanu na jednostkę powierzchni od dawki azotu dla dwóch energii wiązki: 30 keV (o ) i 50 keV (•) [24]

Rys. 4.4. Mikrostrukturu i obraz dyfrakcyjny stopu Ti0,7A10,7Mn po implantacji jonami azotu dawkti i x 10'7 N+/cm2 [42]

W wyniku implantacji dawki jonów 6 x l 0 1 7 N + / c m 2 powstała warstwa, która harakteryzowała się niejednorodnością morfologiczną w zakresie zarówno kształtu, ozmiarów i rozmieszczenia azotków TiN, jak też w zakresie głębokości wnikania / podłoże. Dla tej dawki obserwowano wydłużone wydzielenia TiN w kształcie lytek o wymiarach 3 0 x 6 0 nm równoległych do powierzchni warstw (rys. 4.5a), . także morfologicznie skomplikowane cząstki w postaci koncentrycznie rozmiesz-zonych nanokrystalitów TiN (o rozmiarach poniżej 30 nm), tworzących sferyczne >bszary o zasięgu 1 pm (rys. 4.5b). Chociaż pod względem strukturalnym warstwę ę stanowił również TiN rozproszony w a-Ti, to wykazywała ona dużą niejednorod-IOŚĆ i zawierała obszary, w których spójność z podłożem i szczelność warstwy nie )yła zachowana.

Rys. 4.5. Mikrostruktura i obraz dyfrakcyjny stopu Ti0,7A10,7Mn po implantacji jonami azotu dawką 6 x 1017 N"7cm2: a) wydłużone wydzielenia TiN — ciemne pole; b) wydłużone wydzielenia TiN — jasne

pole; c) koncentrycznie rozmieszczone wydzielenia TiN; d) obraz dyfrakcyjny wydzieleń TiN [42]

W wyniku implantacji dawki jonów 1018 N+/cm2 tworzyła się warstwa, którą stanowił, podobnie jak dla dawek niższych, nanokrystaliczny TiN rozproszony w a-Ti, ale była ona jeszcze bardziej niejednorodna pod względem kształtu, rozmia-rów (10-150 nm) i rozmieszczenia wydzieleń TiN, jak też głębokości wnikania w podłoże (rys. 4.6). Ponadto wykazywała utratę spójności z podłożem, szczególnie

*

w obszarach koncentrycznych lub elipsoidalnych tworów o wielkości 200-700 nm, charakterystycznych również dla niższej dawki. W obszarach tych następuje kon-centracja naprężeń własnych, które powodują pękanie tej warstwy, szczególnie na obrzeżach koncentrycznych form morfologicznych azotków tytanu.

a)

Rys. 4.6. Mikrostruktura i obrazy dyfrakcyjne stopu Ti0,7A10,7Mn po implantacji jonami azotu dawki) 1 x 1018 N+/cm2: a) koncentryczne wydzielenia TiN; b) wydłużone wydzielenia TiN [431

Chęć uzyskania warstw wierzchnich o większej grubości'spowodowała zaintere-sowanie stosowaniem wiązki jonów o energii rzędu 1 MeV [38, 40, 41]. Jeżeli energia jonów wynosi 100 keV, to głębokość wnikania jest około 0,15 pm, nato-miast przy użyciu wiązki jonów o energii 1 MeV otrzymuje się warstwę o grubości 1 pm. Wyniki badań struktury wykazały, że podczas implantacji jonów azotu przy zastosowaniu energii wiązki 1 MeV powstają także wydzielenia TiN rozproszone w a-Ti. Ponadto zaobserwowano, że jeżeli zostanie przekroczone stężenie azotu powyżej 50%, to pojawiają się pęcherze azotu. Jeżeli dawka azotu będzie zawierać się w przedziale l , 3 - 2 x l 0 1 8 N+/cm2, a temperatura próbek nie przekroczy 200°C, to pęcherze nie będą się tworzyły [40],

Wpływ implantacji na strukturę warstwy wierzchniej na tytanie i stopach tytanu, innych jonów, takich jak: węgiel [19, 46-52], tlen [53-57], wapń [58, 59], fosfor [60, 61], wapń i foslor |62| i krzem [63], przedstawiono w tabeli 4.2.

Tabela 4.2

¡stawienie wyników badań struktury warstw wierzchnich na tytanie i stopach tytanu po implantacji jonami węgla, tlenu, wapnia, fosforu, krzemu

Material Implantowany

pierwiastek Dawka

[jonów/cm2] Energia [keVl

Tworzące się fazy Odnośniki

Fi6A14V C+ 7 x 1016, 2 x l 0 1 7 , 3 x 1017

75 TiC [19]

H6A14V C+ 2 x 1 0 n - 8 x 1017

2 x l 0 1 7

7 x 1017

75, 50 TiC Lita warstwa TiC

[46]

Ti c+ 1 x 1018 TiC [47]

Ti0,7Mn0,7Al ć+ 5 x 1015—1 x 1017

5 x 1015, 1 x 1016

1 x 1017

100 TiC Lita warstwa TiC

[48]

Ti6A14V c+ 1017, 1 x 1018

4 x l 0 1 8 75 TiC

TiC + C [50]

Ti c+ 1x10 1 7-1,5X10 1 8 100 TiC [51]

Ti c+ l , 2 x 101 7-3,6x 1018 30-180 TiC [52]

Ti 0 + 2 x l 0 n - 2 x l 0 1 8

> 1018 75 - 6 0 - -30°C 50-300°C

TiO Ti0 2

[53-56]

TiO,7MnO,7Al 0 + 5 x 1016, 1 x 1017 100 Ti0 2 rutyl [57]

Ti Ca* 1 x 1017 25 Amorfizacja po-wierzchni

[57] Ti

P*

1 x 1017 25 Amorfizacja po-wierzchni

[58]

Ti

Ca+ + P+

1 x 1017 25 Amorfizacja po-wierzchni

[60]

Ti Ca* 1 x 1016-1 x 1018 18 Amorfizacja po-wierzchni

[59]

Ti P* 3 x 1017

5 x 1017 30 195

Częściowa amorfi-zacja i TiP

[61]

Ti Si* 0,5 x 1017-4,5x 1017

0,5 x l 0 1 7

> 1,5 x l 0 1 7

100 Krzemki Amorfizacja

[63]

Badania (TEM) mikrostruktury warstw wierzchnich, powstałych w wyniku im-plantacji jonów węgla, wykazały tworzenie się wydzieleń TiC rozproszonych w a-Ti lub warstwy ciągłej TiC [19, 46, 48]. Wielkość wydzieleń oraz ich liczba przypadająca na jednostkę powierzchni rośnie ze wzrostem dawki jonów węgla.

9

Zależność struktury warstw wierzchnich od dawki implantowanego węgla obser-wowano dla stopu tytanu TiO,7MnO,7Al [48]. W wyniku implantacji dawki 5 x l 0 1 5 C+/cm2 powstały wydzielenia TiC o średnicy 10 nm, ale część wydzieleń osiągała wymiar do 50 nm (rys. 4.7a). Występowały także obszary ziarn TiC wy-dłużonych o wymiarach 30x60 nm (rys. 4.7b). Dla tej dawki nie stwierdzono kohe-rencji wydzieleń z siecią podłoża.

a)

TiC + a-Ti

Rys. 4.7. Mikrostruktura i obrazy dyfrakcyjne stopu Ti0,7A10,7Mn po implantacji jonami węgla dawki; 5 x 1015 C7cm2 : a) równoosiowc nanokryształy TiC; b) wydłużone wydzielenia TiC w ciemnym i jasnym

polu [48]

Dla dawki 1016 C+/cm2 tworzyły się wydzielenia TiC, zarówno bardzo drobne średnicy 10 nm, jak i większe o średnicy ok. 60 nm (rys. 4.8). Kształt większych ydzieleń był zbliżony do kuboidalnego, natomiast mniejsze wydzielenia miały ztałt płytek lub dysków. Dla tej dawki obserwowano koherencję sieci wydzieleń C i podłoża.

TiC + a-Ti

ys. 4.8. Mikrostruktura i obraz dyfrakcyjny stopu Ti0,7A10,7Mn po implantacji jonami węgla dawką 1 x 1016 C+/cm2 [48]

W wyniku implantacji dawki 1017 C+/cm2 tworzyła się nanokrystaliczna warstwa ta węglików tytanu (rys. 4.9). Wielkość ziarna była różna i zależała od orientacji odłożą. Maksymalna wielkość ziaren wynosiła 75 nm, a minimalna 10 nm. Dodat-owym efektem było rozdrobnienie ziaren podłoża. Wyniki uzyskane dla stopu jO,7MnO,7Al implantowanego dawką 1017 różnią się od wyników uzyskanych dla topu Ti6A14V [19, 46]. Różnice mogą wynikać z różnego składu chemicznego ladanych stopów. Obecny w stopie wanad może również tworzyć węgliki i wiązać zęść implantowanego węgla. Ponadto mogą tworzyć się węgliki z dużą liczbą vakansów do 50% atomowych oraz część atomów węgla może być zastępowana >rzez atomy tlenu i azotu [49],

i i O ) ) V . a \ ! J j

Rys. 4.9. Mikrostruktura stopu Ti0,7A10,7Mn implantowanego dawką jonów 1 x I017 C+/cm2: a) nano-kryituliczna warstwa TiC; b) obraz dyfrakcyjny TiC |48 |

Badania strukturalne stopu TiO,7MnO,7Al implantowanego jonami tlenu wykaza-ły, że w wyniku implantacji dawek tlenu 5 x l 0 1 6 i 1017 0+ /cm 2 powstaje warstewka tlenkowa złożona z nanokrystalitów Ti0 2 (rutylu) silnie steksturowanych. Mikro-strukturę i obraz dyfrakcyjny warstwy powstałej w wyniku implantacji jonów tlenu w dawce 1017 0+ /cm 2 przedstawiono na rys. 4.10. Czynniki determinujące tworze-nie się faz w wyniku implantacji jonów tlenu i azotu przedstawiono w pracy [64],

Rys. 4.10. Mikrostruktura (a) i obraz dyfrakcyjny (b) stopu Ti0,7A10,7Mn, implantowanego jonami tlenu dawką 1 x 1017 0 + /cm 2 [57]

Implantacja jonów azotu, węgla czy tlenu w powierzchnię tytanu lub jego sto-pów powoduje tworzenie się TiN, TiC, TiO lub Ti0 2 w postaci wydzieleń rozpro-szonych w a-Ti lub warstwy ciągłej w zależności od stosowanej dawki implantowa-nego pierwiastka. Inny efekt strukturalny uzyskuje się w wyniku implantacji jonów wapnia, fosforu czy implantacji podwójnej Ca + P. Implantacja tych pierwiastków po zastosowaniu dawki 1017 jonów/cm2 i energii wiązki 25 keV powoduje amorfizację powierzchni [62].

W przypadku implantacji jonów krzemu również obserwowano zależność struktury warstwy wierzchniej od dawki jonów. Badania TEM wykazały, że w wyniku implanta-cji dawki równej 0,5 x 1017 powstaje warstwa wierzchnia, którą tworzą nanokrystalicz-ne wydzielenia krzemków rozproszonych w osnowie. Implantacja większych dawek, począwszy od 1,5 x l0 1 7 , powoduje amorfizację powierzchni [63].

Tworzenie się nowych faz podczas implantacji jonów zależy od rodzaju pier-wiastka oraz od parametrów procesu implantacji. Implantacja jonów azotu prowadzi do powstania wydzieleń e-Ti2N i TiN rozproszonych w a-Ti w zależności od wiel-kości dawki. Implantacja jonów węgla powoduje tworzenie się TiC. Ponieważ roz-puszczalność węgla w a-Ti jest mniejsza niż azotu, to wydzielenia TiC tworzą się przy mniejszych dawkach. W wyniku implantacji jonów tlenu tworzy się TiO lub Ti0 2 (rutyl) w zależności od stosowanej dawki.

Implantacja takich pierwiastków jak fosfor i krzem prowadzi zarówno do wytwo-rzenia nowych faz (fosforki, krzemki), jak i do amorfizacji powierzchni. Implantacja

nów wapnia powoduje w konsekwencji powstanie warstwy amorficznej. Następs-'em zmian składu chemicznego i struktury warstw wierzchnich są zmiany właści-ości powierzchni, takich jak mikrotwardość i odporność na zużycie, odporność na jrozję.

.2. Wpływ implantacji jonów na właściwości tribologiczne

nplantacja jonów poprawia odporność na zużycie tytanu i jego stopów. Podwyż-;enie odporności na zużycie związane jest ze wzrostem twardości strefy przypo-ierzchniowej wskutek utwardzenia, przez wprowadzenie znacznych naprężeń ścis-ających, blokowania ruchu dyslokacji lub powstawania twardych wtrąceń o dużej yspersji. Większość prac poświęconych wpływowi implantacji jonów na właściwo-

tribologiczne tytanu i jego stopów dotyczy implantacji jonów azotu [11, 22, 27, 4, 65-83], węgla [84-92] i tlenu [54, 57, 85, 93, 94],

Ostatnio pojawiły się publikacje na temat wpływu implantacji takich pierwiast-ów jak: fosfor [93], wapń [93] oraz metali szlachetnych [95]. Pierwiastki podwyż-zające odporność na zużycie powodują wzrost twardości powierzchni i jednocześ-ie obniżają współczynnik tarcia.

Twardość warstwy implantowanej zależy zarówno od dawki, jak i energii jonów - ze wzrostem dawki i energii jonów twardość rośnie. Zależność twardości Knoopa id dawki jonów pokazano na rys. 4.11, natomiast na rys. 4.12 przedstawiono wpływ energii jonów na mikrotwardość. Zależność wzrostu twardości stopu po mplantacji jonami azotu w funkcji odległości od powierzchni przedstawiono na ysunku 4.13.

Zestawienie wyników badań wpływu implantacji jonów na zmianę mikrotwar-lości podano w tabeli 4.3.

1200

1000 <u | 800

I 3 600

I I 400

200 100

0 1 2 5 10 25 50 100

Obciążenie [g]

Rys. 4.11. Twardość Knoopa stopu Ti6A14V w zależności od dawki jonów azotu | 12 |

' Stosowane energie wiązki 1

10° 101 102 103

Nacisk [g]

Głębokość [nm]

Rys. 4.13. Procentowy wzrost twardości w funkcji odległości od powierzchni: stop Ti6A14V impluntu-wany jonami azotu (N2

+ + N + ) , energia wiązki jonów 90 keV [22]; • — dawka 2,8 x 1017 jonów/cm J , • — dawka 0,5 x 1017 jonów/cm2

Wzrost twardości stopu Ti6A14V po implantacji jonów azotu przypisuje się różnym czynnikom, między innymi [22]: • powstaniu utwardzonego roztworu stałego i obecności wydzieleń TiN, • rozdrobnieniu ziaren w warstwie implantowanej, co z kolei prowadzi do skrócenia

dróg poślizgu i utrudnia powstanie mikrodelaminacji, • obecności naprężeń własnych w warstwie implantowanej.

Można też spotkać w literaturze odmienne opinie na temat przyczyn wzrostu mikro-twardości stopu Ti6A14V po implantacji jonów azotu [67, 68], a mianowicie, że jest on spowodowany zdefektowaniem sieci krystalicznej, a nie obecnością wydzieleń TiN. Im większa jest dawka implantowanego jonu, tym większe są zniszczenia sieci i stąd otrzymuje się wyższe wartości mikrotwardóści powierzchni.

Tabela 4.3

Zestawienie wyników badań wpływu implantacji jonów na mikrotwardość tytanu i stopów

Materiał Implantowany

pierwiastek Dawka

[jonów/cm2] Energia [keV]

Wynik badań Odnośnik

i6A14V N2+ + N ł 0,5-4 x 1017 90 Wzrost mikrotwardości [22]

i N+ 7,5 x 1016—1 x 1018 ze wzrostem dawki [34]

i N+ 5 x 1017, 10'8 [65]

i6A14V N+ 4 x l 0 1 8

I - 2 , l x l 0 1 7

II - 1,1 x l 0 1 7

III - 7,7 x l 0 1 6

180 180 100 50

Wzrost twardości o 100% [66]

i6A14V N+ 1017, 1,5 x l 0 1 7 Wzrost mikrotwardości [67, 68]

'i 'i6A14V

N ; 3,84 x l 0 1 7 200 Wzrost mikrotwardości stopu o 200% dla N2

+ i o 50% dla C+; Ti wykazuje porówny-walną mikrotwardość po im-plantacji Nj* i C+

[84]

'i6A14V 'i

c + 5,92 x l 0 1 7 83

Wzrost mikrotwardości stopu o 200% dla N2

+ i o 50% dla C+; Ti wykazuje porówny-walną mikrotwardość po im-plantacji Nj* i C+

[84]

ri6A14V c ł 1 0 n - 5 x 1017 40 50

Wzrost mikrotwardości ze wzrostem dawki

[85] [86]

Ti6A14V c ł 4 x l 0 1 7

I - 2,2 x l 0 1 7

II - 1,3 x l O n

III - 8,5 x l 0 1 6

180 180 100 50

Wzrost twardości o 100% [66]

ri6A14V c + 4 x l 0 1 7

1018, 4 x l 0 1 8 100 75

Wzrost twardości ze wzrostem dawki

[50]

ri6A14V c + 2X 1017+-1018 Obniżenie twardości po im-plantacji dawki 1018

[88]

Ti o + 2 x 1017-2X 1018 Wzrost twardości po implanta-cji dawek 4 - 6 x 1017 i następ-nie stabilizacja

[54]

Ti 0 + 2 x l 0 1 7 Nieznaczny wzrost twardości [85]

Ti 0 + 1 - 5 x l 0 1 7 Brak wpływu [86]

TiO,7MnO,7Al 0 + 5 x 1016, 1017 100 Brak wpływu [57]

Ti 0 + 3 x 1017 50 Wzrost o 100% [93]

p+ 1017 45 400 1000

Wzrost twardości zależy od energii jonów; najkorzystniej-szy efekt dla energii 400 keV

Ca+ 3 x 1017 35 Wzrost twardości z 3,7G Pa do 4,7 GPa

Ti6A14V Pt+, Au+ 1016 200 Wzrost twardości z 3 GPa do 3,5-3,7 GPa

[95]

Podobnie jak w przypadku iraplantacji azotu, implantacja jonów węgla powoduje wzrost mikrotwardości tytanu i stopu Ti6A14V. Wzrost twardości przypisano rów-nież powstawaniu wydzieleń TiC. Porównanie zmian mikrotwardości stopu Ti6A14V po im-plantacji jonami azotu i węgla przedstawiono na rysunku 4.14.

Profile twardości otrzymane dla warstw wytworzonych na stopie Ti6A14V w wyniku implantacji jonów azotu i węgla są różne, mimo że stężenie azotu i węgla jest zbliżone i wynosi odpowiednio 43,1% at N i 36,3% at C. Implan-tacja jonów azotu spowodowała wzrost mikro-twardości o około 200%, natomiast implantacja jonów węgla o około 50%. Zmiany mikrotwar-dości zależą także od składu chemicznego podło-ża. Dla tytanu zmiany mikrotwardości po implan-tacji jonami azotu i węgla dla porównywalnych dawek są podobne [84].

Z danych literaturowych wynika, że im-plantacja jonów węgla, po zastosowaniu dawki 1018, powoduje obniżenie twardości stopu Ti6A14V w porównaniu z wartościami uzyskanymi dla dawek mniejszych (4x 1017 C+/cm2). Niekorzystny efekt implantacji dawki jonów węgla 1018 może być spowodowany obecnością grafitu w warstwie implantowanej. Dla dawki jonów 1018

teoretyczne stężenie węgla wynosi 57,9% at, czyli istnieje nadmiar węgla, który nie wiąże się z tytanem i nie tworzy TiC. Ten nadmiar pozostaje w warstwie implanto-wanej w postaci grafitu.

Wzrost twardości tytanu po implantacji jonów tlenu przypisano tworzeniu się TiOz. Zmiany twardości zależą od stosowanej dawki jonów. Nieznaczny wzrost twardości tytanu obserwowano po implantacji jonów tlenu (dawka 2 x 1 0 0+ /cm2) [85], natomiast ponaddwukrotny wzrost po implantacji dawki 3 x l 0 1 7 0+ /cm2 [93].

Nieznaczny wzrost twardości tytanu powoduje implantacja jonów Ca+2 [93], Również zmiany twardości stopu Ti6A14V po implantacji jonów metali szlachet-nych platyny i złota są małe [95].

Poprawę właściwości tribologicznych tytanu i jego stopów uzyskuje się przez implantacje azotu, węgla i tlenu. W literaturze są także opisane próby zmiany właś-ciwości powierzchni stopu tytanu przez implantację jonów takich pierwiastków jak: hafn, itr, platyna, złoto, iryd.

Spośród pierwiastków implantowanych w powierzchnię tytanu i jego stopów najlepiej zbadany jest wpływ implantacji jonów azotu. Wpływ implantacji jonów azotu na odporność na zużycie stopu Ti6A14V przedstawiono na rys. 4.15.

Głębokość [nm]

Rys. 4.14. Zmiana twardości stopu Ti6A14V po implantacji jonami węgla i azotu [84]

Zestawienie wyników badań wpływu implantacji jonów na zużycie tribologiczne lano w tabeli 4.4.

102 ~

Rys. 4.15. W p ł y w implantacj i j o n ó w azotu n a zużycie s topu Ti6A14V [70]. Obciążenie 2,62 N, szybkość 5,62 x 10"2 m/s ; • — stop nie implantowany, p = 0,58, Y — stop implan towany azotem - dawka N2

+ 3,5 x 101 7 /cm2 , energia wiązki j o n ó w 90 keV, Liczba obrotów M = 0,15

Tabe la 4 .4

Zestawienie w y n i k ó w b a d a ń w p ł y w u implantacj i j o n ó w na zużycie tr ibologiczne

101

10° 103 104

4ateriał Implantowany

pierwiastek Dawka

[jonów/cm2] Energia

jonów [keV] Metoda badań Wynik badań Odnośnik

i6Al4V N2* + N * 0,5-4 x 1017 90 Pin-on-disk Wzrost odporności na zużycie począwszy od dawki 3 x 1017

[22, 70]

'i6AI4V N2+ 2,8 x 1017

5,6 x l 0 1 7 140 Ball-on-disk Obniżenie współczynnika tar-

cia od 0,7 do 0,4 i 0,25 [27]

'i6A14V N+ 10 , 6-101 8 50 Pin-on-disk Obniżenie współczynnika tar-cia i wzrost odporności na zu-życie ze wzrostem dawki jonów

[71]

ri6A14V N+ 4 x l O I S 180 Ball-on-disk Obniżenie współczynnika tar-cia od 0,1 do 0,05

[66]

Ti N+ 2 x l 0 1 7

5 x 1017 40 Pin-on-disk Obniżenie współczynnika tar-

cia od 0,3 do 0,05 [85]

Ti6Al4V N+ 3 x 1017 50 Pin-on-disk Pięciokrotnie mniejsze zuży-cie tytanu i polietylenu

[72]

Ti6Al4V N+ 3 x 1017 80 Układ symulu-jący staw bio-drowy

Brak wpływu na zużycie poli-etylenu, wzrost odporności na zużycie stopu

[73]

Tabela 4.4 cd.

Materiał Implantowany

pierwiastek Dawka

[jonów/cm2] Energia

jonów [keV] Metoda badań Wynik badań Odnośnik

Ti

Ti6A14V

N+ 7 x 1 0 " 3,4 x l 0 1 7

3 x 1 0 "

90 90 80

Układ symulu-jący staw bio-drowy

Brak wpływu na zużycie poli-etylenu, wzrost odporności na zużycie tytanu i stopu

[74]

Ti6A14V N+ I - 1,3 x l 0 1 7

II - 3,2 x l O16

III - 2 x l 0 1 6

60 35 17,5

Badania od-porności na korozję cierną w 0,9% NaCl

Podwyższenie odporności na korozję cierną, obniżenie gęstości prądów anodowych o dwa rzędy wielkości

[75-78]

Ti6A14V N+ 10 1 7 -10 l s Pin-on-disk Wzrost odporności na zużycie [79]

Ti6A14V N2* + N * 5 x 1017 100 Ball-on-disk Wzrost odporności na zużycie ze wzrostem temp. implanta-mi

[39]

Ti6A14V N 2 *+N* 1 0 I 7 - 2 x l 0 1 8 80 Ball-on-disk 30°C - najlepszy efekt dla dawki 2 x l 0 1 7 , 120°C -5 x 1017, 450°C - wzrost od-porności na zużycie ze wzros-tem dawki

[80]

Ti6A14V Nj* + N * 1017-101S 60, 75 Pin-on-disk Wzrost odporności na zuży-cie, obniżenie współczynnika tarcia

[81]

Ti6A14V N+ 3 x 1017

1018

3,3 x l 0 1 8

PSII napię-cie 50 keV

Pin-on-disk Roztwór Hanka

Najlepsza odporność na zuży-cie dla dawki 3,3 x 1018

[82]

Ti N2+ 101 7-101 8 150 Ball-on-disk Najlepsza odporność na zuży-cie dla dawki 5 x 1017

[44]

Ti6A14V N+ 1017, 1,75 x l 0 1 7

PIII Pin-on-disk Wzrost odporności na zuży-cie, mimo braku zmian twar-dości

[83]

Ti6A14V C+ 3 x 1017 50 Pin-on-disk Obniżenie zużycia tarczy z polietylenu i szpilki z Ti6A14V implantowanego

[86]

Ti6A14V C+ 2 x l 0 1 7 , 8 x 1017

50, 75 Test abrazyjny Wzrost odporności na zużycie [46]

Ti6A14V c+ 2 x 1017

I - 3 x l 0 1 7

II - 2 x l 0 1 7

75 175 75

Ball-on-disk Wzrost odporności na zużycie wszystkich próbek

[90]

Ti6A14V c+ 2 x 10 I 7-101 8 75-180 Pin-on-disk Wzrost odporności na zużycie dla dawek > 4 x l 0 1 7

[88]

Ti6A14V c+ 6 x l 0 1 7 80 Pin-on-disk Obniżenie współczynnika tar-cia od 0,2 do 0,08

[91, 92, 95]

Ti6A14V 0 + 3 x 1017—101S PIII Pin-on-disk Wzrost odporności na zużycie ze wzrostem dawki

[94]

Ti 6 A14 V Pt, Au, It, Hf 5 x l 0 l 1 - l < ) 1 6

5 x 1 0 " 200 Pin-on-disk Wzrost odporności na zużycie 191, 92, 95]

Na podstawie danych literaturowych można stwierdzić, że implantacja jonów awoduje wzrost odporności na zużycie tytanu i stopu Ti6A14V. W przypadku im-lantacji jonów azotu lub węgla wzrost odporności jest spowodowany utwardzeniem >ztworu stałego oraz tworzeniem wydzieleń TiN lub TiC. Zmiany składu chemicz-ego warstwy wierzchniej mogą powodować zmianę mechanizmu zużycia z adhe-yjnego, który jest obserwowany dla próbek nieimplantowanych, do abrazyjnego lub tleniającego dla próbek implantowanych. Zmiana mechanizmu może być powodem bniżenia zużycia. Aby uzyskać optymalną odporność na zużycie należy dobrać dpowiednie warunki implantacji (dawka i energia jonów) [96], tak aby wzbogacę -ie w implantowane jony występowało bezpośrednio pod warstewką tlenkową.

1.3. Wpływ implantacji jonów na odporność korozyjną

mplantacje jonów w powierzchnię tytanu i jego stopów stosuje się przede wszystkim w celu podwyższenia odporności na zużycie. Ze względu na zastosowa-ne tytanu i jego stopów na implanty wszelkie modyfikacje powierzchni nie powin-ly pogorszyć jego odporności korozyjnej. Odporność korozyjna jest parametrem lecydującym o biozgodności i możliwości stosowania materiału na implanty. Bada-lia wpływu implantacji jonów na odporność korozyjną metali wykazały, że implan-acja jonów pozwala na zmianę mechanizmu korozji przez kontrolowanie reakcji inodowych i katodowych [97, 98].

Wzrost odporności korozyjnej metali można uzyskać przez: • wytworzenie warstwy wierzchniej zawierającej znaczne ilości implantowanego

jonu (nawet do 40%), np. implantacja jonów azotu lub tlenu w powierzchnię tytanu,

• implantację pierwiastków powodujących amorfizację warstwy wierzchniej, np. implantacja jonów krzemu, wapnia, fosforu w powierzchnię tytanu,

• implantację pierwiastków powodujących pasywację metalu, np. implantacja jonów chromu w powierzchnię żelaza,

• implantację pierwiastków powodujących zmianę kinetyki reakcji katodowej i obniżenie prądu korozyjnego, np. implantacja jonów platyny lub palladu w po-wierzchnię tytanu.

Badania wpływu implantacji jonów azotu, węgla, tlenu na elektrochemiczne zachowanie się tytanu i stopu Ti6A14V wykazały, że implantacja wymienionych jonów nie tylko korzystnie zmienia właściwości tribologiczne, ale także korzystnie wpływa na odporność korozyjną tytanu i jego stopów.

Tytan i stopy tytanu odporność korozyjną zawdzięczają samorzutnie tworzącej się warstwie pasywnej. Utlenianie anodowe powoduje pogrubienie warstewki pa-

sywnej. Właściwości warstewki tlenkowej wytworzonej podczas utleniania anodo-wego zależą od właściwości podłoża. Stwierdzono, że warstewka tlenkowa na prób-kach implantowanych jonami azotu wykazuje dużo mniej defektów niż na próbkach nieimplantowanych oraz że im wyższa dawka azotu, tym warstewka tlenkowa jest bardziej jednorodna. Grubość warstewek tlenkowych wytworzonych na próbkach implantowanych jest mniejsza niż na próbkach nieimplantowanych i zależy od daw-ki azotu — im większa dawka, tym cieńsza warstewka.

Przyczyną powstawania cieńszych warstewek tlenkowych na próbkach implanto-wanych jest obecność wydzieleń TiN, które blokują migrację jonów Ti+4 z metalu do roztworu, co hamuje proces utleniania [29, 99]. Korzystny wpływ implantacji jonów azotu na odporność korozyjną tytanu i jego stopów przedstawiono w pracach [42,43,100-109].

Zmiany odporności korozyjnej przypisano zmianom struktury i składu chemicz-nego warstwy wierzchniej po implantacji jonami azotu. Stwierdzono zależność odporności korozyjnej od dawki implantowanego azotu.

Na podstawie uzyskanych wyników [103] stwierdzono, że implantacja dawki 1015 nie ma wpływu na odporność korozyjną stopu Ti6A14V. Najniższy prąd koro-zyjny obserwowano dla dawki 1016 N+/cm2, natomiast najwyższą wartość prądu korozyjnego oraz najwyższy potencjał korozyjny obserwowano dla dawki 1017 N+/cm2.

Odmienne wyniki uzyskano dla stopu tytanu TiO,7MnO,7Al, implantowanego dawkami azotu w zakresie 1016-1018 N+/cm2 [43]. Najwyższą odporność korozyjną (największy opór polaryzacji i najniższe prądy anodowe) obserwowano dla próbek implantowanych dawką 1017 N+/cm2. Implantacja dawki 1016 N+/cm2 nie powodo-wała istotnych zmian odporności korozyjnej badanego stopu. Dla dawki 6 x l 0 1 7 N+/cm2 obserwowano także wzrost odporności korozyjnej, ale zmiany były mniejsze niż dla dawki 1017 N+/cm2. Wartość potencjału korozyjnego była zbliżonu do wartości uzyskanej dla próbek implantowanych dawką 1017 N+/cm2, natomiast wartość oporu polaryzacji była niższa. \ y przypadku implantacji dawki 1018 N+/cm2

obserwowano zarówno spadek oporu polaryzacji, jak i potencjału korozyjnego. Wyniki przedstawione w pracach [43] i [103] wskazują na istnienie optymalnej

dawki azotu, przy której odporność korozyjna jest najwyższa. W zależności od stopu tytanu oraz parametrów procesu implantacji można przypuszczać, że ta dawka znajduje się w przedziale 1016-1017 N+/cm2. Z badań [105-107] wynika, że zarów-no tytan, jak i stop Ti6A14V najlepszą odporność korozyjną w roztworze Ringera wykazują po implantacji dawkami 4 x l 0 1 6 i 7 x l 0 1 6 N+/cm2. Implantacja większych dawek powoduje pogorszenie odporności korozyjnej tytanu i stopu Ti6A14V. Zmia-ny odporności korozyjnej po implantacji jonami azotu przypisano zmianom składu i struktury warstwy wierzchniej, spowodowanym obecnością wydzieleń TiN. W za-leżności od dawki azotu wielkość i rozmieszczenie wydzieleń są różne, co z kolei wpływa na właściwości korozyjne warstwy wierzchniej. Dla dawki 1017 N+/cm2

wydzielenia TiN są nanokrystaliczne, koherentne z podstawową siecią tytanu i rów-

^miernie rozproszone w warstwie wierzchniej — najwyższa odporność korozyjna, e wzrostem dawki implantowanego azotu powyżej 1 x 1017 N+jonów/cm2 następuje zrost wielkości wydzieleń TiN, które mogą tracić adhezję z osnową. Ponadto duże y dzielenia stanowią wyspy w warstwie pasywnej, co powoduje jej niejednorod-3Ść i może być przyczyną obniżenia odporności korozyjnej.

Niekorzystny wpływ implantacji dużych dawek jonów azotu > 3 x l 0 1 7 N+/cm2

a odporność korozyjną w roztworze Ringera obserwowano dla stopu Ti6A14V L10, 111]. Podczas polaryzacji anodowej, przy potencjałach powyżej 2,5 V (NEK), róbki implantowane azotem ulegały korozji wżerowej. Wartości potencjałów prze-icia ulegały podwyższeniu ze wzrostem energii wiązki i obniżeniu ze wzrostem nplantowanej dawki azotu. Wystąpienie korozji wżerowej na stopie Ti6A14V po nplantacji jonami azotu (dla dawek > 3 x 1017 N+/cm2) jest związane z obniżoną awartością tlenu w warstwie wierzchniej próbek implantowanych. Implantowane sny azotu działają jako bariera dyfuzyjna dla tlenu przez zmniejszenie liczby ńejsc międzywęzłowych do migracji tlenu. Stwierdzono, że zawartość tlenu / warstwie wierzchniej maleje ze wzrostem stężenia implantowanego pierwiastka 110, 111], Aby zapobiec niekorzystnemu efektowi implantacji należy tak dobrać awkę jonów i energię jonów, by wzbogacenie w implantowany pierwiastek wystę-owało na głębokości do 60 nm.

Korzystny wpływ implantacji jonów azotu, niezależnie od wielkości dawki, ibserwowano dla stopu Ti5A12,5Fe [104], Odmienne zachowanie się badanego topu niż stopu Ti6A14V może wynikać z obecności żelaza — część implantowane-;o azotu jest wiązana przez żelazo w azotki żelaza.

Zainteresowanie wpływem implantacji jonów węgla na odporność korozyjną ytanu i jego stopów jest mniejsze niż azotem. Zaledwie w kilku publikacjach opisa-le są wyniki badań odporności korozyjnej tytanu lub stopów implantowanych jona-ni węgla [48, 100, 110]. Wzrost odporności korozyjnej po implantacji jonami wę-;la autorzy przypisują zmianie składu chemicznego warstwy wierzchniej i tworze-ńu się wydzieleń TiC.

Wyniki badań odporności korozyjnej stopu Ti0,7Mn0,7Al implantowanego jona-ni węgla wykazały wyższą odporność korozyjną w roztworze 0,9% NaCl w porów-laniu z próbkami nieimplantowanymi oraz zależność odporności korozyjnej od mplantowanej dawki [48]. Implantacja dawek 5 x l 0 1 5 i 1016 C+/cm2 nie ma znaczą-:ego wpływu na odporność korozyjną badanego stopu. Istotne zmiany obserwowano ila próbek implantowanych dawkami: 1017 i 2 x l 0 1 7 C+/cm2. Opór polaryzacji dla Dróbek implantowanych tymi dawkami był 20-krotnie wyższy w porównaniu z opo-lem polaryzacji próbek nieimplantowanych. Wzrost odporności korozyjnej badanego stopu po implantacji większych dawek węgla jest spowodowany wytworzeniem litej, nanokrystalicznej warstwy TiC. Implantacja dawek większych od 3xl()1 7C+ /cm2 niekorzystnie wpływa na odporność korozyjną stopu Ti6A14V [110]. Podczas polaryzacji anodowej w roztworze Ringera próbki implantowane jonami węgla ulegały korozji wżerowej. Potencjuł przebiciu był powyżej 2 V i zale-

żał od wielkości dawki węgla oraz energii wiązki. Im większa była dawka węgla, tym niższy był potencjał przebicia, natomiast odwrotny efekt występował gdy pod-wyższano energię wiązki. Z wyników przedstawionych w pracach [48, 110] można wnioskować, że optymalna dawka jonów węgla, przy której odporność korozyjna w roztworach NaCl będzie najwyższa, powinna się znajdować w przedziale między 2 x l 0 1 7 a 3 x 1017 C+/cm2, gdy stosowana energia jonów będzie wynosić około 100 keV.

Korozję wżerową po polaryzacji anodowej w roztworze symulującym płyn ustrojowy obserwowano również w przypadku tytanu implantowanego jonami Ca [60] oraz na stopie Ti6A14V po implantacji jonami krzemu [63] oraz It i Au [110, 111]. Potencjał przebicia wynosił ok. 2,5-3 V dla tytanu implantowanego jonami Ca, ok. 3,3 V dla stopu implantowanego jonami Si, i ok. 1,5 V dla stopu implantowanego jonami Au. Wartość potencjału przebicia dla stopu Ti6A14V im-plantowanego jonami itru zależała od wielkości dawki. Ze wzrostem dawki jonów potencjał przebicia ulegał obniżeniu. Obraz powierzchni próbek implantowanych jonami wapnia po polaryzacji anodowej przedstawiono na rys. 4.16.

Rys. 4.16. Obraz zniszczeń korozyjnych tytanu implantowanego jonami wapnia po polaryzacji anodowej (Ep > 2,5 V)

Wystąpienie korozji wżerowej podczas polaryzacji nie dyskwalifikuje ani mate-riału, ani metody modyfikacji. Wartość potencjału przebicia jest bardzo wysoka — powyżej 1,5 V dla złota i powyżej 2,5 V dla innych implantowanych pierwiastków i jest dużo wyższa niż potencjał tytanu in vivo 210 V-310 mV (NEK).

Wyniki badań odporności korozyjnej wskazują na korzystny efekt implantacji jonów tlenu [57, 112, 113]. Wzrost odporności korozyjnej po implantacji przypisano zarówno tworzeniu się rutylu, jak i pogrubieniu warstwy tlenkowej. Zmiany odpor-ności korozyjnej zależą od stosowanej dawki jonów. Dla stopu Ti0,7Mn0,7Al opty-malna dawka zawiera się w przedziale 10 1 7 -5xl0 1 7 jonów/cm2 (grubość warstwy rzędu 30 nm). Implantacja większych dawek tlenu (1018 0+ /cm2) [113] podwyższa

śe odporność korozyjną stopu, ale obserwowane zmiany są mniejsze niż w przy-ku dawki 1017, mimo że grubość wytworzonych warstw tlenkowych była większa ;du 140 nm) dla dawki 1018. Ponadto z wydłużeniem czasu ekspozycji, próbki >lantowane dawką 1018 wykazały pogorszenie odporności korozyjnej (obniżenie >ru polaryzacji w porównaniu z wynikami uzyskanymi po krótkotrwałych ekspozy-:h), podczas gdy próbki implantowane mniejszą dawką wykazały dalszy wzrost )orności korozyjnej. Zmiany odporności korozyjnej w czasie długotrwałych ekspozycji są szczególnie iresujące ze względu na stosowanie tytanu na implanty długookresowe. Krzywe aryzacji anodowej stopu Ti0,7Mn0,7Al implantowanego jonami tlenu przedsta-)no na rysunku 4.17. Zaznaczono na nim zakres potencjałów tytanu w organiz-i ludzkim.

0,0001 , , . -1000 0 1000 2000 3000 4000 5000

Potencjał [mV]

s. 4.17. Krzywe polaryzacji stopu tytanu Ti0,7A10,7Mn nieimplantowanego i implantowanego jonami nu po 24 h ekspozycji w 0,9% NaCl w temperaturze 37°C: 1 — nieimplantowany, 2 — implantowany

dawką 5 x 1017 0 + / cm 2 , 3 - implantowany dawką 1 x 1018 0 7 c m 2

Obserwowano również korzystny wpływ implantacji jonów podwyższających oaktywność tytanu, takich jak fosfor [62] czy C a + P [58], na odporność korozyj-t, zarówno po krótko-, jak i długotrwałych ekspozycjach.

Do poprawy odporności korozyjnej tytanu może być wykorzystana implantacja nów metali szlachetnych, np.: Pd [114], Pt [115], Ir [116]. Obecność irydu warstwie wierzchniej (dla dawek 0,74 x 1016, 1,48 x 1016) powoduje zbliżenie elekt-

ichemicznych właściwości stopu Ti6A14V (potencjał korozyjny, szybkość korozji) do łaściwości irydu, który wykazuje najwyższą odporność korozyjną spośród materia->w metalicznych [116]. Zwiększenie dawki jonów irydu do 4xl0 1 6 / cm 2 powoduje iwnomierne rozpuszczanie się warstwy implantacyjnej podczas polaryzacji anodowej 3 przekroczeniu potencjału 1,4 V [110, 111]. Zestawienie wyników badań odporności orozyjnej tytunu i stopów zawarto w tabeli 4.5.

1000

Tabela 4.5

Zestawienie wyników badań odporności korozyjnej tytanu i jego stopów implantowanych różnymi pierwiastkami

Materiał Implantowany

pierwiastek Warunki implantacji Metoda badań

Odporność korozyjna

Odnośnik

Ti6A14V N+ 0,5 x 1 0 n - 7 x 1017

50 keV Potencjodynamiczna IM H 2 S0 4

Obniżenie [29, 99]

Ti6A14V N+

C+

3 x l 0 1 7

80 keV Potencjodynamiczna 0,5M H2S04 , HCl + NaCl pH = 0,1

Obniżenie [100]

TiO,7MnO,7Al N+ 1 x 1017, 6 x 1017

50 keV

Potencjodynamiczna, metoda Sterna [117] ł,5M H2SO„

Obniżenie Wzrost Rp

[42]

Ti N* 4 x 1017, 8 x 1017

100 i 125 keV Potencjodynamiczna, impedancyjna 0,6M NaCl, 0.02M HC1, IN H 2 S0 4

Obniżenie Wzrost modułu impedancji

[101]

Ti6A14V N+ 3 x 1017

86 keV Potencjodynamiczna 0,9% NaCl

Obniżenie [102]

Ti6A14V

Ti5A12,5Fe

N+ 10 I 5-101 7

40 keV Potencjodynamiczna Roztwór Hanka [118]

Obniżenie dla dawki = 1016

Obniżenie

[103]

[104]

TiO,7MnO,7Al N+ 101 6-101 8

50 keV Potencjodynamiczna, metoda Sterna 0,9% NaCl

Najniższe i najwyższy IL dla dawki 1017

[43]

Ti6A14V, Ti N+ 5 x 1015—2,5 x 1017

70 keV

Potencjodynamiczna

Roztwór Ringera

Obniżenie ¿„^

dla 4 - 7 x l 0 1 6

[105-107]

Ti6A14V Ti6A17Nb

N+ 5 x 1015-2,5 x 1017

1 x 1016, 3 x 1017

70 keV, 100 keV

Potencjodynamiczna Roztwór Ringera

Obniżenie [108, !09|

Ti6A14V N+

C+ > 3 x l 0 1 7

50-200 keV Potencjodynamiczna Roztwór Ringera

Korozja wżerowa Ep > 2,4 V

[110, 111]

TiO,7MnO,7Al C ł 5 x 1 0 1 5 - 2 x 1017

100 keV Potencjodynamiczna, metoda Sterna 0,9% NaCl

Obniżenie Wzrost Rp ze wzrostem dawki

[48]

TiO,7MnO,7Al o+ 5 x 1016, 1017

50 keV Potencjodynamiczna, metoda Sterna 3% NaCl, 15% H 2 S0 4

Obniżenie Wzrost Rp

[57]

TiO,7MnO,7AI 0+ 5 x 1017, I018

50 keV Potencjodynamiczna, metoda Sterna 0,9% NaCl

Obniżenie Wzrost Rp

[113]

Tabela 4.5 cd.

Material Implantowany

pierwiastek Warunki implantacji Metoda badań

Odporność korozyjna

Odnośnik

0+ PSI1 Potencjodynamiczna 0,9% NaCl

Obniżenie [112]

A14V Si+ 0,5 x 1017-4,5 x 1017

100 keV Potencjodynamiczna, metoda Sterna 0,9% NaCl

Wzrost Rp

Korozja wżerowa > 1 , 5 x 1 0 " Ep> 2 V

[63]

Ca+,

P \ Ca+-t-P+

1017

25 keV Potencjodynamiczna, metoda Sterna, impedancyjna, SBF

Korozja wżerowa Ep > 2,5 V

Obniżenie imod

Wzrost Rp

[58]

[60, 62]

Ca+ 1016—to18

18 keV Potencjodynamiczna, SBF

Obniżenie [59]

P+ 1017

25 keV + utlenianie anodowe

Potencjodynamiczna, metoda Sterna, impedancyjna, SBF

Obniżenie imoi

Wzrost Rp

[125]

3A14V Ir* 0,74 x 1016

1,48xl0 1 6 , 244 keV Potencjodynamiczna W z r 0 S t '«nod [116]

5A14V Pt+, Pd+, Au+, Ir+, Hf, Y+,

5 x 1015—5 x 1016ł Potencjodynamiczna Korozja wżerowa Ep> 3 V Ep > 1,2 V

[110, 111]

- potencjał in ic jowania korozj i wżerowej , - opór polaryzacj i ,

t — gęstość prądu korozji , ^ — gęstość prądu anodowego

4. Wpływ implantacji jonów na bioaktywność

arunkiem bezpośredniego wiązania się implantu z tkanką kostną jest tworzenie ę na jego powierzchni warstwy pośredniej, hydroksyapatytu o strukturze podobnej ) struktury kości.

Badania tytanu w środowisku symulującym płyn ustrojowy wykazały, że na jego wierzchni tworzy się samorzutnie warstwa fosforanów wapnia. Jest ona bardzo enka, rzędu kilku nanometrów po 30 dniach ekspozycji. Mechanizm tworzenia się •sforanu wapnia na powierzchni tytanu zakłada, że w pierwszym etapie zachodzi lsorpcja jonów fosforanowych z roztworu, a następnie zaadsorbowane jony fosfo-

ranowe wiążą jony wapnia [119, 120]. Mechanizm tworzenia się fosforanów wap-nia na powierzchni tytanu można opisać za pomocą następujących równań, w któ-rych zastosowano następujące oznaczenia: ads — jony zaadsorbowane, ox - jony tworzące tlenek, aq — jony w roztworze wodnym.

Pierwszy etap tworzenia się fosforanów wapnia — adsorpcja jonów fosforanowych:

Ti(OH)̂ + ąpo;(aq) ~ Ti(40;rHP042(ads) + ąo

Ti(4;x)• HP042(ads) + OH" Ti(4;x)• P043(ads) + ąo lub

Ti(OH)(3;x) + hpo^ « Ti(4;x) -PO^ + ąo Drugi etap tworzenia fosforanów — oddziaływania zaadsorbowanych jonów

fosforanowych z jonami wapnia z roztworu:

H^" + Ca2+ - Ca(H2P04)2

HP04 + Ca2+ + 2H20 <=> CaHP04 • 21̂ 0

2HP04 + 4P04 + 8Ca2+ « Cag(HP04)2(P04)4

2P04 + 3Ca2+ - Ca3(P04)2

6P0 4 + 10Ca2+ + 2 0 H " - Ca10(PO4)6(OH)2

Proces ten można przyspieszyć przez modyfikację powierzchni tytanu. Do przy-spieszenia procesu tworzenia fosforanów wapnia może być wykorzystana implanta-cja jonów wapnia [58, 59], implantacja jonów fosfohi [62], implantacja podwójna jonów wapnia i fosforu oraz implantacja jonów sodu [121-123]. Wzrost szybkości tworzenia się fosforanów wapnia w roztworze symulującym płyn ustrojowy na powierzchni tytanu implantowanego jonami wapnia może wynikać ze wzrostu licz-by grup hydroksylowych na powierzchniach implantowanych [124]. Ponadto jony wapnia w sposób ciągły są uwalniane z powierzchni modyfikowanego tytanu do roztworu. To powoduje przesycenie roztworu względem wapnia w bezpośrednim sąsiedztwie powierzchni i przyspieszenie procesu wydzielania się fosforanów wap-nia [119].

Analizując mechanizm tworzenia się fosforanów wapnia na powierzchni tytanu można przypuścić, że wprowadzenie jonów fosforanowych w powierzchnię tytanu powinno przyspieszyć proces. Badania składu chemicznego warstw wierzchnich powstałych w wyniku implantacji jonów fosforu wykazały oprócz obecności fosfor-ku tytanu — TiP obecność także jonów fosforanowych [62].

Obrazy powierzchni tytanu nieimplantowanego i implantowanego jonami fosforu po porównywalnym czasie ekspozycji w roztworze symulującym płyn ustrojowy

ikazano na rys. 4.18. Efektywność implantacji jonów fosforu można poprawić ieli zastosuje się dodatkowo utlenianie anodowe [125].

's. 4.18. Obraz powierzchni tytanu (a) i tytanu implantowanego jonami fosforu — dawka 1 x 1 0 n P+/cm2

(b), po 4000 h ekspozycji w SBF

Przyspieszenie tworzenia się fosforanów wapnia na powierzchni tytanu można :yskać również przez implantację jonów sodu. Implantacja jonów sodu w po-ierzchnię tytanu powoduje powstanie tytanianu sodu, który jest odpowiedzialny za zrost reaktywności powierzchni i w konsekwencji podwyższenie zdolności do /orzenia hydroksyapatytu [126].

,5. Wpływ implantacji jonów na biozgodność

'pływ modyfikacji powierzchni tytanu i stopu TÍ6A14V metodą implantacji jonów :otu na biozgodność in vitro i in vivo przedstawiono w licznych pracach 27-131], Badania in vitro wpływu implantacji jonów azotu na biozgodność stopów TÍ6A14V

ri5A12,5Fe w hodowli komórek — osteoblastów — nie wykazały różnic w morfologii Dmórekna powierzchniach implantowanych i nieimplantowanych [127, 128]. Obser-acje granicy między warstwą komórek i podłożem wykazały obecność globularnych ydzieleń, zawierających wapń i fosfor, powiązanych z włóknami kolagenu. Liczba lobularnych wydzieleń była większa na próbkach implantowanych, co może sugero-ać, że łatwiej będzie tworzyć się tkanka kostna. [127].

Badania in vivo reakcji tkanki kostnej na tytan i stop TÍ6A14V implantowanych mami azotu po trzech miesiącach przebywania implantów w organizmie królików le ujawniły wpływu implantacji jonów azotu na tkankę kostną. Nie obserwowano iżnic w kontakcie kość-metal dla powierzchni implantowanych i nieimplantowa-

nych [129]. Nie stwierdzono również różnicy w oddziaływaniu powierzchni implan-towanych jonami azotu i nieimplantowanych w ciągu pierwszych sześciu tygodni przebywania implantów tytanowych w organizmie zwierząt, jednak po sześciu tygo-dniach liczba makrofagów i ich wielkość była znacznie większa na powierzchniach implantowanych jonami azotu niż na powierzchni nieimplantowanej [130]. Wyniki badań histomorfometrycznych nie wykazały również wpływu implantacji jonów tlenu na kontakt tkanki kostnej z implantem tytanowym po czterech tygodniach przebywania implantu w organizmie królików [112].

Badania żywotności osteoblastów (XTT), aktywności enzymatycznej w bada-niach fosfatazy alkalicznej (ALP) oraz morfologii komórek w kontakcie z tytanem implantowanym jonami Ca, P, C a + P nie wykazały szkodliwego efektu implantacji wymienionych pierwiastków na biozgodność tytanu [58, 60]. Przykładowy obraz osteoblastów na powierzchni tytanu implantowanego jonami fosforu po czte-rech dniach hodowli komórek przedsta-wiono na rys. 4.19.

Badania in vivo wykazały korzystny wpływ implantacji jonów wapnia na tworzenie się tkanki kostnej. Ilość two-rzącej się tkanki była znacznie większa na powierzchni implantowanej jonami wapnia niż na powierzchni nieimplanto-wanej [132].

Wyniki przedstawione we wspomnia-nych pracach wykazały korzystny wpływ modyfikacji powierzchni tytanu i jego stopów metodą implantacji jonów na właści-wości mechaniczne, odporność korozyjną, bioaktywność i biozgodność. Implantacja jonów może być także stosowana do obniżenia aktywności bakterii w jamie ustnej i hamowania procesu tworzenia się płytki nazębnej na implantach tytanowych [133].

Rys. 4.19. Obraz komórek (osteoblastów) na po-wierzchni tytanu implantowanego jonami fosforu (dawka 1 x 1017 P+/cm2) po czterech dniach hodowli

Literatura

1. G. Dearnaley, J.H. Freeman, R.S. Nelson, J. Stephen. Ion implantation. North Holland Publishing Company. 1973.

2. W. Rosiński. Wybrane zastosowania implantacji jonów w nauce i technice Ossolineum. Wroclaw 1978.

3. A.J. Armini, S.N. Bunker. Compound formation effects in computing implantation profiles. Mater. Sei. Eng. Al 15(1989)67.

4. T. Burakowski. Możliwości stosowania implantacji jonów w inżynierii powierzchni metali. Cz. I. Przegląd Mechaniczny 16(1988)5. Cz, II. Przegląd Mechaniczny 17(1988)15.

T. Burakowski. Implantacja jonów i jej wykorzystanie do modyfikacji warstwy wierzchniej meta-li. Tribologia 5(1989)4. T. Burakowski, T. Wierzchoń. Inżynieria powierzchni metali. WNT. Warszawa 1995. G. Gawlik, J. Jagielski, A. Podgórski. Wpływ implantacji jonów na własności metali i stopów. Tribologia 5(1989)20. J. Baszkiewicz, M. Kamiński, A. Podgórski, J. Jagielski, G. Gawlik. Zmiana właściwości po-wierzchni za pomocą techniki implantacji jonów. Ochrona przed korozją 5(1991)102. P. Sioshansi. Surface modification of industrial components by ion implantation. Mater. Sci. Eng. 90(1987)373. P. Sioshansi. Surface modification of industrial components by ion implantation. Nucl. Inst. Meth. Phys. Res. B37/38(1989)667. P. Sioshansi. Improving the properties of titanium alloys by ion implantation. JOM(1990)30. P. Sioshansi. Medical applications of ion beam processes. Nucl. Inst. Meth. Phys. Res. B19/20(1987)204. P. Sioshansi, E.J. Tobin. Surface treatment of biomaterials by ion beam processes. Surf. Coat. Technol. 83(1996)175. Z. Ławrynowicz. Mechanizm i technika implantowania plazmowego. Metaloznawstwo, Obróbka cieplna. Inżynieria powierzchni 115-117(1992)50. X. Qiu, J.R. Conrad, F.A. Dodd, F.J. Worzala. Plasma source nitrogen ion implantation of Ti6A14V. Metali. Trans. A. 21A(1990)1663. S. Han, H. Kim, Y. Lee, J. Lee, S-G. Kim. Plasma source ion implantation of nitrogen, carbon and oxygen into Ti6A14V alloy. Surf. Coat. Technol. 82(1996)270. V.N. Bykov, V.A. Troyan, G.G. Zdrovotseva, V.S. Khaimovich. Phase transformation at bom-bardment of thin films with ions. Phys. Stat. Sol. (a)32(1975)53. I.M. Belii, F.F. Komarov, V.S. Tishkov, V.M. Yankovskii. Formation of chemical compounds by ion bombardment of thin transition metals films. Phys. Stat. Sol. (a)45(1978)343. R.G. Vardiman, R.A. Kant. The improvement of fatigue life in Ti6A14V by ion implantation. J. Appl. Phys. 53(1)(1982)690. R. Hutchgings. A TEM Investigation of the structure of nitrogen implanted Ti6A14V. Mater. Lett. 1(5-6)(1983)137. R. Hutchgings. The subsurface microstructure of nitrogen-implanted metals. Mater. Sci. Eng. 69(1985)129. R. Hutchgings, W.C. Oliver. A study of improved wear performance of nitrogen-implanted Ti6A14V. Wear 92(1983)143. B. Rauschenbach, K. Hochmuth. Synthesis of compounds by high-fluence nitrogen ion implan-tation in titanium. Phys. Stat. Sol. (a)94(1986)833. K. Hochmunth, B. Rauschenbach. High fluence implantation of nitrogen ions into titanium. Ma-ter. Sci. Eng. 69(1985)489. J-P. Gauthier, D. Fleche, J. Pivot, J-A. Roger. Nitrogen implantation in titanium: RBS, THEED and TEM analysis. Vacuum. Vol. 34. 10/11(1984)1013. D. Fleche, J.P. Gauthier, J. Pivot, J.A. Roger. Variations en profondeur de la structure cristallo-graphique de substrats de titane implantes en azote: etude correlative par retrodiffusion de partic-les a et microscopie electronique. J. Microsc. Spectrosc. Electron. 10(1985)219. D. Fleche, J.P. Gauthier, P. Kapsa. Implantation d'azote et de soufre dans ralliagexompartement ou frottement. Eurotrib 85. X. Qiu, R.A. Dodd, J.R. Conrad, A. Chen, F.J. Worzala. Microstructural study nitrogen implanted Ti6A14V alloy. Nucl. Instr. Meth. Phys. Res. B59/60(1991)951. A.M. deBecdelievre, Y. Arnaud, N. Mesbahi, M. Brunei, J. de Becdelievre, M. Romand. Oxida-tion anodique de l'alliage de titane T6AV en milieu ucidc sulfurique lm.: influence de I'implan-tation en ions azote. J. Chim. Phys. 2(86)( 1989)365.

30. P. Zheng, J.C. Pivin, M.O. Ruault. Epitaxial growth of nitrides in Ti implanted with N. Europhys, Lett. 8(6)(1988)689.

31. J.C. Pivin, P. Zheng, M.O. Ruault. Transmission electron microscopy investigation of the structu-ral transformations in titanium or TiAl implanted with nitrogen, carbon, oxygen and boron. Ma-ter. Sci. Eng. A115(1989)83.

32. J.C. Pivin, F. Pons, J. Takadoum, H.M. Pollock, G. Farges. Study of the correlation between hardness and structure of nitrogen-implanted titanium surface. J. Mater. Sci. 22(1987)1087.

33. T. Fujihana, Y. Okabe, K. Takahashi, M. Iwaki. RBS, AES and XRD investigations of high-dose nitrogen-implanted Ti, Cr, Fe, Zr, and Nb sheets. Nucl. Instr. Meth. Phys. Res. B45(1990)669.

34. T. Fujihama, Y. Okabe, M. Iwaki. Microstructure and mechanical properties of high dose nitro-gen implanted iron, chromium and titanium sheets. Mater. Sci. Eng. A115(1989)291.

35. K. Yabe, O. Nishimura, T. Fujihana, M. Iwaki. Characterization of surface layer of various me-tals implanted with nitrogen. Surf. Coat. Technol. 66(1994)250.

36. J. Rieu, A. Pichat, L-.M. Rabbe, A. Rambert, C. Chabrol, M. Robelet. Structural modifications induced by ion implantation metals and polymers used for orthopaedic prostheses. Mater. Sci. Tech. 8(1992)589.

37. F.M. Kustas, M.S. Misra, R. Wei, P.J. Wilbur, J.A. Knapp. High temperature nitrogen implanta-tion of Ti6A14V I: Microstructure characterization. Surf. Coat. Technol. 51(1992)100.

38. A. Anttila, J. Keinonen, M. Uhrmacher, S. Vahvaselka. Nitrogen implantation of metals. J. Appl. Phys. 57(4)(1985)1423.

39. R. Martinella, S. Giovanardi, G. Chevallard, M. Villani, A. Molinari, C. Tosello. Wear behaviour of nitrogen-implanted and nitrided Ti-6A1-4V. Mater. Sci. Eng. 69(1985)247.

40. F.Z. Cui, A.M. Vredenberg, F.W. Saris. MeV ion implantation of N into Ti for surface hardening. Appl. Phys. Lett. 53(22)(1988)2152.

41. A.M. Vredenberg, F.Z. Cui, F.W. Saris, N.M. Van der Pers, P.F. Colijn. Microstructure and hardness of titanium and iron surfaces after megaelectronovolt nitrogen implantation. Mater. Sci. Eng. A 115(1989)297.

42. D. Krupa, E. Jezierska, J. Baszkiewicz, M. Kamiński, T. Wierzchoń, A. Barcz. Effect of nitrogen ion implantation on the structure and corrosion resistance of OT-4-O titanium alloy. Surf. Coal, Technol. 79(1996)240.

43. D. Krupa, J. Baszkiewicz, E. Jezierska, J. Mizera, T. Wierzchoń, A. Barcz, R. Fillit. Effect ol' nitrogen ion implantation on the corrosion resistance of the OT-4-O alloy in the 0. 9% NuCI environment. Surf. Coat. Technol. 111(1999)86.

44. S. Fukumoto, H. Tsubakino, S. Inoue, L. Liu, M. Terasawa, T. Mitamura. Surface modification of titanium by nitrogen implantation. Mater. Sci. Eng. A263(1999)205.

45. Binary Alloy Phase Diagrams ASM — International. The Materials Information Society. Ed. T.B. Massalski. Publisher William W. Scott Jr. USA 1992.

46. R.N. Bolster, I.L. Singer, R.G. Vardiman. Composition, structure and wear resistance of Ti6AI4V implanted with carbon or boron to high dose. Surf. Coat. Technol. 33(1987)469.

47. T. Fujihana, Y. Okabe, M. Iwaki. X-ray photoelectron spectroscopy characterization of high dose carbon-implanted refractory metals. Surf. Coat. Technol. 66(1994)419.

48. D. Krupa, E. Jezierska, J. Baszkiewicz, T. Wierzchoń, A. Barcz, G. Gawlik, J. Jagielski, J.W. Sobczak, A. Biliński, B. Larisch. Effect of carbon ion implantation on the structure and corrosion resistance of OT-4-O titanium alloy. Surf. Coat. Technol. 114(1999)250.

49. L.T. Toth. Transition metals carbides and nitrides. Academia Press. New York-London 1971. 50. A. Garcia, J.L. Viviente, F. Alonso, A. Loinaz, J.I. Onate. Growth of carbon layers on Ti6AI4V

alloy by very high dose carbon implantation. Surf. Coat. Technol. 97(1997)499. 51. T. Fujihana, M. Taniguchi, Y. Okabe, M. Iwaki. Crystal structure of carbon-implanted group 4 tran-

sition metals. Surf. Coat. Technol. 83(1996)120. 52. A. Wenzel, C, Hammcrl, A. Koniger, B. Rauschcnbach. Formation of titanium carbide by liigh-

-flucnce carbon ion Implantation. Nucl. Inst. Melh. Phys. Res. B 129(1997)369.

Y. Okabe, M. Iwaki, K. Takahashi. Target temperature dependence on titanium oxide formation by high-dose ion implantation into titanium sheets. Mater. Sci. Eng. Al 15(1989)79. Y. Okabe, M. Iwaki, K. Takahashi, S. Ohira, B.V. Crist. Formation of rutile T i0 2 induced by high-dose 0+-implantation and its characteristics. Nucl. Inst. Meth. Phys Res. B39(1989)619. Y. Okabe, M. Iwaki, K. Takahashi. Energy deposition effects of additional ion bombardment on titanium oxides formed by oxygen implantation. Nucl. Inst. Meth. Phys. Res. B61(1991)44. Y. Okabe, T. Fujihana, M. Iwaki, B.V. Crist. Characterization of oxide layers induced by oxygen ion implantation into Ti, V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf. Ta and W. Surf. Coat. Technol. 66(1994)384. D. Krupa, J. Baszkiewicz, J. Kozubowski, A. Barcz, G. Gawlik, J. Jagielski, B. Larisch. Effect of oxygen implantation upon the corrosion resistance of OT-4-O titanium alloy. Surf. Coat. Technol. 96(1997)223. D. Krupa, J. Baszkiewicz, J.A. Kozubowski, A. Barcz, J. Sobczak, A. Biliński, B. Rajchel, M. Szumiel-Lewandowska. Effect of calcium-ion implantation on corrosion resistance and bio-compatibility of titanium. Biomaterials 22(2001)2139. T. Hanawa, K. Murakami, S. Kihara. Characterization and performance of calcium phosphate coatings for implants ASTM STP 1196 Philadelphia 1994. D. Krupa, J. Baszkiewicz, J.A. Kozubowski, J. Sobczak, A. Biliński, B. Rajchel, M. Szumiel-Le-wandowska. Effect of phosphorus-ion implantation on corrosion resistance and biocompatibility of titanium. Biomaterials 23(2002)3329. E. Wieser, I. Tsyganow, W. Matz, H. Reuther, S. Oswald, T. Pham, E. Richter. Modification of titanium by ion implantation of calcium and/or phosphorus. Surf. Coat. Technol. 111(1999)103. D. Krupa, J. Baszkiewicz, J.A. Kozubowski, A. Barcz, J. Sobczak, A. Biliński, B. Rajchel. The influence of calcium and/or phosphorus ion implantation on the structure and corrosion resistance of titanium. Vacuum 63(2001)715. J. Baszkiewicz, M. Kamiński, J. Kozubowski, D. Krupa, K. Gosiewska, A. Barcz, G. Gawlik, J. Jagielski. Implantation of silicon ions into a surface layer of the TÍ6A14V titanium alloy and its effect upon the corrosion resistance and structure of this layer. J. Mater. Sci. 35(2000)767. R. Kelly. Factors determining the compound phases formed by oxygen or nitrogen implantation in metals. J. Vac. Sci. Technol. 21(3)(1982)778. H.T. Li, P.S. Liu, S.C. Chang, H.C. Lu, H.H. Wang, K. Tao. Some experimental studies on metal implantation. Nucl. Inst. Meth. 182/183(1981)915. F. Alonso, A. Arizaga, A. Quainton, J.J. Ugarte, J.L. Viviente, J.I. Onate. Mechanical properties and structure of TÍ6A14V alloy implanted with different light ions. Surf. Coat. Technol. 74-75(1995)986. V.C. Nath, D.K. Sood, R.R. Manory. Ultramicrohardness and microstructure of Ti-6wt.%Al-4wt.%V alloy nitrided by ion implantation. Surf. Coat. Technol. 49(1991)510. V.C. Nath, D.K. Sood, R.R. Manory. The effect of annealing on the Knoop microhardness of nitrogen implanted TÍ6A14V alloy. Nucl. Inst. Meth. Phys. Res. B59/60(1991)946. A.D. Wilson, A. Leyland, A. Matthews. A comparative study of influence of plasma treatments, PVD coatings and ion implantation on the tribological performance of TÍ-6A1-4V. Surf. Coat. Technol. 114(1999)70. W.C. Oliver, R. Hutchings, J.B. Pethica. The wear behavior of nitrogen-implanted metals. Metali. Trans. A( 1984)2221. B. Rauschenbach. Mechanical properties of nitrogen ion-implanted TÍ-6A1-4V alloy. Surf. Coat. Technol. 66(1994)279. P. Sioshansi, R.W. Oliver, F.D. Matthews. Wear improvement of surgical titanium alloys by ion implantation. J. Vac. Sci. Technol. A3(6)(1985)2670. H.A. McKellop, T.V. Rostlund. The wear behavior of ion-implanted TÍ-6A1-4V against UHMW polyethylene. J. Biomed. Mater. Res. 24(1990)1413. J. Lausmaa, T. Rostlund, H. McKellop. Wear of ion implanted pure titanium and TÍ6A14V alloy against ultrahigh molecular weight polyethylene. Surf. Eng. 7(4)(I991)311.

75. J.M. Williams, G.M. Beardsley, R.A. Buchanan, R.K. Bacon. Effect of N-implantation on the corrosive-wear of surgical Ti-6A1-4V. Mat. Res. Soc. Symp. Proc. 27(1984)735.

76. J.M. Williams. Wear improvement of surgical Ti-6A1-4V alloy by ion implantation. Nucl. Inst. Meth. Phys. Res. B10/ll(1985)539.

77. R.A. Buchanan, E.D. Rigney Jr, J.M. Williams. Ion implantation of surgical Ti6A14V for impro-ved resistance to wear-accelerated corrosion. J. Biomed. Mater. Res. 21(1987)355.

78. R.A. Buchanan, E.D. Rigney Jr, J.M. Williams. Wear - accelerated corrosion of Ti6A14V and nitrogen-ion-implanted Ti6A14V: Mechanisms and influence of fixed-stress magnitude. J. Biomed. Mater. Res. 21(1987)367.

79. J. Rieu, A. Pichat, L.-M. Rabbe, A. Rambert, C. Chabrol, M. Robelet. Ion implantation effects on friction and wear of joints prosthesis materials. Biomaterials 12, 3(1991)139.

80. A. Mucha, M. Braun. Requisite parameters for optimal wear performance of nitrogen implanted titanium and Ti-6A1-4V. Surf. Coat. Technol. 50(1992)135.

81. F.M. Kustas, M.S. Misra, R. Wei, P.J. Wilbur. High temperature nitrogen implantation of Ti6A14V II. Tribological properties. Surf. Coat. Technol. 51(1992)106.

82. A. Chen, J. Blanchard, J.R. Conrad, P. Fetherson, X. Qiu. A study of relationship between wear and nitrogen profile rate and application to plasma source ion implanted Ti-6A1-4V. Wear 165(1993)97.

83. F. Alonso, M. Rinner, A. Loinaz, J.I. Onate, W. Ensinger, B. Rauschenbach. Characterization of Ti-6A1-4V modified by nitrogen plasma immersion ion implantation. Surf. Coat. Technol. 93(1997)305.

84. W.C. Oliver, R. Hutchings, J.B. Pethica, E.L. Paradis, A.J. Shuskus. Ion implanted Ti-6A1-4V. Mater. Res. Soc. Symp. Proc. 27(1984)705.

85. S. Saritas, R.P. Procter, A.W. Grant. The use of ion implantation to modify the tribological pro-perties of Ti6A14V. Mater. Sci. Eng. 90(1987)297.

86. P. Sioshansi, R.W. Oliver. Improvements in the hardness of surgical titanium alloys by ion imp-lantation. Mater. Res. Soc. Symp. Proc. 55(1986)237.

87. M. Guemmez, A. Mosser, L. Boudoukha, J.J. Grob, D. Raiser, J.C. Sens. Ion beam synthesis of non-stoichiometric titanium carbide: composition structure and nanoindentation studies. Nucl. Inst. Meth. Phys. Res. B111(1996)263.

88. F. Alonso, J.J. Ugarte, D. Sansom, J.L. Viviente, J.I. Onate. Effect of ion implantation on Ti-6A1-4V on its frictional behaviour against UHMWPE. Surf. Coat. Technol. 83(1996)301.

89. P. Sioshansi, R.W. Oliver, F.D. Matthews. Wear improvement of surgical titanium alloys by ion implantation. J. Vac. Sci. Technol. A3(6)( 1985)2670.

90. R.G. Vardiman. Wear improvement in Ti6A14V. Mater. Res. Soc. Symp. Proc. 27(1984)699. 91. H. Schmidt, H.E. Exner, D.M. Ruck, N. Angert, U. Fink. Wear behaviour of ion implanted

Ti6A14V against UHMWPE. Advances in materials science and implant orthopedic surgery. Ed. R. Kossowsky & N. Kossowsky. Kluwer. Dordrecht 1995. s. 207.

92. H. Schmidt, A. Schminke, M. Schmiedgen, B. Baretzky. Compound formation and abrasion resistance of ion-implanted Ti6A14V. Acta mater. 49(2001)487.

93. M. Ikeyama, S. Nakao, H. Morikawa, Y. Yokogawa, L.S. Wielunski, R.A. Clissold, T. Bell. Increase of surface hardness induced by O, Ca or P ion implantation into titanium. Surf. Coat. Technol. 128-129(2000)400.

94. A. Loinaz, M. Rinner, F. Alonso, J.I. Onate, W. Ensinger. Effects of plasma immersion ion imp-lantation of oxygen on mechanical properties and microstructure of Ti6A14V. Surf. Coat. Tech-nol. 103-104(1998)262.

95. H. Schmidt, A. Schminke, D.M. Ruck. Tribological behaviour of ion-implanted Ti6A14V sliding against polymers. Wear (1997)49.

96. J.E. Elder, R. Thamburaj, P.C. Patnaik. Optimising ion implantation conditions for improving wear, fatigue, and fretting fatigue of Ti6AI4V. Surf. Eng. 5(1989)55.

97. V. Ashworth, D. Buxtcr, W.A. Grant. R.P.M, Proctcr, T.C. Wellington. The application of ion beams to corrosion icienco Corr, Sci. 16(1976)775.

F.A. Smidt. Recent advances in the application of ion implantation to corrosion and wear pro-tection. Nucl. Inst. Meth. Phys. Res. B10/11(1985)532. A.M. de Becdelievre, D. Fleche, J. de Becdelievre. Effect of nitrogen ion implantation on the electrochemical behaviour of TA6V in sulphuric medium. Electrochim. Acta. 33(8)(1988)1067. D. Zhang, W. Yu, Z. Wang, R. Dong. Electrochemical and corrosion behavior of carbon and nitrogen ion implanted Ti-6A1-4V. Corrosion Control. 7 thAPCC. China. Vol. 2(1991)793. J. De Damborenea, A. Conde, C. Palacio, R. Rodriguez. Modification of corrosion properties of titanium by N-implantation. Surf. Coat. Technol. 91(1997)1. J. Yu, J. Zhao, L.X. Li. Corrosion fatigue resistances of surgical implant stainless steels and titanium alloy. Corr. Sci. 35(1-4)(1993)793. E. Leitao, C. Sa, R.A. Silva, M.A. Barbosa, H. Ali. Electrochemical and surface modifications on N+-ion implanted Ti6A14V immersed in HBSS. Corr. Sci. 37(11)(1995)1861. E. Leitao, R.A. Silva, M.A. Barbosa. Electrochemical and surface modifications on N+-ion imp-lanted Ti-5Al-2,5Fe immersed in HBSS. Corr. Sci. 39(2)(1997)377. T. Sundararajan, U. Kamachi Mudali, K.G.M. Nair, R. Rajeswari, M. Subbaiyan. Electrochemi-cal studies on nitrogen ion implanted Ti6A14V. Anti-Corr. Meth. Mater. 45(3)( 1998) 162. T. Sundararajan, U. Kamachi Mudali, K.G.M. Nair, S. Rajeswari, M. Subbaiyan. Surface charac-terization of electrochemically formed passive film on nitrogen ion implanted Ti6A14V alloy. Mater. Trans. 39(7)(1998)756. T. Sundararajan, U. Kamachi Mudali, K.G.M. Nair, S. Rajeswari, M. Subbaiyan. In vitro corro-sion evaluation of nitrogen ion implanted titanium in simulated body fluid. Mater. Corr. 50(1999)344. L. Thair. U. Kamachi Mudali, N. Bhuvaneswaran, K.G.M. Nair, R. Asokamani, B. Raj. Nitrogen ion implantation and in vitro behavior of as-cast Ti-6Al-7Nb alloy. Corr. Sci. 44(2002)2439. L. Thair, U. Kamachi Mudali, S. Rajagopalan, R. Asokamani, B. Raj. Surface characterization of passive film formed on nitrogen ion implanted Ti-6A1-4V and Ti-6Al-7Nb alloys using SIMS. Corr. Sci. 45(2003)1951. H. Schmidt, C. Konetschny, U. Fink. Electrochemical behaviour of ion implanted Ti-6A1-4V in Ringer's solution. Mater. Sci. Technol. 14(1998)592. H. Schmidt, G. Stechemesser, J. Witte, M. Soltani-Farshi. Depth distributions and anodic polari-zation behaviour of ion implanted Ti6A14V. Corr. Sci. 40(1998)1533. T. Sawase, A. Wennerberg, K. Baba, Y. Tsuboi, L. Sennerby, C.B. Johansson, T. Albrektsson. Application of oxygen ion implantation to titanium surfaces: effects on surface characteristics, corrosion resistance, and bone response. Clin. Implant. Dent. Relat. Res. 3(4)(2001)221. J. Baszkiewicz, D. Krupa. Wpływ długotrwałych ekspozycji w środowisku soli fizjologicznej na odporność korozyjną stopów tytanu implantowanych różnymi pierwiastkami. Praca badawcza 503/162/219/1. G.K. Hubler, E. McCafferty. The corrosion behaviour and Rutherford back-scattering analysis of palladium-implanted titanium. Corr. Sci. 20(1980)103. P. Munn, G.K. Wolf. The effect of palladium implantation on the crevice corrosion of titanium. Mater. Sci. Eng. 69(1985)303. R.A. Buchanan, L. In-Seop, J.M. Williams. Surface modification of biomaterials through noble metal ion implantation. J. Biomed. Mater. Res. 24(1990)309. M. Stern, E.D. Weisert. Experimental observation on the relation between polarization resistance and corrosion rate. ASTM Proceedings. Vol. 59 (ASTM, Philadelphia, PA. 1959). s. 1280. Corrosion tests and standards. Ed. R. Baboian ASTM manual series: MNL 20 Printed in Frede-ricksburg. VA 1995. T. Hanawa. In vivo metallic biomaterials and surface modification. Mater. Sci. Eng. A267( 1999)260. T. Hanawa, M. Ota. Characterization of surface film formed on titanium in electrolyte using XPS. App. Surf. Sci. 55(1992)269. M.T. Pham, M.F. Maitz, W. Matz, H. Reuther, E. Richter, G. Stciner. Promoted hydroxyapatite nuclcation titanium ion-implanted with sodium. Thin Films 379(2000)50.

122. M.T. Pham, W. Matz, D. Grambole, F. Herrmann, H. Reuther, E. Richter, G. Steiner. Solution deposition of hydroxyapatite on titanium pretreated with sodium ion implantation. J. Biomed. Mater. Res. 59(2002)716.

123. M.T. Pham, F. Matiz, D. Grambole, F. Herrmann, H. Reuther, E. Richter. Surface stimuli to precipitating hydroxyapatite on titanium. J. Mater. Sci. Letters. 20(2001)295.

124. T. Hanawa, M. Kon, H. Doi, H. Ukai, K. Murakami, H. Hamanaka, K. Asoka. Amount of hyd-roxyl radical on calcium-ion-implanted titanium and point of zero charge of constituent oxide of the surface-modified layer. J. Mater. Sci. Mater. Med. 9(1998)89.

125. D. Krupa, J. Baszkiewicz, J.W. Sobczak, A. Bilinski, A. Barcz, B. Rajchel. Influence of anodic oxidation on bioactivity and corrosion resistance of phosphorus-ion implanted titanium. Vacuum 70(2003)109.

126. M.F. Matiz, M.T. Pham, W. Matz, H. Reuter, G. Steiner, E. Richter. Ion beam titanium surfaces enhancing deposition of hydroxyapatite from solution. Biomol. Engineer. 19(2-6)(2002)271.

127. K. Bordji, J.Y. Jouzeau, D. Mainard, E. Payan, P. Netter, K.T. Rie, T. Stucky, M. Hage-Ali. Cytocompatibility of Ti-6A1-4V and Ti-5Al-2,5Fe alloys according to three surface treatments, using human fibroblasts and osteoblasts. Biomaterials 17(1996)929.

128. E. Leitao, M.A. Barbosa, K. de Groot. In vitro testing of surface - modified biomaterials. J. Mater. Sci. Mat. Med. 9(1998)543.

129. C.B. Johansson, J. Lausmaa, T. Rostlund, P. Thomsen. Commercially pure titanium and Ti6A14V implants with and without nitrogen-ion implantation: surface characterization and quantitative studies in rabbit corticl bone. J. Mater. Sci. Mat. Med. 4(1993)132.

130. T. Rostlund, P. Thomsen, L.M. Bjursten, L.E. Ericson. Difference in tissue response to nitrogen ion implanted titanium and c. p. titanium in the abdominal wall of the rat. J. Biomed. Mater. Res. 24(1990)847.

131. M.A. de Maeztu, J. Iriaki Alava, C. Gay-Escoda. Ion implantation: surface treatment for impro-ving the bone integration of titanium and Ti6A14V dental implants. Clin. Oral. Implants Res. 14(1)(2003)57.

132. T. Hanawa, Y. Kamiura, S. Yamamoto, T. Kohgo, A. Amemiya, H. Ukai, K. Murakami, K. As-oaka. Early bone formation around calcium-ion-implanted titanium inserted into ratibia. J. Bio-med. Mater. Res. 36(1997)131.

133. M. Yoshinari, Y. Oda, T. Kato, K. Okuda. Influence of surface modifications to titanium on antibacterial activity in vitro. Biomaterials 22(2001)2043.

Biologiczna ocena biozgodności

rminu „biozgodny" używa się dla określenia materiału, który wszczepiony do ganizmu wywołuje prawidłową reakcję, spełniając jednocześnie specyficzne wy-łgania gospodarza [1]. Definicja ta nie precyzuje, w jaki sposób oceniać biozgod-»ść, ani jak ją poprawiać. Zgodnie ze standardami ISO (norma ISO 10933 i EN 1-41 w Aneksie B), żeby ocenić biozgodność materiału należy wykonać szereg stów. Ważniejsze z nich przedstawiono w tabeli 5.1.

Tabela 5.1

Biologiczna ocena biozgodności zgodnie z normą ISO

• Test genotoksyczności, karcenogenności • Toksyczność związana z rozrodczością • Reakcja z krwią • Cytotoksyczność in vitro • Lokalny efekt po wszczepieniu materiału • Toksyczność ogólnoustrojowa • Wpływ sterylizacji • Testy oceniające wrażliwość i reakcje alergiczne na obecność materiału • Identyfikacja i ocena ilościowa produktów degradacji

Ocena biozgodności, zgodnie z międzynarodową normą, wymaga przeprowadze-lia zarówno badań in vitro na izolowanych komórkach lub tkankach, jak też badań n vivo na zwierzętach i prób przedklinicznych. Badania in vitro nie odtwarzają laturalnego środowiska organizmu i dlatego nie pozwalają ocenić łańcucha reakcji zachodzących w obecności biomateriału pod wpływem działania zmiennych czynni-ków, występujących w żywym organizmie.

Charakterystyka biomateriałów pod względem właściwości biologicznych wyzna-cza możliwości ich zastosowania w medycynie, np. do wytworzenia wszczepów zębowych, endoprotez stawowych, a więc elementów dobrze integrujących się z ko-ścią lub sensorów — urządzeń regulujących pracę serca, a więc współpracujących z tkanką miękką lub zastawek serca czy elementów pomp infuzyjnych krwi i pły-nów ustrojowych, a więc wymagających niskiej adhezji komórkowej.

Badania biozgodności tytanu i jego stopów podkreślają ich dobrą odporność korozyjną, bioobojętność, biofunkcyjność oraz możliwość kontrolowania i modyfi-kowania ich reaktywności z białkami macierzy pozakomórkowej i płynów ustrojo-wych, a tym samym z komórkami wchodzącymi w kontakt z biomateriałem. Ogra-

niczone stosowanie niektórych stopów tytanu, mimo ich dobrych właściwości mechanicznych i korozyjnych, jest spowodowane uwalnianiem przez nie szkodli-wych dla organizmu jonów, np. jonów niklu (stopy z pamięcią kształtu — nitinol) lub wanadu (stop Ti6A14V) [2-5], Coraz częściej bierze się pod uwagę również uwalnianie jonów Ti ze stopów tytanowych.

Obecność jonów tytanu w różnych tkankach i płynach ustrojowych u pacjentów z tytanową endoprotezą stawową jest obecnie oceniana jako niekorzystna, mimo że brak jest jednoznacznych dowodów szkodliwego wpływu tych jonów na organizm. Przyczyną niepożądanych efektów biologicznych oddziaływania biomateriałów tytanowych, np. nieprawidłowej adhezji komórkowej, zahamowania proliferacji lub powodowania śmierci komórek, mogą być także niewłaściwie dobrane właściwości fizykochemiczne ich powierzchni w aspekcie funkcji, które spełniają w organizmie [6].

5.1. Badania biozgodności in vitro

Podstawowymi badaniami in vitro biomateriałów są testy pozwalające ocenić ich cytotoksyczność biologiczną. Substancje toksyczne, uwalniane z materiału lub pow-stające w wyniku oddziaływania materiału z tkankami lub płynami ustrojowymi, mogą uszkadzać błonę komórkową, zmieniać aktywność metaboliczną komórek i uszkadzać genom (materiał genetyczny komórki). Wymienione cechy uszkodzenia komórki najczęściej współistnieją jednocześnie i są ze sobą powiązane, tzn. uszko-dzenie błony komórkowej i/lub zlokalizowanych w niej kanałów i/lub pomp jono-wych zaburza homeostazę jonową wewnątrz komórki, a podwyższenie stężenia, np. jonów wapnia w cytozolu, indukuje w jądrze komórki, mitochondriach i cyto-zolu mechanizmy prowadzące do aktywacji łańcucha przemian charakterystycznych dla apoptozy (proces programowanej śmierci komórki) lub martwicy (rys. 5.1). Toksyczny efekt dają uwalniane z biomateriałów jony Ni2+, Cu2+, a także takie materiały, jak np. azotek aluminium oraz metakrylany [2, 5 ,6] .

Biozgodność materiału może być badana w warunkach in vitro metodami bezpo-średnimi lub pośrednimi. Metody bezpośrednie polegają na hodowli komórek w obecności badanego materiału lub bezpośrednio na jego powierzchni, podczas gdy w metodach pośrednich jest on oddzielony od komórek docelowych materiałem przepuszczalnym, np.: filtrem lub warstwą agaru. Podstawowymi parametrami anali-zowanymi w testach są proliferacja komórek i liczba komórek martwych w popula-cji. Komórki martwe mają kształt okrągły, nie tworzą wypustek, łatwo odklejają się od podłoża, a ich cytoplazma jest silnie zwakuolizowana (w cytoplazmie komórko-wej widoczne są liczne pęcherzyki). Komórki martwe w populacji wykrywa się barwnikami przyżyciowymi, np. błękitem trypanu, błękitem toluidyny. Komórki metabolicznie uszkodzone uwalniają do środowiska kwas mlekowy, wykazują obni-

>ną zdolność wbudowywania tymidyny znakowanej trytem ([3H]-tymidyna, co viadczy o syntezie DNA) lub leucyny znakowanej trytem [3H]-leucyna, co świad-:y o syntezie DNA) [6].

APOPTOZA

BIOMATERIAŁ TOKSYCZNE

DZIAŁNIE

' <=> > -- "" J ODCZYN ZAPALNY

FAGOCYTOZA

Rys. 5.1. Toksyczny wpływ biomateriału na komórki

Zmniejszająca się adhezja komórek na biomateriale może być wyrazem nie tylko ksycznego oddziaływania materiału, ale także takich właściwości materiału jak ). topografia powierzchni. W badaniach adhezji komórkowej ocenia się liczbę rniórek przylegających do powierzchni, liczbę wytworzonych przez komórki pły-k przylegania (połączenia receptor-białko biofilmu wytworzonego na powierzchni ateriału) i siłę przylegania komórek do badanej powierzchni. Liczbę komórek zylegających do próbek z tytanem i jego stopów można oceniać metodami bezpo-sdnimi, wizualizując komórki obecne na powierzchni, np. w mikroskopie skanin->wym lub w laserowym cytometrze skaningowym (LSC) i wyrazić w przeliczeniu i jednostkę badanej powierzchni. Płytki przylegania można badać metodami im-unofluorescencyjnymi lub immunohistochemicznymi. Siłę adhezji ocenia się testach polegających na odklejaniu komórek od podłoża różnymi metodami:

izymatycznymi (np. trypsyną) i nieenzymatycznymi (np. EDTA). Najbardziej pomocnym parametrem pozwalającym ocenić toksyczność materiału

st proliferacja komórek, tj. rozmnażanie się komórek przez podział. Zdolność »morek do dzielenia się jest wynikiem biologicznego przygotowania się do tego ocesu w czasie faz cyklu życiowego. W prawidłowym cyklu komórkowym roz-żnia się cztery fazy: 1) fazę M — mitozę, obejmującą okres przygotowania ko-órki do podziału i podział komórki, trwający 30-60 min, 2) fazę G1 — przerwę iędzy końcem fazy M a rozpoczynającą się replikacją DNA, trwającą około

12 godzin, 3) fazę S - fazę syntezy i replikacji DNA, 4) fazę G2 - okres wzrostu komórki i zakończenia syntezy związków niezbędnych do podziału komórki.

Replikacja (powielenie) i podział materiału genetycznego decydują o przeżyciu komórki i dlatego komórki są wyposażone w system monitorujący wierność odtwo-rzonych sekwencji aminokwasów w DNA i równy rozdział kopii DNA. Do tego systemu należy m.in. białko p53, które wykrywa uszkodzenie DNA w fazie Gl , wiąże się z DNA i gromadzi się w jądrze komórkowym, a następnie zatrzymuje cykl komórkowy w fazie Gl . Po naprawie DNA białko to oddysocjowuje od DNA i komórka ponownie może wejść w cykl komórkowy. Komórki prawidłowe mają ograniczoną zdolność do proliferacji, bowiem po przejściu określonej liczby podzia-łów starzeją się. W hodowlach, jeśli medium hodowlane jest często wymieniane, komórki mogą podzielić się około 50 razy.

Komórki zachowują różną zdolność replikacji, zależną od wieku dawcy i dlatego dla uzyskania porównywalnych wyników doświadczalnych, badania można wykony-wać tylko na komórkach namnożonych w ograniczonej liczbie pasaży (komórki przeszły znaną liczbę podziałów, nadal zachowują wysoki potencjał mitotyczny).

Proliferację komórek badaną w aspekcie biozgodności biomateriału można oce-niać różnymi metodami: w hodowli komórkowej prowadzonej bezpośrednio na badanym materiale lub na innym zweryfikowanym podłożu, ale w jego obecności. W pierwszym przypadku należy pamiętać, że np. topografia i hydrofobowość po-wierzchni mogą bezpośrednio wpływać na uzyskane wyniki. Wykładnikiem prolife-racji jest liczba komórek w hodowli, oceniana po różnym okresie inkubacji w po-równaniu z proliferacją na kontrolnym materiale. Najczęściej liczbę komórek ocenia się po ich odklejeniu od podłoża za pomocą trypsyny, a następnie liczy się pod mikroskopem (np. w komorze Burckera) lub za pomocą elektronicznych czytników (np. w cytometrze przepływowym). Cytometria przepływowa pozwala zmierzyć niektóre fizyczne i chemiczne cechy komórek zawieszonych w płynie. Metoda pole-ga na pomiarze rozproszonego światła i emitowanej fluorescencji przez komórki w promieniu lasera, co pozwala na analizę morfologii komórek oraz ekspresję wew-nątrzkomórkowych i powierzchniowych antygenów [7].

Proliferacja może być także oceniana na podstawie parametrów biochemicznych, których wartość zależy od liczby badanych komórek lub na podstawie molekularnych wykładników aktywności biologicznej komórek, np. ekspresji białka p53 oraz białka Ki67 (białka proliferacyjnego, które wykazuje ekspresję w jądrze komórkowym w fazie Gl , S, G2 i M, a nie występuje w komórkach spoczynkowych). Proliferacja komórek zostaje zahamowana jeśli komórki zbyt silnie adherują na powierzchni materiału, topografia powierzchni nie pozwala na kontakt pomiędzy sąsiednimi komórkami lub brak jest odpowiednich składników odżywczych w płynie inkubacyj-nym. Zahamowanie proliferacji może prowadzić do śmierci komórki.

W tabeli 5.2 podano czynniki, które mogą być przyczyną śmierci komórek w strefie kontaktu z biomateriałem.

Tabela 5.2

Przyczyny śmierci komórek kontaktujących się z biomateriałem

Uwalnianie substancji szkodliwych z powierzchni materiału Powstawanie substancji toksycznych w strefie kontaktu komórka-materiał Brak adhezji komórek wywołany właściwościami powierzchni materiału Zbyt silna adhezja komórek na powierzchni materiału spowodowana właściwościami powierzch-ni uniemożliwiająca poruszanie się komórek i ich proliferację Aktywacja mechanizmów prowadzących do martwicy lub apoptozy komórek

Reaktywność biologiczną warstwy wierzchniej materiału można także oceniać na stawie analizy składu białkowego i rozmieszczenia biofilmu wytworzonego na nateriale, początkowo zbudowanego z białek obecnych w płynie inkubacyjnym, istępnie zmieniającego się na skutek syntezy i uwalniania białek przez komórki herowane na powierzchni biomateriału. Zarówno skład białkowy, jak i rozmiesz-nie biofilmu wpływają na przebieg adhezji. Wiadomo, że biomateriały tytanowe charakteryzuje niska odporność na zużycie 2Z tarcie, dlatego ważną grupę stanowią doświadczenia prowadzone in vitro, itórych badany jest wpływ sproszkowanego tytanu lub jego stopów na biologicz-aktywność komórek. Badania in vitro wykazały m.in., że cząstki biomateriałów inowych dodane do hodowli komórkowych makrofagów, monocytów i synowio-5w indukują syntezę i uwalnianie cytokin (tzn. substancji, które są mediatorami kcji zapalnych i mogą zmieniać aktywność proliferacyjną komórek) [8-13], kazano również, że obecność w środowisku hodowli komórkowej sproszkowane-tytanu w wysokich stężeniach może wywołać martwicę komórek [14]. Badania cazują także, że cząstki o średnicy mniejszej niż 5 pm mają właściwości toksyczne , 16]. Wydaje się, że toksyczny efekt działania tych drobin na komórki nie jest iwodowany fagocytozą (pochłanianiem) cząstek materiału przez komórki, lecz kodzeniem błony komórkowej przez jeszcze nieznany mechanizm, w którym nie klucza się toksycznego działania jonów uwalnianych z materiału. Fakty te tłumaczą chanizm niektórych reakcji zachodzących in vivo na skutek powstawania i groma-:nia się drobnych cząstek biomateriału, wokół np. endoprotez stawowych. Wyniki badań uzyskane w doświadczeniach in vitro, prowadzonych na różnych liniach zkich komórek dostępnych komercyjnie oraz komórkach uzyskanych od zdrowych vców, mogą różnić się znacząco. Dlatego też każda modyfikacja materiału wymaga ibnych kompleksowych badań wykonanych na tych samych komórkach i w tych samych runkach oraz porównania ich z wynikami uzyskanymi z materiałem kontrolnym.

I. Badania biozgodności in vivo

ladomo, że w warunkach hodowli (badania in vitro) komórki poruszają się po idkiej powierzchni w jednakowym stopniu we wszystkich kierunkach, podczas y w organizmie komórki są poddawane działaniu różnych bodźców, takich jak:

stężenie substancji chemicznych, potencjał elektryczny, struktura tkanki oraz skład-niki substancji pozakomórkowej. Biomateriał badany in vivo w pierwszym rzędzie jest narażony na kontakt z płynami ustrojowymi, jak np. krew i płyny pozakomór-kowe, które charakteryzuje wysokie stężenie jonów chloru wynoszące odpowiednio 113 i 117 mEq"1. Jony chloru działają silnie korozyjnie na materiały metaliczne [17]. Przebieg korozji intensyfikuje dodatkowo obecność w płynach ustrojowych organizmu aminokwasów i białek. W prawidłowych warunkach płyny ustrojowe wykazują pH w zakresie od 7,35 do 7,45, lecz po wszczepieniu biomateriału do np. kości, pH w okolicy wszczepu spada do około 5,2 i dopiero po około dwóch tygo-dniach powraca do normy [18]. Tak więc odporność korozyjna biomateriału w kon-takcie z płynami ustrojowymi jest jedną z podstawowych cech warunkujących bio-zgodność materiału w organizmie.

Właściwości biofilmu wytworzonego na powierzchni materiału po wprowadzeniu biomateriału do organizmu decydują o tym jakie komórki go zasiedlą. Białka obec-ne w biofilmie mogą aktywować komórki do syntezy i uwalniania prozapalnych cytokin (mediatorów reakcji zapalnej) i czynników wzrostu regulujących m.in. proliferację komórek. Konsekwencją tych procesów jest aktywacja dalszego łańcu-cha reakcji immunologicznych. Szybkie wygaszenie reakcji immunologicznych decyduje o dobrej integracji biomateriału z tkankami.

Badania biozgodności in vivo polegają na wszczepieniu badanego biomateriału do organizmu zwierząt doświadczalnych. W tego typu doświadczeniach wszczepia się modelowe próbki badanego materiału pod skórę lub w tkanki docelowe. Sche-mat postępowania w czasie badań doświadczalnych biozgodności przedstawiono na rys. 5.2.

Wszczepienie biomateriału pod skórę i lub do tkanki docelowej

Rys. 5.2. Schemat postępowania w badaniach biozgodności in vivo

W czasie trwania doświadczenia prowadzi się zarówno obserwacje kliniczne, jak i wykonuje specjalistyczne testy, pozwalające ocenić reakcje ustrojowe wynikające z obecności materiału, np. uwalnianie do krwi obwodowej cytokin, białka reaktyw-nego c, czynników wzrostowych itp. Końcowe badanie polega na wykonaniu sekcji

I Obserwacje kliniczne - testy laboratoryjne

(badanie krwi, moczu) - badania nieinwazyjne

(Rtg, USG, MRI)

Badanie histopatologiczne

-y tkanek otaczających wszczep

jrzęcia i pobraniu fragmentów tkanek różnych narządów do badań histologicz-i i immunohistochemicznych. Pozwalają one ocenić reakcje zachodzące w bez-ednim kontakcie z badanym materiałem, np. reakcję zapalną (lokalizację komó-nacieku, ich liczbę i fenotyp), śmierć komórek (rozróżniając cechy martwicy

) apoptozy), przebudowę tkanek (proliferacja komórek, włóknienie itp.)-5ozytywne wyniki badań biozgodności w warunkach in vitro i in vivo na zwie-ach pozwalają na przeprowadzenie na wybranej grupie ochotników prób przed-icznych, polegających na włożeniu wszczepu do docelowej tkanki lub narządu, istępnie na dokładnych, okresowych obserwacjach i badaniach chorych. Biozgodność tytanu i jego stopów w warunkach in vivo jest efektem głównie ywacji materiału. Wytworzona warstwa tlenkowa, zależnie od grubości warstwy, ida się z amorficznego lub mieszanego z krystalicznym Ti02 , który łatwo odtwa-się jeśli zostanie uszkodzony, a stabilizuje się gdy zostaną wbudowane jony

cne w strefie kontaktu materiał-tkanka (rys. 5.3).

Rozpuszczanie Powstawanie warstwy warstwy

tlenkowej tlenkowej f | Wbudowywanie jonów

i odkładanie białek in vivo

Wzrost biozgodności

/ \

Odtworzona, stabilna warstwa T¡02

Rys. 5.3. Schemat powstawania i odtwarzania warstwy pasywnej na tytanie w warunkach in vivo

Uważa się, że warstwa pasywna na biomateriałach tytanowych podlega ciągłemu xesowi rozpuszczania i ponownego tworzenia. Skład i właściwości warstwy pa-wnej zmieniają się w czasie przebywania biomateriału w organizmie i zależą od ładu środowiska in vivo. Wiadomo, że po wszczepieniu materiału do kości, do irstwy tlenkowej są wbudowywane jony wapnia i fosforu, które umożliwiają wy-orzenie naturalnego hydroksyapatytu [19, 20]. Obecność hydroksyapatytu na powierzchni biomateriału zwiększa biozgodność

tanu i jego stopów. Badania in vivo stawu kolanowego o powierzchni polerowa-j, piaskowanej A1203 i z hydroksyapatytem wykazały, że wszczep polerowany chropowatości Ra = 0,9 pm) zostaje otoczony torebką łącznotkankową, podczas

[y wszczep o rozwiniętej powierzchni (zarówno o powierzchni piaskowanej jak í hydroksyapatytem) dobrze zespala się z kością [21].

Badania biozgodności materiału w warunkach in vivo muszą być prowadzone zez dłuższy okres czasu — od kilku tygodni do kilku miesięcy - i obejmować

!

analizę korelacji m.in. właściwości powierzchni materiału (skład chemiczny, makro-topografia i mikrotopografia) z procesami biologicznymi zachodzącymi w strefie kontaktu materiał-tkanka i wykładnikami patofizjologicznymi procesu integracji materiału (wyniki badań klinicznych nieinwazyjnych jak np. badania rentgenowskie-go, USG, rezonansu magnetycznego, analizy składników krwi i moczu). Schemat korelacji między właściwościami powierzchni biomateriałów, a jego biozgodnością w warunkach in vivo przedstawiono na rys. 5.4.

Skład

Makrołopografia

w Regulacja biologii komórki

- Wstępna reakcja z komórkami/tkankami

- Ukierunkowany ruch komórek

- Przenoszenie obciążeń

Formowanie zespolenia

Formowanie zespolenia materiał--tkanka

Zmiany w materiale i tkankach otaczających wszczep

Mikrotopografia . - Wstępna reakcja z komórkami/tkankami

- Zachowanie szczeliny - Regulacja biologii

Rys. 5.4. Schemat korelacji między właściwościami powierzchni biomateriału a jego biozgodnością w wa-runkach in vivo

Literatura

1. D.F. Wiliams. Definition of biometrials. W „Progress in Biomedical Engineering", 4 (ed). Elsevier, Amstredam 1987.

2. J.C. Wataha, C.T. Hanks, R.C. Craig. The effects of cell monolayer density on the cytotoxicity of metal ions which are released from dental alloys. Dental Mat. 9(1993)171.'

3. J.O. Galante, J. Lemons, M. Spector et al. The biologic effects of implant materials. J. Orthop. Res. 9(1991)760.

4. M. McKay, R. MacNair, C. MacDonald, M.H. Grant. Interactions of orthopedic metals with an im-mortalized rat osteoblast cell line. Biomaterials 17(1996)1339.

5. D.J. Wever, A.G. Veldhuizen, M.M. Sanders et al. Cytotoxic, allergic and genotoxic activity of a nickel-titanium alloy. Biomaterials 18(1997)1115.

6. T. Groth, P. Falck, R-G. Miethke. Cytotoxicity of Biomaterials — Basic Mechanisms and in vitro test Methods: A review. ATLA 23(1995)790.

7. M.A. Lopes, J.C. Knowles, L. Kuru et al. Flow cytometry for assessing biocompatibility. J. Bio-med. Mater. Res. 41(1998)649.

8. J.B. Gonzalez, M.A. Purdon, S.M. Horowitz. In vitro studies on the role of titanium in aseptic loosing. Clin. Orthop. Rcl. Res. 330(1996)244.

9. W.J. Maloney, R.E. James, R.L. Smith. Human macrophage response to retrieved titanium alloy particles in vitro. Clin. Orthop. Rel. Rci. 322(1996)268.

Formowanie trwałego zespolenia materiał-tkanka

T.A. Blaine, R.N. Rosier, J.E. Puzas, R.J. Looney. Increased levels of tumor necrosis factor-a and interlukin-6 protein and messenger RNA in human peripheral blood monocytes due to titanium particles. J. Bone Joint. Surg. 78A(1996)1181. M. Manlapaz, W.J. Maloney, R.L. Smith. In vitro activation of human fibroblasts by retrived titanium alloy wear debris. J. Orthop. Res. 14(1996)465. J. Yao, G.C.S. Szabo, J.J. Jacobs, K.E. Kuetter. Suppression of osteoblast function by titanium particles. J. Bone Joint. Surg. 79(1997)107. K. Kohilas, M. Lyons, R. Lofthouse et al. Effect of prosthetic titanium wear debris on mitogen--induced monocyte and lymphoid activation. J. Biomed. Mater. Res. 47(1999)95. R.A. Mostardi, S.O. Meerbaum, M.W. Kovacik, I.A. Gradisar. In vitro response of human fibro-blasts to commercially pure titanium. J. Biomed. Mater. Res. 47(1999)60. E.J. Evans, E.M.H. Clarke-Smith. Studies on the mechanism of cell damage by finely ground hydroxyapatite particles in vitro. Clin. Mat. 7(1991)241. E.J. Evans. Cell damage in vitro following direct contact with fine particles of titanium, titanium alloy and cobalt-chrome-molybdenium alloy. Biomaterials 9(1994)713. K. Hamada, M. Kon. T. Hanawa et al. Hydrothermal modification of surface in calcium solutions. Biomaterials 23(2002)2265. S. Hiromoto, K. Noda, T. Hanawa. Development of electrolytic cell with cell-culture for metallic biomaterials. Corrosion Sci. 44(2002)955. A.P. de Serro, A.C. Fernandes, S. de Jesus Vieira. Calcium phosphate deposition on titanium surfaces in the presence of fibronectin. J. Biomed. Mater. Res. 49(2000)345. M.S.A. Johnsson, E. Paschalis, G.H. Nancollas. Kinetics of mineralization, calcium phosphates at mineral and protein surfaces. W „The Bone-Biometerial Interface". Ed. J.E. Davies. University Toronto Press. Toronto 1991. s. 68-75. Y.S. Cahng, H.O. Gu, M. Kobayashi, M. Oka. Influence of various structure treatments on histo-logical fixation of titanium implants. J. Arthopl. 13(1998)816.

6. Reaktywność biologiczna biomateriałów tytanowych

Kontakt biomateriału z komórkami, tkankami i płynami ustrojowymi nie tylko po-woduje tworzenie się warstwy pasywnej, ale prowadzi do spontanicznego odkładania na jej powierzchni białek macierzy pozakomórkowej i/lub płynów ustrojowych. Skład i ilość białek macierzy pozakomórkowej odłożonej na powierzchni materiału są efektem reaktywności biologicznej biomateriału, a szczególnie właściwości powierzch-ni. Białka wpływają na procesy adhezji komórek i bakterii, aktywność biologiczną komórek oraz aktywację reakcji zapalnych. Znajomość mechanizmów reakcji zacho-dzących na powierzchni materiału i w kontaktujących się tkankach pozwala na ukierunkowaną modyfikację warstwy wierzchniej biomateriałów, eliminując ich niekorzystne cechy, nadając nowe, oczekiwane właściwości, wpływające na biologię komórek. Badania biozgodności biomateriałów tytanowych podkreślają ich reaktyw-ność z białkami i komórkami oraz możliwość modyfikowania reaktywności biologicz-nej powierzchni poprzez zmianę właściwości powierzchni metodami inżynierii po-wierzchni oraz metodami biochemicznymi.

6.1. Reakcje biologiczne na granicy materiał-komórka/tkanka

Kontakt biomateriału ze środowiskiem biologicznym w warunkach in vitro i in vivo prowadzi do wytworzenia szczególnego ekosystemu, w którym aktywną rolę pełnią zarówno powierzchnia materiału, jak i białka macierzy pozakomórkowej tworzące biofilm oraz same komórki.

6.1.1. Biofilm wytworzony na powierzchni materiału

Pierwszym zjawiskiem występującym w odpowiedzi na wprowadzenie biomateriału do środowiska biologicznego, zarówno w warunkach in vitro, jak i in vivo, jest wytworzenie biofilmu na jego powierzchni (rys. 6.1).

Rozmieszczenie i grubość biofilmu zależą od właściwości powierzchni, głównie takich jak: skład chemiczny, topografia, energia powierzchniowa i ładunek elektry-czny [1]. Może on tworzyć warstwy jednorodne i równomiernie rozmieszczone, nieregularną sieć lub wyspy. Rozrastanie się warstwy biofilmu jest możliwe dzięki powstawaniu bocznych połączeń między łańcuchami białek.

Siofilm wytworzony w warunkach in vitro zbudowany jest z białek obecnych edium hodowlanym, a w warunkach in vivo z substancji macierzy pozakomórko-i z białek płynów ustrojowych. W biofilm są wbudowywane również białka etyzowane przez komórki przylegające do biomateriału i jony obecne w środo-:u. Skład, rozmieszczenie i grubość biofilmu zmienia się w czasie kontaktu ;riału z komórkami/tkankami. Przykład rozmieszczenia fibronektyny na po-zchni stopu tytanu TÍ6A14V oraz powierzchni warstwy azotowanej typu + Ti2N + a-Ti(N) wytworzonej na stopie tytanu TÍ6A14V przedstawiono na rys. 6.2.

Aktywowane receptory

Biomateriał

Rys. 6.1. Topografia ekosystemu na powierzchni biomateriału

6.2. Fibronektyna na powierzchni stopu tytanu Ti6A14V (a) i azotku tytanu (TiN) (b), widoczna w mikroskopie konfokalnym po 48-godzinnej hodowli ludzkich fibroblastów

Biofilm łączy się z np. warstwą tlenkową biomateriału tytanowego, tworząc z z zaadsorbowanymi i/lub wbudowanymi w nią jonami strefę reaktywną. Gru-: strefy reaktywnej jest rzędu od 1 do 10 nm i zależy od składu chemicznego stwy wierzchniej materiału, sposobu jej przygotowania, czyszczenia i steryliza-W warunkach doświadczalnych na jej grubość wpływają m.in.: rodzaj stosowa-li buforów, stężenia jonów w płynie inkubacyjnym używanym do hodowli lórek, temperatura inkubacji. Wiadomo, że m.in. obecność jonów wapnia w śro-/isku biologicznym zwiększa adsorpcję białek na powierzchni materiału [2].

6.1.2. Reakcja zapalna

Uszkodzenie warstwy pasywnej powoduje, że dochodzi do bezpośredniego kontaktu komórek z powierzchnią materiału. Kontakt ten aktywuje komórki m.in. do intensy-wnego wydzielania mediatorów reakcji zapalnej: intereferonów (IFN-a, IFN-P, IFN-y), interleukin (IL-1, IL-6, IL-12), czynnika martwicy nowotworu (TNF-a), które są sygnałem dla komórek uczestniczących w nieswoistej odpowiedzi immuno-logicznej, głównie makrofagów i neutrofili. W nasilającej się reakcji immunologicz-nej dochodzi do aktywacji swoistej reakcji zapalnej, w której uczestniczą limfocyty T. Substancje takie jak: wolne rodniki, tlenek azotu (NO), uwalniane przez komórki obecne w strefie kontaktu materiał-tkanki powodują dalsze uszkodzenie warstwy pasywnej i głębszych warstw materiału. Z biomateriału są wówczas uwalnianie do środowiska otaczającego biomateriał składniki stopu. Zmiany korozyjne zachodzące na powierzchni materiału nasilają reakcję zapalną, a jej konsekwencją jest śmierć jednych i proliferacja innych komórek, co z kolei przyczynia się do przebudowy (ang. remodeling) tkanek stykających się z biomateriałem [3, 4], Schemat reakcji zachodzących na styku materiał-tkanka przedstawiono na rys. 6.3.

ZMIANY POWIERZCHNI MATERIAŁU (m.in. uszkodzenie warstwy tlenkowej)

I ' uwalnianie składników materiału

I REAKCJA ZAPALNA

I AKTYWACJA KOMÓREK

wokół wszczepu \

PRZEBUDOWA TKANKI otaczającej wszczep

Rys. 6.3. Łańcuch reakcji zachod/.iicych nu styku materiał-komórki/tkanka

Należy podkreślić, że reakcje zapalne mogą zachodzić bez udziału bakterii i mo-być dodatkowo nasilane odrywaniem się cząstek materiału z powierzchni na ek np. tarcia. Mała odporność materiału na zużycie przez tarcie oraz aktywowa-przez materiał procesów zapalnych prowadzi do aktywacji m.in. osteoklastów, lórek odpowiedzialnych za resorpcję kości wokół wszczepu, co z kolei jest przy-lą obluzowywania się endoprotez wykonanych ze stopów tytanu [5]. Obecność biomateriału w organizmie zawsze powoduje — w mniejszym lub kszym stopniu — powstanie strefy zapalnej. Uszkodzenie tkanek miękkich i koś-owarzyszące zabiegowi wszczepienia implantu, nasila reakcję zapalną nawet bez iału czynników infekcyjnych. Szybkie wygaśnięcie procesu zapalnego świadczy abrej integracji materiału z tkankami. Dodatkowo, w przypadku np. endoprotez stawowych, cząstki powstające na skutek ycia materiału przez tarcie, szczególnie warstwy tlenkowej, gromadzą się w strefie taktu biomateriał-tkanki, co jest przyczyną uwalniania mediatorów reakcji zapalnej /wujących osteoklasty do niszczenia tkanki kostnej. W efekcie powstają zmiany )logiczne w chrząstce i kości [6, 7]. Badania doświadczalne prowadzone in vitro wierdzają niekorzystne oddziaływanie sproszkowanego tytanu i jego stopów na komórki 11]. Obecność cząstek materiału w środowisku hodowli komórkowej powoduje śmierć nórek i nasilenie reakcji immunologicznych w strefie kontaktu materiał-komórki oraz /wację syntezy i uwalniania przez monocyty TNF-a, IL-6, IL-1 [11-13].

Właściwości powierzchni a reaktywność biologiczna

aściwości biologiczne biomateriałów metalicznych zależą przede wszystkim od ich cech powierzchni jak: energia powierzchniowa, ładunek elektryczny, poten-t korozyjny, zdolność wiązania jonów wodorowych lub cząsteczek wody, a także ;cność tlenków i zanieczyszczeń [14-17], W tabeli 6.1 przedstawiono właściwości powierzchni tytanu, wpływające na ktywność biologiczną biomaterałów.

Tabela 6.1

Właściwości powierzchni tytanu wpływające na powstawanie biofilmu

Właściwości powierzchni Cechy biologiczne powierzchni

icrgia powierzchniowa Hydrofobowość idunek Duża reaktywność itencjał oksydoredukcyjny/korozyjny Wiązanie jonów iązanie jonów wodoru Wiązanie białek miejscami wiążącymi wodór iązanie wody Wiązanie wody enki Powstawanie mostków dwusiarczkowych inieczyszczenia Specyficzne wiązanie z receptorami białek

Badania wykazały, że biomateriały tytanowe charakteryzują się dużą łatwością wiązania cząsteczek wody, co w konsekwencji poprawia ich bioaktywność [18, 19]. Szczególnie liczne grupy hydroksylowe i związane cząsteczki wody występują na elementach tytanowych obrabianych cieplnie [19]. Obróbka cieplna zwiększa rów-nież energię powierzchni, która jest czynnikiem poprawiającym adhezję komórek na biomateriale [19, 20].

6.2.1. Warstwa tlenkowa

Charakterystyczną cechą biomateriałów tytanowych jest obecność na ich powierzchni warstwy tlenkowej, która łatwo powstaje w atmosferze powietrza. Podnosi ona bio-zgodność elementów wszczepianych, bowiem znacząco obniża aktywację reakcji zapalnych w strefie kontaktu materiał-komórki/tkanki [21], a jej grubość koreluje z adhezją komórek [22], Grubość warstwy tlenkowej zwiększa się w czasie steryliza-cji, np. w autoklawie (sterylizacja parą wodną) lub gazowej (sterylizacja w atmosferze nadtlenku wodoru), i w czasie przebywania biomateriału w ustroju. Zaobserwowano, że warstwa tlenkowa wytworzona po sterylizacji na tytanie, zależnie od zastosowanej metody, osiąga grubość od 2 do 6 nm, a następnie w czasie przebywania wszczepu w organizmie zwiększa grubość 2-, 3-krotnie [23]. W warunkach biologicznych w warstwie tlenkowej tytanu i jego stopów zachodzą procesy polegające na wbudowy-waniu pierwiastków wchodzących w skład otaczających płynów, komórek i tkanek. Wbudowanie w warstwę tlenkową jonów Ca, P, S [16] umożliwia m.in. wytworzenie silnych połączeń między materiałem a tkanką, co jest szczególnie ważne w przypadku endoprotez i wszczepów kostnych.

Znany jest fakt, że cienkie warstwy tlenkowe (około 10 nm), powstające nu biomateriałach tytanowych, mają jednorodną, amorficzną strukturę, podczas gdy grubsze warstwy wykazują strukturę niejednorodną i porowatą [22]. Ze wzrostem grubości warstwy tlenkowej powyżej 40 nm wzrasta udział tlenków o strukturze krystalicznej. Cechy te zmieniają właściwości elektrostatyczne, zdolność tworzenia wiązań typu van der Waalsa oraz wpływają na uwalnianie joriów z materiału do środowiska oraz wiązanie jonów i białek obecnych w płynach ustrojowych i macie-rzy pozakomórkowej, tworzących biofilm. Krystaliczna struktura tlenków wpływa także na reakcje zachodzące na powierzchni biomateriału. Wiadomo, że mikroporo-watość i defekty struktury tlenków są ośrodkami, wokół których odkładają się białka i zmieniają kinetykę adsorpcji tych białek, co w efekcie powoduje, że bio-film jest nieregularnie rozmieszczony na powierzchni biomateriału [24], Nadal jed-nak nie wiadomo, które z właściwości warstwy tlenkowej są czynnikami decydują-cymi o biologicznej reaktywności biomateriałów tytanowych.

Uszkodzenie pasywnej warstwy tlenków powoduje, że na powierzchni materiału zachodzą reakcje elektrochemiczne i korozja materiału, a składniki stopu są uwal-nianie do środowisku oluczującego wszczep. Badania doświadczalne wykazały, że uwalnianie i przechodzenie jonów tytunu do środowiska płynu inkubacyjnego oraz

;romadzenie w komórkach zachodzi już po dwóch dobach inkubacji fibrobals-na badanych próbkach [25], a po sześciu dobach w hodowli osteoblastów [7], yarzanie warstw powierzchniowych w procesach azotowania lub nawęglania ii przed uwalnianiem składników stopu w warunkach in vitro [ 2 5 ] . Znane jest nianie, a także akumulowanie jonów tytanu i innych składników endoprotez owych w tkankach otaczających wszczep oraz w odległych narządach i pły-ustrojowych w czasie ich przebywania w organizmie [26, 27].

kładniki stopu tytanowego gromadzone w tkankach bezpośrednio stykających z biomateriałem powodują ich przebarwienie. U zwierząt doświadczalnych zczepioną endoprotezą tytanową wykrywa się składniki stopu w takich narzą-, jak: wątroba, nerki, płuca oraz w płynach ustrojowych, jak surowica krwi cz. Obserwacje pacjentów z protezą stawu biodrowego wykonaną z stopu L14V potwierdziły fakt uwalniania składników stopu, z którego wykonano zep [26, 27]. U tych pacjentów stwierdzono wzrost stężenia Ti (powyżej pm), Al (powyżej 10,6 ppm) i V (powyżej 1 ppm) w tkankach otaczających :zep [26] oraz obecność jonów tytanu w surowicy krwi i moczu [27]. Czyszczenie powierzchni tytanowych i sterylizacja również zmienia grubość ad warstwy tlenkowej. Tradycyjna sterylizacja w autoklawie zwiększa grubość twy tlenkowej i jednocześnie wprowadza do niej jony obecne w parze wodnej, .: azot, fluor, magnez, krzem, chlor [ 2 8 - 3 0 ] . Natomiast sterylizacja plazmowa ^a warstwę tlenkową, ale powtórzona wielokrotnie powoduje, że na powierzch-owstają liczne zanieczyszczenia [31]. Wszystkie te cechy wpływają na skład stającego biofilmu i w efekcie na adhezję oraz proliferację komórek, ^pływ rodzaju sterylizacji azotowanego stopu tytanu Ti lAllMn na proliferację órek przedstawiono na rys. 6.4, z którego jednoznacznie wynika, że każdy ro-sterylizacji powtórzony wielokrotnie zmniejsza proliferację.

TiN

—

^ : J 1 - . ś . J -L t J .

1

i ® i m ±Std. Dev. CZI ±Std. Err. a Mean

A1 A10 P1 P10 G1 G10

6.4. Wpływ sterylizacji na proliferację ludzkich fibroblastów po 48-godzinnej inkubacji na TiN 'orzonym w procesie azotowania jarzeniowego w temperaturze 850°C: A - sterylizacja w autoklawie, terylizacja plazmowa, G - sterylizacja gazowa; symbole 1,10 oznaczają liczbę cykli procesu sterylizacji

6.2.2. Skład chemiczny i topografía powierzchni

Do grupy podstawowych czynników, charakteryzujących powierzchnię materiału i indukujących procesy biologiczne zachodzące w strefie kontaktu materiał-komór-ki/tkanki, należy również zaliczyć topografię powierzchni i skład chemiczny.

Do opisania topografii powierzchni najczęściej stosuje się parametr Ra, który jest średnią arytmetyczną wysokości wierzchołków. Jest to jednak postępowanie niewłaściwe, ponieważ ta sama wartość Ra może odpowiadać powierzchniom o cał-kowicie odmiennej topografii, co przedstawiono na rys. 6.5. Wydaje się zatem, że analiza biozgodności biomateriału w korelacji z topografią powierzchni materiału powinna być wieloparametrowa i korelowana, w przypadku biomateriałów stosowa-nych np. na wszczepy kostne, m.in. z czasem regeneracji kości [32].

Rys. 6.5. Przykłady powierzchni o tej samej wartości Ra, ale różnej topografii powierzchni

Mimo intensywnych badań wpływu topografii powierzchni na biologię komórek nie ustalono jednoznacznych kryteriów opisujących cechy topografii biomateriału, optymalnych dla wzrostu i proliferacji określonego typu komórek. Wiadomo jednak, że materiały tytanowe o większej chropowatości powierzchni lepiej integrują się z kością niż autologiczny wszczep kości [33], natomiast o gładkiej powierzchni lepiej współpracują z płynami ustrojowymi [34, 35].

Polerowanie powierzchni powoduje zmianę jej topografii oraż właściwości, np. energię powierzchniową, co wpływa na reaktywność biologiczną biomateriału, m.in. zmienia syntezę osteokalcyny, białka specyficznego dla kości i aktywność enzyma-tyczną fosfatazy zasadowej osteoblastów [29], Poziom tych białek w komórkach hodowanych na tytanie polerowanym zawiesiną wodną tlenku aluminium o ziarnis-tości 50 pm jest wyższy, niż w komórkach hodowanych na powierzchniach steryli-zowanych plazmowo bez polerowania [29],

Badania in vitro wskazują, że topografia powierzchni odgrywa zasadnicza rolę, szczególnie w przypadku wszczepów kostnych [36]. Głównie chropowatość oraz stosowane metody przygotowywania materiału znacząco wpływają na reakcję ko-mórek. Spodziewane efekty oddziaływania tych czynników przedstawiono w tabe-li 6.2.

Tabela 6.2

Czynniki, które należy brać pod uwagę przy doborze materiału stosowanego w medycynie

Czynnik Spodziewane efekty

jpowatość powierzchni Zmiana morfologii komórek związana z różną ekspresją genów i aktywnością biologiczną

¡rowanie, odtłuszczanie, sterylizacja Modyfikacja reaktywności biologicznej po-wierzchni

Izaj komórek stykających się z biomateriałem Różna reakcja komórek na skład chemiczny i topografię powierzchni

Mależy jednak uwzględniać, że komórki obecne w strefie kontaktu różnie reagują określone właściwości powierzchni biomateriału [37, 38, 39]. Dlatego ważne jest biozgodność zmodyfikowanych powierzchni sprawdzać na populacjach komórek

stępujących w tkance docelowej.

.3. Przyleganie komórek

:yleganie komórek do powierzchni biomateriału zależy bezpośrednio od składu ^zmieszczenia biofilmu. Składniki tworzące biofilm to przede wszystkim składni-macierzy pozakomórkowej i białka obecne w płynach ustrojowych. Macierz po-comórkowa jest kompleksem złożonym z kolagenu, elastyny, fibronektyny, witro-ktyny, lamininy i innych białek oraz substancji galaretowatej, zawierającej gliko-Dteiny i proteoglikany. Wśród wymienionych składników macierzy pozakomórko-:j fibronektyna i witronektyna są głównymi, nierozpuszczalnymi składnikami i to e uczestniczą w wytworzeniu połączeń z błoną komórkową. Ze strony komórki aktywnym połączeniu z białkami biofilmu uczestniczą receptory integrynowe

lementy strukturalne błony komórkowej) (rys. 6.1). Rodzina integryn obejmuje co j mniej 20 różnych receptorów o różnej swoistości, przy czym niektóre z nich iążą się tylko z pojedynczymi składnikami macierzy, np. z fibronektyną lub kola-:nem, a inne współdziałają z kilkoma peptydami. Integryny nie tylko zakotwiczają jmórki w macierzy pozakomórkowej, ale także dzięki swemu transbłonowemu ułożeniu przenoszą sygnały do cytoszkieletu komórki. Wytworzony aktywny kom-eks białka cytoszkieletu komórki z receptorem błony komórkowej łącząc się bio-lmem determinuje aktywność biologiczną komórek, m.in. zdolność do przemiesz-ania się i proliferacji. Wytworzone połączenie zwane jest płytką adhezyjną, której :hemat przedstawiono na rys. 6.6.

Dla biomateriałów tytanowych określano funkcję wielu białek zaadsorbowanych a tytanie, w tym fibronektyny, albumin surowicy krwi, fibrynogenu, immunoglobu-ny G, składników układu dopełniacza, a-laktoalbuminy, a-amylazy, lizozymu

[40, 41]. Ich obecność może przyczyniać się do indukcji i nasilenia reakcji zapalnej oraz decydować o adhezji określonych komórek.

Aktyna

Biomateriał

Rys. 6.6. Schemat płytki adhezyjnej w komórce przylegającej do biomateriału

W tabeli 6.3 przedstawiono przykłady interakcji białek zaadsorbowanych na powierzchni materiału z różnymi komórkami. Białka takie jak fibronektyna, immu-noglobulina G (IgG), składniki lq i 3b układu dopełniacza odgrywają ważną rolę w adhezji komórek biorących udział w reakcji zapalenia, a fibrynogen w zlepianiu elementów morfotycznych krwi. W przypadku biomateriałów kontaktujących się z krwią, np. stentów, zastawek serca, zarówno proces zapalny, jak i fibrynogeneza, prowadzą do powstawania zakrzepów, a konsekwencją zapalenia jest przebudowa ściany naczynia w obszarze wszczepu. Podobnie jest w przypadku biomateriałów wszczepianych do kości, gdzie procesy zapalne, aktywowane bez udziału czynników infekcyjnych, prowadzą do przebudowy kości i obluzowania wszczepu.

Tabela 6,3

Przykłady interakcji powstawania wiązań między komórkami a składnikami białkowymi blofllniu

Białko Funkcja białka Komórki wiążące się z białkiem

Albumina Białko transportujące, wiąże się z po-wierzchnią określonych komórek Nabłonek, hepatocyty

Fibrynogen W czasie krzepnięcia krwi Płytki krwi, nabłonek, osteoklasty

Fibronektyna Białko macierzy pozakomórkowej Neutrofile, makrofagi

Immunoglobulina G (IgG)

Aktywuje układ dopełniacza Neutrofile, makrofagi

a-laktoalbumina Część syntetazy laktozy

Składnik dopełniacza czynnik lq

czynnik 3b

Wiąże się z IgG i IgM, inicjuje klasyczną drogę aktywacji układu dopełniacza

Powstaje podczas przyłączenia C3 do C3a i C3b

Limfocyty B i T, monocyty, płytki krwi, fibroblasty, nabłonki, śród-błonki, komórki mięśni gładkich

Erytrocyty, limfocyty B i T, cozy-nofile

Wiadomo, że skład chemiczny warstwy wierzchniej, jej topografia oraz np. ża-łowana metoda sterylizacji, wpływają nie tylko na skład biofilmu, ale także jego zmieszczenie. Badania w mikroskopie elektronowym z użyciem przeciwciał zna-iwanych złotem koloidalnym pozwoliły zaobserwować, że białko C3, należące do upy mediatorów zapalenia, gromadzi się na granicy ziaren warstwy tlenkowej [42], Obserwacje te wykorzystano przy modyfikowaniu powierzchni stopów tytanu dla

jtrzeb m.in. ortopedii i stomatologii [43-46]. Badania adhezji osteoblastów i fibro-astów hodowanych na stopach tytanu i stopie kobaltowo-chromowo-molibdeno-ym oraz polietylenie wykazały, że największą liczbę płytek przylegania wytwarza-. komórki hodowane na stopach tytanu [47]. Richards i wsp. (1997), analizując ihezję fibroblastów hodowanych na analogicznie polerowanych próbkach tytano-wych i stalowych, wykazali, że liczba płytek przylegania, wytworzonych przez ko-lórki koreluje z chropowatością powierzchni materiału i jest niezależna od wielko-:i powierzchni błony komórkowej, którą komórki stykają się z biomateriałem [48]. sdnocześnie wiadomo, że komórki rosnące na gładkich powierzchniach tytanu nożna odkleić przez jednorazowe działanie trypsyny, podczas gdy hodowane na lorowatym tytanie wymagają co najmniej dwukrotnej ekspozycji na działanie tego nzymu [49], Obserwacja ta wskazuje, że komórki adherują z większą siłą do bio-nateriału o większej chropowatości powierzchni.

Generalnie uważa się, że tytan i jego stopy charakteryzuje bardzo dobra adhezja comórkowa. Szczególnie dobrą adhezję na biomateriałach tytanowych o rozwiniętej powierzchni wykazują makrofagi, chondrocyty i osteoblasty [50-52]. Osteoblasty lodowane na próbkach tytanowych i ze stopu tytanu TÍ6A14V o różnej topografii powierzchni wykazują silną adhezję na powierzchniach o większej chropowatości [50, 53]. Osteoblasty najsilniej przylegają do tytanu i jego stopów wówczas, gdy ich chropowatość, tj. Ra, jest w zakresie od około 0,2 pm do 7 pm [54], Na takich powierzchniach dobrze adherują także makrofagi i limfocyty, uczestniczące w zapa-leniu oraz komórki odpowiedzialne za degradację kości (osteoklasty). Zaobserwo-wano jednocześnie, że powierzchnie tytanu o rozwiniętej topografii lub porowate intensyfikują syntezę kolagenu i sprzyjają mineralizacji kości [54]. Potwierdzają to także badania in vivo wszczepów kostnych. Tak więc od równowagi między procesami immunologicznymi a regeneracją kości zależy prawidłowa osteointegracja wszczepu.

Badania biomateriałów tytanowych kontaktujących się z krwią wykazały, że obecność na ich powierzchni T i0 2 sprawia, że pokrywają się w ciągu 5 sekund biofilmem, który aktywuje składową układu dopełniacza C lq (mediator reakcji zapalnej) i adherują płytki krwi [55]. Adhezja płytek krwi zależy od ilości fibryno-genu w biofilmie [22]. Wiadomo jednak, że przyleganie płytek krwi do biofilmu nie jest jednoznaczne z ich aktywacją, która zachodzi dopiero wówczas, gdy w środo-wisku biologicznym jest obecne inne białko — trombina [56].

W warunkach in vivo wszystkie wymienione komórki konkurują w zasiedlaniu powierzchni biomateriału pokrytego biofilmem. Skład biofilmu decyduje o tym, które komórki zadherują na biofilmie jako pierwsze. Zadherowane komórki ukierun-kowują przebieg dalszych reakcji w strefie kontaktu materiał-tkanka.

6.2.4. Przyleganie bakterii

Przyleganie bakterii do biomateriału jest przyczyną poważnych powikłań zabiegów operacyjnych i stanowi szczególnie duże zagrożenie dla chorych z długookresowymi wszczepami lub implantami. Dla procesów przylegania bakterii ważne są takie właściwości powierzchni biomateriału, jak: chropowatość, energia powierzchniowa, ładunek elektryczny powierzchni, hydrofobowość [14]. W pierwszym etapie bakterie osiedlają się na materiale, a następnie atakują otaczające tkanki.

Gristina (1985, 1994) zdefiniował trzy klasy interakcji, które pozwalają mikro-organizmom kolonizować powierzchnię biomateriału [1, 3]. Klasy interakcji mikro-organizmów z biomateriałem przedstawiono w tabeli 6.4.

Tabela. 6.4

Klasy interakcji mikroorganizmów z biomateriałem

Klasa interakcji Rodzaj wiązań Czynniki wpływające na kolonizację

I Wiązania siłami van der Waalsa Chropowatość, energia powierzchni,

ładunek elektryczny powierzchni

II Wiązania chemiczne niespecyficzne, np.: wodorowe

Energia powierzchni, polarność białek biofilmu

III Wiązania chemiczne specyficzne Reaktywność białek biofilmu

Klasę I stanowią słabe wiązania typu siły van der Waalsa, klasę II — wiązaniu chemiczne, np. kowalencyjne, wodorowe, a klasę III — specyficzne receptory wią-żące się z ligandami białek powierzchniowych błony komórkowej bakterii. Klusu I interakcji zależy głównie od właściwości biomateriału takich jak: chropowatość, energia powierzchni, ładunek elektryczny powierzchni. Klasa II interakcji jest wyni-kiem polarności białek biofilmu, wytworzonego na biomateriale w pierwszych mi-nutach oddziaływania składników krwi i macierzy pozakomórkowej. Klasa III inter-akcji wynika z rozpoznawania przez bakterie specyficznych ligandów w białkowym biofilmie zaadsorbowanym na powierzchni materiału. Obowiązuje zasada, że im mniejsza polarność komponentów białkowych przylegających do powierzchni bio-materiału i im mniejsza energia swobodna powierzchni, tym mniejsza jest tendencja do adhezji bakterii na biomateriale.

Tytan należy do biomateriałów, do których bakterie łatwo przylegają, co wykazano zarówno w badaniach in vitro, jak i in vivo [57-60]. Tytan i jego stopy, ze względu na obecność na powierzchni Ti02 , mająpunkt izolelektryczny w granicach 4,7-4,9 [61], zatem w środowisku o pH = 7 są ujemnie naładowane i jony wapnia obecne w środowisku biologicznym łatwo odkładają się na ich powierzchni. Bakterie mają obojętny ładunek elektryczny. Obecność na powierzchni materiałów tytanowych kompleksu Ti02/Ca/bialka macierzy pozakomórkowej powoduje, że bakterie konkurują z komórkami odpowiedzialny-mi za osteointegrację biomutcriułu o miejsce na powierzchni biofilmu. Wykazano m.in.,

kterie Porphyromonas gingivalis i Actinobacillus actinomycetemcomitans (bakterie ustnej) chętniej rozwijają się na polerowanym tytanie i z wbudowanymi w biofilm

mi Ca niż na powierzchniach modyfikowanych, np. azotowanych [60]. Pokrywanie IU tlenkiem aluminium zmniejsza adhezję bakterii P. gingivalis, bowiem eliminuje zanie się jonów wapnia [60]. Naznaczyć należy, że bakterie Staphylococcus epidermis, które w normalnych inkach mają niskie właściwości patogenne, osiedlone na stopie tytanu mogą być czyną groźnych infekcji obszaru wszczep-tkanka [62]. Wykazano m.in., że na ierzchni mechanicznie polerowanego stopu Ti6A14V bakterie szczególnie licznie sdlają miejsca o wysokim stężeniu wanadu [63]. Umniejszenie adhezji bakterii na powierzchni tytanu i jego stopów można uzyskać :z pokrywanie powierzchni albuminami [64,65]. Prawdopodobnie efekt ten jest wyni-n wygładzenia powierzchni biomateriału przez albuminy i zmiany jej hydrofobowości.

5. Aktywność biologiczna komórek a topografia powierzchni

ntakt komórek z biomateriałem o różnej topografii i składzie chemicznym po-:rzchni powoduje, że komórki przybierają określony kształt i wykazują różną ywność biologiczną. Z badań doświadczalnych wynika, że kształt komórek kore-j ze wzrostem [66], różnicowaniem [67], śmiercią komórek [68], ekspresją ge-n [69-71] i wydzielaniem enzymów proteolitycznych [72]. Komórki kuliste nie srzą wypustek, słabo przylegają do podłoża, wiele z nich umiera. Charakterystyczną cechą komórek hodowanych na tytanie jest ich rozpłaszczanie na powierzchni materiału, co jest wynikiem bardzo silnego przylegania do po-

erzchni [73]. Należy jednak zaznaczyć, że morfologia tych samych komórek jest la na różnych stopach tytanu [74], Noble (1987) zaobserwował, że fibroblasty grujące po gładkiej powierzchni tytanu tworzą długie, rozpłaszczone wypustki, dczas gdy na takich samych powierzchniach pokrytych żelem kolagenowym two-\ „splątaną" sieć wypustek [75]. Bordji i wsp. (1996) wykazali, że od topografii wierzchni zależy żywotność i proliferacja ludzkich fibroblastów i osteoblastów 6]. Korelację między chropowatością powierzchni a proliferacją, żywotnością norfologią fibroblastów wykazano również w badaniach biozgodności stopu tyta-l z warstwą wierzchnią TiN, wytworzoną w różnych temperaturach procesu azoto-ania jarzeniowego [77]. Wyniki badań przedstawiono na rys. 2.4 i 6.7. Zwraca wagę to, że największą proliferację wykazywały fibroblasty rosnące na TiN wy-/orzonym w temperaturze 850°C, a najniższą na wytworzonym w temperaturze :)00°C [77], Należy podkreślić, że w tych samych doświadczeniach najmniejszą roliferację komórek obserwowano na polerowanym stopie tytanu. Właściwości owierzchni wpływają także na morfologię i ułożenie komórek na próbkach bioma-;riału, co przedstawiono na rys. 6.7.

Wpływ topografii powierzchni na kształt komórek był przedmiotem wielu badań / odniesieniu do stopów tytanu, stosowanych głównie w chirurgii kostnej. Należy •rinnk namietać. fcc komórki hodowane w warunkach in vitro mają inny kształt niż te

same komórki kontaktujące się z materiałem w warunkach in vivo lub komórki hodowane na materiale modyfikowanym przez pokrywanie powierzchni np. białkami.

Rys. 6.7. Morfologia i ułożenie komórek inkubowanych na polerowanym stopie tytanu Ti lAl lMn (a) oru/, na warstwie azotku tytanu wytworzonego w warunkach wyładowania jarzeniowego w temp. 850°C (b)

i 1000°C (c)

Topografia powierzchni tytanu wpływa również na syntezę i uwalnianie czynni-ków wzrostu i cytokin [11-13].

Wydaje się zatem, że zmienionej morfologii komórek towarzyszy zmieniona ekspresja genów. Hipotezę tę potwierdzają wyniki badań uzyskane w doświadcze-niach z fibroblastami dziąsła, hodowanymi na rowkowanych i gładkich powierzch-niach tytanu [70, 71]. W badaniach tych wykazano występowanie korelacji między strukturą powierzchni a ekspresją genu dla fibronektyny [70] i metaloproteinaz (proteaz odpowiadających za degradację macierzy pozakomórkowej) [71].

Mechanizm zmiany morfologii komórek i zachowań biologicznych w kontakcie z materiałem nadal nie jest do końca poznany. Według jednej hipotezy, zmiany cyto-szkieletu komórki związane z przyleganiem i poruszaniem się komórek po po-wierzchni o różnej topografii wywołują zamiany kształtu jądra komórkowego, co z kolei wpływa na metabolizm kwasów nukleinowych [78], a według drugiej, że oddziaływanie czynników mechanicznych powoduje zmianę przepuszczalności błony komórkowej dla różnych jonów [35, 79]. Według Curtisa i Wilkinsona w komórkach hodowanych na rowkowunych powierzchniach zmienia się zarówno ekspresja około 30 genów, jak i szybkoóć trunsportu jonów chloru przez błonę komórkową [35].

.6. Ukierunkowany ruch komórek

abserwowano, że komórki hodowane na rowkowanych powierzchniach biomate-lów tytanowych poruszają się dwa razy szybciej wzdłuż rowków niż po gładkiej wierzchni stopu tytanu [80-82]. Zjawisko to zostało wykorzystane w praktyce [licznej do naprowadzania komórek do obszaru regenerującej tkanki kostnej. ;chanizm kontaktowego naprowadzania komórek nie jest dotychczas wyjaśniony. Ina z hipotez, zaproponowana przez Dunna i Heatha (1976), sugeruje, że brak głości elementów cytoszkieletu komórek w obszarach oddzielonych krawędzią vka uniemożliwia wytworzenie płytek adhezyjnych na krawędzi materiału i ruch ko w obszarze wyznaczonym przyleganiem komórek [83]. Walboomers i Jansen jerują natomiast, że reakcja naprowadzania komórek jest zapoczątkowywana ntaktem wypustek komórkowych — filopodiów z białkami macierzy pozakomór-wej i stabilizacją tego kontaktu [84], Ich zdaniem, siły przyciągania i odpychania między białkami macierzy pozakomórkowej i błony komórkowej (odgrywające ę w początkowej fazie ruchu) indukują powstawanie w cytoplazmie komórki rczliwych włókien, umożliwiających ruch komórki. Opisany proces zostaje za-ymany, gdy komórka napotka krawędź materiału. W tabeli 6.5 przedstawiono ikcje różnych komórek na rowki o różnej głębokości i kształcie.

Tabela 6.5

Reakcje komórek na rowkowane powierzchnie tytanu

Typ komórek Rzeźba podłoża Reakcje komórek

broblasty ludzkiej :óry V-rowki o głębokości 3 pm

Ułożenie komórek wzdłuż rowków, wydłużo-ny kształt komórek, ekspresja mRNA fibro-nektyny, wzrost ilości fibronektyny w macie-rzy pozakomórkowej [70]

steoblasty cielęce V-rowki Ułożenie komórek wzdłuż rowków [89]

ibroblasty ludzkiego siąsła

Rysy o głębokości 0,14, 0,41, 0,80 pm

Migracja komórek wzdłuż nieregularnie roz-mieszczonych rys [86]

ibroblasty ludzkiego ziąsła

Równoległe rowki o głębo-kości 3 pm

Zniszczenie cytoszkieletu komórek (mikrotu-bul i mikrofilamentów) nie zmieniające ich orientacji wzdłuż osi rowków [86]

ibroblasty skóry i ko-lórki nabłonkowe

V-rowki o szerokości 3 pm i głębokości 40 pm

Stymulacja migracji fibroblastów, kontaktowe zahamowanie migracji fibroblastów, wzrost inwazji fibroblastów do warstwy komórek nabłonkowych [80]

nplant wprowadzony i vivo do kości cie-tieniowej szczura

Rowki o głębokości 30-120 pm

Wytworzenie tkanki kościopodobnej wzdłuż rowków, wzrost mineralizacji kości ze wzros-tem głębokości rowków [82]

Wykazano, że rowkowane wszczepy tytanowe przyspieszają proces regeneracji kości. Osteoblasty kontakujące się z rowkowanym podłożem wytwarzają znacznie więcej zawiązków kości niż komórki umieszczone na gładkim podłożu [85]. Szyb-sza jest również mineralizacja tkanki kostnej przylegającej do rowków [82].

6.3. Kształt wszczepu a jego biozgodność

Ważnym problemem związanym z projektowaniem materiałów jest dobór odpo-wiedniego kształtu wszczepianego elementu, bowiem kształt wszczepu modyfikuje mikrośrodowisko biologiczne komórek. W kontakcie z modelowymi próbkami bio-materiału na protezy kości, komórki szybko namnażają się i szybko osiągają rów-nowagę biologiczną, aby w kolejnym okresie przejść w fazę zahamowania dalszej proliferacji i różnicowania się. Jest to efektem zmiany warunków mikrośrodowiska. Badania in vivo procesów związanych z integracją protez tytanowych z kością po-twierdzają te obserwacje i wskazują, że nie tylko kształt, ale i wielkość wszczepio-nego elementu odgrywa ważną rolę w procesach związanych z regeneracją kości i chrząstki [87, 88], Riehle i wsp. wszczepiając w kość elementy w kształcie rurek o różnej średnicy zademonstrowali, że wytworzenie dobrego zespolenia biomateriał--tkanka zależy od ich wymiarów [87]. Dodatkowo, modyfikowanie topografii po-wierzchni wszczepów przez wytworzenie np. rys lub zwiększenie porowatości po-prawia ich osteointegrację [85, 89, 90]. Mechanizm powstawania specyficznego mikrośrodowiska w modyfikowanych obszarach powierzchni materiału nie jest do końca poznany.

6.4. Kształtowanie biologicznych właściwości powierzchni biomateriału

Biologiczne właściwości materiałów można modyfikować metodami biochemiczny-mi, fizykochemicznymi i mechanicznymi lub przez łączenie wymienionych metod. Pozwalają one poprawić właściwości powierzchni biomateriału zgodnie z oczekiwa-niami klinicznymi.

6.4.1. Metody biochemiczne

Metody biochemiczne stosuje się albo w celu poprawienia integracji materiału z tkanką, co jest ważne w przypadku wszczepów stosowanych w ortopedii i stoma-tologii, albo w celu zmniejszeniu reaktywności powierzchni, jak w przypadku bio-materiałów kontaktujących się /. krwią.

Ortopedyczne lub stomatologiczne wszczepy tytanowe charakteryzuje obecność tywnie małej liczby grup funkcjonalnych na powierzchni, niezbędnych dla wy-irzenia na ich powierzchni biofilmu, dlatego stosuje się metody bezpośredniego oszenia białek na powierzchnie materiału, jak np. kolagenu [45, 91] lub białek /ierających sekwencję następujących aminokwasów: arginina-glicyna-asparagina g-Gly-Asp, RGD) [4], RGD, biorą bezpośredni udział w przyleganiu komórek podłoża, bowiem łączą się z białkami surowicy i macierzy pozakomórkowej, n. z fibronektyną, witronektyną, kolagenem I typu, osteopontiną i sialoproteina-kości [4], Integryny — białka receptorowe rozmieszczone na powierzchni komó-, rozpoznają właściwą dla nich sekwencję aminokwasów i łączą się z nimi [92]. ecność białek RGD w biofilmie sprzyja nieselektywnemu przyleganiu komórek, itego podejmowane są próby z użyciem peptydów o dłuższych łańcuchach [93] peptydów innego typu niż RGD [94, 95], lub ich stosowania jednocześnie z czyn-

ami wzrostu [96]. Należy jednak brać pod uwagę, że w fizjologicznie przebie-ącym procesie integracji biomateriału z tkankami skład biofilmu zmienia się :zasie, co może niekorzystnie oddziaływać na naniesione biochemicznie białko, iłko to może także stwarzać dogodne warunki dla adhezji bakterii [97]. Inny sposób biochemicznego modyfikowania powierzchni polega na stosowaniu których czynników wzrostu, jak np. transformującego czynnika wzrostu (TGF-|3l), /nnika wzrostu fibroblastów (FGF-2), które aktywizują wzrost komórek kości ś, 99]. Czynniki te można wprowadzać bezpośrednio w miejsce przylegania tkanki oszczepu. Jednak nadal pozostają nierozwiązane problemy w jakim stężeniu i jak lgo stosować czynniki wzrostu, aby uzyskać optymalny osteotropowy efekt. Dlatego : prostszą metodą jest zanurzanie wszczepu w roztworze białek wzrostowych zpośrednio przed jego wszczepieniem. Doświadczenia wykazały, że zanurzenie itezy wykonanej ze stopu tytanu w TGF-P poprawia odtwarzanie kości na granicy iteriał-tkanka [98]. Podobny efekt uzyskano po zanurzeniu implantu w roztworze sfatazy zasadowej [100], Aby zmniejszyć adsorpcję białek na powierzchni tytanu stosuje się polietyleno-

kol (PEG), który reaguje z grupami funkcyjnymi na powierzchni materiału lub i tworzy wiązanie kowalencyjne z tlenkiem [101]. W celu zmniejszenia adhezji bakterii, na powierzchni biomateriału osadza się

tybiotyki lub kwas salicylowy, albuminy, srebro [64, 65, 102, 103].

4.2. Metody fizykochemiczne

ziałając na powierzchnię biomateriału czynnikami fizykochemicznymi można nieniać ładunek elektrostatyczny, energię swobodną i skład chemiczny powierzchni.

Badania doświadczalne na zwierzętach wykazały, że zarówno dodatnio [104], jak ujemnie naładowane powierzchnie tytanu [105] wzmagają tworzenie kości wokół szczepu. Natomiast podwyższenie energii swobodnej powierzchni, chociaż zwięk-;a adhezję komórek do podłoża [106], to jednak nie poprawia jakości połączenia szczep-kość [107].

Były również podejmowane próby zwiększania liczby grup hydroksylowych w warstwie tlenkowej biomateriałów tytanowych. Liczbę grup hydroksylowych można zwiększyć, stosując np. plazmową metodę sterylizacji, ale większą skutecz-nością charakteryzuje się oddziaływanie silanami. Takie próby modyfikowania powierzchni podejmowano w przypadku biomateriałów wykonanych z tytanu lub stopów Ti6A14V, a także stopów z pamięcią kształtu - NiTi [46, 108]. Wadą tej metody jest to, że silany mogą polimeryzować w sposób niekontrolowany i tworzyć wielowarstwowe pokrycie na powierzchni tlenków.

Metodą obecnie najczęściej wykorzystywaną do zmiany składu chemicznego powierzchni tytanowych implantów kostnych jest wytwarzanie powłok fosforanów wapnia, które reagując z macierzą tkanki kostnej wzmacniają połączenie materiału z kością [109, 110]. Fosforany wapnia, wśród których należy wymienić hydroksy-apatyt (HA), a - i [3- oraz amorficzny fosforan wapnia, stanowią najważniejszą klasę związków modyfikujących powierzchnie biomateriałów tytanowych. Naniesione fosforany wapnia naśladują naturalne cząsteczki macierzy pozakomórkowej wytwa-rzanej w kościach. W badaniach doświadczalnych wykazano, że krystaliczny HA jest bardzo stabilny w warunkach biologicznych [111]. Pozwala on na uzyskanie dobrego zespolenia implantu tytanowego z kością dzięki wytworzeniu mikroszczeli-ny między implantem a kością (rys. 6.8).

Jeśli mikroszczelina zapewnia mikroprzesuw wszczepu względem kości rzędu 150 pm, to stwarza korzystne warunki dla wytworzenia na powierzchni materiału tkanki włóknistej oraz osiedlenia się komórek progenitorowych kości [112]. Gdy wszczep jest pokryty HA, szczelina wypełnia się mostkami tworzącymi się między kością a materiałem [113], a tkanka włóknista po 12 tygodniach jest zastępowana tkanką kostną [114, 115].

6.43. Metody fizyczne

Stosuje się różne techniki fizycznego modyfikowania powierzchni, od polerowania, szlifowania lub piaskowaniu, do wytwarzania warstw powierzchniowych o wymaga-nym składzie chemicznym, mikroRtrukturze i topografii powierzchni, mechanicznego

Komórki osłeoprogenitorowe

Rys. 6.8. Schemat osteointegracji wszczepu

litowania powierzchni przez np. rowkowanie lub kształtowanie specjalnymi idami, jak np.: fotolitografią, laserem, promieniowaniem rentgenowskim lub :ką elektronów [116]. 'odkreśla się, że odpowiednie kształtowanie powierzchni (rowki, bruzdy itp.) ,vala na ukierunkowanie wędrówki komórek. Metody molekularne i komputerowe izy obrazu, zastosowane w latach dziewięćdziesiątych, umożliwiły badanie w spo-ilościowy zarówno zmian morfologicznych komórek, jak i ich aktywności rucho-pod wpływem kontaktu z podłożem o określonych parametrach fizycznych.

\naliza wpływu morfologii powierzchni wszczepów tytanowych dla współpracy ością była przedmiotem wielu badań [32]. Wynika z nich, że morfologia po-rzchni powinna być dostosowana do funkcji, którą ma spełniać powierzchnia .czepu. Z obserwacji klinicznych wynika, że najlepszą integrację trzpienia endo-:ezy z kością uzyskuje się, gdy chropowatość powierzchni jest kształtowana odą piaskowania [117], natomiast np. rowkowanie aktywuje fibroblasty ludzkie syntezy fibronektyny [70], a osteoblasty do syntezy enzymów biorących udział »rocesach mineralizacji kości [82],

eratura

A.G. Gristina. Implant failure and the immuno-incomponent fibro-inflammatory zone. Clin. Ort-hop. Related Res. 298(1994)106. B. Ivarsson, I. Lundstrom (1986). Physical characterization of protein adsorption on metal and metal oxide surfaces. W „Critical Reviews in Biocompatibility". Ed. D.F. Wiliams. CRC Press. Boca Raton FL. s. 1-96. A.G. Gristina, J.W. Costerton. Bacterial adhesion to biomaterials and tissue. J. Bone Joint Surg. 67A(1985)264. D.A. Puelo, A. Nanci. Understanding and controlling the bone-implant interface. Biomaterials 29(1999)2311. L. Jonas, G. Fulda, C. Radeck et al. Biodégradation of titanium implants after long-time insertion used for the treatment of fractured upper and lower jaws through osteosynthesis: Elemental analy-sis by electron microscopy and EDX or EELS. Ultrastr Pathol 25(2001)375. G.J. Thompson, D.A. Puelo. Effects of sublethal metal ion concentration on osteogenic cells deri-ved from bone marrow stromal cells. J. Appl. Biomater. 6(1995)249. G.J. Thompson, D.A. Puelo. Ti-6A1-4V ion solution inhibition of osteogenic cell phenotype as function of differentiation time-course in vitro. Biomaterials 17(1996)1949. K.G. Nichols, D.A. Puelo. Effects of metal ions on formation and function of osteoclastic cells in vitro. J. Biomed. Mater. Res. 35(1997)265. D.A. Puleo. Retention of enzymatic activity immobilised on silanized Co-Cr-Mo and Ti-6A1-4V. J. Biomed. Mater. Res. 37(1997)222-28. E.J. Evans. Cell damage in vitro following direct contact with fine particles of titanium, titanium alloy and cobalt-chrome-molybdenum alloy. Biomaterials 15(1994)713. H. Takei, D.P. Pioletti, S.Y. Kwon, K-L. Sung. Combined effect of titanium particles and TNF-a on the production of IL-6 by osteoblast-Iike cells. J. Biomed. Mater. Res. 52(2000)382. J.S. Sun, H. Lin, Y.H. Tsuang et al. Effect of ant-inflammatory medication on monocyte response to titanium particles. J. Biomed. Mater. Res. 52(2000)509.

13. T.T. Giant, J.J. Jacobs. Response of three murine macrophage populations to particulate debris: bone resporption in organ cultures. J. Orthop. Res. 12(1994)720.

14. R.E. Baier, A.E. Meyer, J.R. Natiella et al. Surface properties determine bioadhesive outcomes: methods and results. J. Biomed. Mater. Res. 18(1984)337.

15. B. Kasemo, J. Lausmaa. Material-tissue interfaces: the role of surface properties and processes. Environ. Health Perspect. 102(1994)41.

16. J. Lausmaa, B. Kasemo. Biomateriał and implant surfaces: on the role of cleanliness, contamina-tion, and preparation procedures. J. Biomed. Mater. Res. 22(1988)145.

17. B. Kasemo, J. Gold. Implant surfaces and interface processes. Adv. Dent. Res. 13(1999)8. 18. C. Ohitsuki, H. lida, S. Hayakawa, A. Osaka. Bioactivity of titanium treated with hydrogen pero-

xide solutions containing metal chlorides. J. Biomed. Mater. Res. 35(1997)39. 19. B. Feng, J. Weng, B.C. Yang, J.Y. Chen et al. Surface characterization of titanium and adsorption

of bovine serum albumin. Mater. Charact. 49(2003)129. 20. S.A. Redey, S. Razzouk, C. Rey et al. Osteoclast adhesion and activity on synthetic hydroxyapa-

tite, carbonated and natural calcium carbonate: relationship to surface energy. J. Colloid Interfucc Sci. 45(1999)140.

21. B. Kasemo. Biocompatibility of titanium implants: surface science aspects. J. Prosthet. Denl, 49(1983)832.

22. H. Nygren, P. Tengvall, I. Lundstrom. The initial reactions of T i02 with blood. J. Biomed. Mat, Res. 34(1997)487.

23. J.-E. Sundgren, P. Bodo, I. Lundstrom. Auger electron spectroscopic studies of the interlace between human tissue and implants of titanium and stainless steel. J. Colloid Interlace Sci, 110(1986)9.

24. H. Nygren, S. Alaeddine, I. Lundstrom, K.E. Magnusson. Effect of surface wettability on protein adsorption and lateral diffusion. Analysis of data and a statistical model. Biophys. Chcm, 49(1994)263.

25. E. Czarnowska, T. Wierzchoń, A. Maranda-Niedbala, E. Karczmarewicz. Improvement of tita-nium alloy for biomedical applications by nitriding and carbonitriding processes under glow discharge conditions. J. Mat. Sci. Med. 11(2000)1.

26. L.D. Dorr, R. Bloebaum, J. Emmanuel, R. Meldrum. Histologic, biochemical, and ion analysis of tissue and fluids retrieved during total hip arthroplasty. Clin. Orthop. 261(1990)82.

27. J.J. Jacobs, A.K. Skipor, L.M. Patterson et al. Metal release in patients who have had a primary arthroplasty. A perspective, controlled, longitudinal study, J. Bone Joint Surg. Am. 80(1998)1447.

28. C. Klauber, L.J. Lenz, P.J. Henry. Oxide thickness and surface contamination of six endosseous dental implants determined by electron spectroscopy for chemical analysis: a preliminary report. Int. J. Oral Maxillofac. Implants 5(1990)264.

29. C.M. Stanford, J.C. Keller, M. Solursh. Bone cell expression on titanium surfaces is altered by sterilization treatments. J. Dent. Res. 73(1994)1061.

30. E. Czarnowska, A. Sowińska, T. Wierzchoń, A. Czyrska-Filemonowicz. The effect of nitriding titanium alloy under glow discharge conditions and sterilization processes on biocompatibilily. Eur. Cell Mat. 1(2001)76.

31. K.M. Swart, J.C. Keller, J.P. Wightman et al. Short-term plasma-cleaning treatments enhance in vitro osteoblast attachment to titanium. J. Oral Implantol. 18(1992)130.

32. A. Wennerberg. The role of surface roughness for implant incorporation in bone. Cells and Mate-rials 9(1999)1.

33. L. Rasmusson, N. Meredith, K.E. Kahnberg, L. Sennerby. Stability assessment and histology of titanium implants placed simultaneously with autogenous on lay bone in rabbit tibia. Int. J. Oral Maxillofac. Surg. 27(1998)229.

34. A. Curtis, C. Wilkinson, Reaction of cells to nanotopography. Cell Mol. Biol, Letters 2(1997)9. 35. A.S.G. Curtis, C.D.W, WllkliiKon. Reactions of cells to topography. J. Biomater. Sci. Polymer.

9(1998)1313.

F. Cooper. A role for surface topography in creating and maintaining bone at titanium endos-ous implants. J. Prosthetic Dent. 84(2000)522. .M. Lotz, C.A. Bursdal, H.P. Erickson, D.R. McClay. Cell adhesion to fibronectin and tenascin: uantitative measurements of initial binding and subsequent strengthening response. J. Cell Biol. 19(1989)1795. M. Sheltton, A.C. Rasmusen, J.E. Davies. Protein adsorption at the interface between charged >lymer substrata and migrating osteoblasts. Biomaterials 9(1988)24. .R. Howlett, M.D.M. Evans, W.R. Walsh et al. Mechanism of initial attachment of cells derived om human bone to commonly used prosthetic materials during cell culture. Biomaterials 5(1994)213.

Kanagaraja, A. Wennerberg, C. Erikson, H. Nygren. Cellular reactions and bone apposition i titanium surfaces with different surface roughness and oxide thickness cleaned by oxidation, iomaterials 22(2001)1809. . Tengvall (2001). Proteins at Titanium Interfaces. W „Titanium in Medicine". Eds. D.M. Bru-stte, P. Tengvall, M. Textor, P. Thomson. Springer-Verlag. Berlin, Heidelberg, New York. 458-480.

I.E. McAlarney, R. Skalak, S. Kim et al. TEM immunogold staining of C3 from plasma onto tanium oxides. J. Biomed. Mater. Res. 25(1991)845. .E. Lynch, D. Buser, R.A. Hernandez et al. Effects of the platelet-derived growth factor/insulin-like growth factor-I combination on the bone regeneration around titanium dental implants. Re-ults of a pilot study in beagle dogs. J. Peridontol. 62(1991)710. ).R. Summer, T.M. Turner, R.M. Urban et al. Locally delivered rhTGF-beta2 enhances bone igrowth and bone regeneration at local and remote sites of skeletal injury. J. Orthop. Res. 9(2001)85. ).A. Puleo. Release and retention of biomolecules in collagen deposited on orthopedic biomate-ials. Artif. Cells Blood Substit. Immobil. Biotechnol. 27(1999)65. C. Endo. Chemical modification of metallic implant surfaces with biofunctional proteins (Part 1). Molecular structure and biological activity of modified NiTi alloy surface. Dent. Mater. J. 14(1995) 185.

Hunter, C.W. Archer, P S. Walker, G.W. Blunn. Attachment and proliferation of osteoblasts ind fibroblasts on biomaterials for orthopaedic use. Biomaterials 16(1995)287. l.G. Richards, G.R.H. Owen, B.A. Rahn, I. Gwynn. A quantitative method of measuring cell-substrate adhesion areas. Cell Mater. 7(1997)15. 3.D. Boyan, T.W. Hummert, K. Kieswetter et al. Effect of titanium surface on chondrocytes and osteoblasts in vitro. Scan. Electron Microsc. (Cells & Materials) 5(1995)323. fC.T. Bowers, J.C. Keller, B.A. Randoph et al. Optimization of surface micromorphology for jnhanced osteoblast responses in vitro. Int. J. Oral. Maxillofac. 7(1992)302. I. Lincks, B.D. Boyan, C.R. Blanchard et al. Response of MG63 osteoblast-like cells to titanium and titanium alloy is dependent on surface roughness and composition. Biomaterials 19(1998)2219. B.D. Boyan, V.L. Syvia, Y. Liu, R. Sagun et al. Surface roughness mediates its effects on osteo-blasts via protein kinase A and phospholipase A2. Biomaterials 20(1999)2305. J.C. Keller, C.M. Stanford, J.P. Wightman et al. Characterization of titanium implant surfaces III. J. Biomed. Mater. Res. 28(1994)939. J.Y. Martin, Z. Schwartz, T.W. Hummert et al. Effect of titanium surface roughness on prolifera-tion, differentiation, and protein synthesis of human osteoblast-like cells (MG63). J. Biomed. Mater. Res. 29(1995)389. H. Nygren, C. Eriksson, J. Lausmaa. Adhesion and activation of platelets and polymorphonuclear granulocyte cells at TI02 surfaces. J. Lab. Clin. Med. 129(1997)35. B. Haimovich, L. Lipfcst, J.S. Brugge, S.J. Shattil. Tyrosine phosphorylation and cytoskeletal reorganization in platelets arc triggered by interaction of intcgrin receptors with their immobilized ligands. J. Biol, Chom. 268(1993)158.

57. R.R. Gatewood, C.M. Cobb, W.J. Killoy. Microbial colonization on natural tooth structure com-pared with smooth and plasma-sprayed dental implant surfaces. Clin. Oral Implants Res. 4(1993)53.

58. D. Kohavi, R. Greenberg, E. Raviv, M.N. Sela. Subgingival and supragingival microbial flora around healthy osseointegrated implant in partially edentulous patients. Int. J. Oral Maxillofac. Implants 9(1994)673.

59. A. Leonhardt, J. Olsson, G. Dahlen. Bacterial colonization on titanium, hydroxyapatite, and amal-gam surfaces in vivo. J. Dent. Res. 74(1995)1607.

60. M. Yoshinari, Y. Oda, T. Kato et al. Influence of surface modifications to titanium on oral bacte-rial adhesion in vitro. J. Biomed. Mater. Res. 52(2000)388.

61. D.T.H. Wassell, G. Emberg. Adsorption of bovine albumin on titanium powder. Biomaterials 17(1996)859.

62. E. Barth, T. Sullivan, E. Berg, Q.N. Myrvik. Chemiluminescent responses of macrophages expo-sed to biomaterials: A biocompatibility screening test. J. Invest. Surg. 1(1988)291.

63. B.L. Gabriel, J. Gold, A.G. Gristina et al. Site-specific adhesion of Staphylococcus epidermidis (RP12) in Ti-AL-V metal system. Biomaterials 15(1994)628.

64. S.G. McDowell, Y.H. An, R.A. Draughn, R.J. Friedman. Application of a fluorescent redox dye for enumeration of metabolically active bacteria on albumin-coated titanium surfaces. Lett. Appl. Microbiol. 21(1995)1.

65. Y.H. An, G.W. Stuart, S.J. McDowell et al. Prevention of bacterial adherence to implant surfaces with crosslinked albumin coating in vitro. J. Orthoped. Res. 14(1996)846.

66. J. Folkman, A. Moscona. Role of cell-shape changes and gene expression. Nature 273(1978)345. 67. F.M. Watt, P.W. Jordan, C.H. O'Neill. Cell shape controls terminal differentiation of human

epidermal keratinocytes. Proc. Natl. Acad. Sci. USA 85(1988)5576. 68. C.S. Chen, M. Mrkisch, S. Huang S et al. Geometric control of cell life and death. Scicnee

276(1997)1425. 69. R.K. Sinha, R.S. Tuan. Regulation of human osteoblast integryn expression by orthopedic implant

materials. Bone 18(1996)451. 70. L. Chou, J.D. Firth, V.J. Uitto, D.M. Brunette. Substratum surface topography alters cell shape

and regulates fibronectin mRNA level, mRNA stability, secretion and assembly in human fibro-blast. J. Cell Sci. 108(1995)1563.

71. L. Chou, J.D. Firth, V.J. Uitto, D.M. Brunette. Effects of titanium substratum and grooved surfa-ce topography on metalloproteinase — 2 expression in human fibroblasts. J. Biomed. Mater. Res. 39(1998)39, 437.

72. Z. Werb, R.M. Hembry, G. Murphy, J. Aggeler. Commitment to expression of the metal locndo-peptidases, collagenase and stromelysin relationship of inducing events to changes in cytoskelctal architecture. J. Cell Biol. 102(1986)697.

73. D.M. Brunette, B. Chehroudi. The effects of the surface topography of micromachined titanium substrata on cell behavior in vitro and in vivo. J. Biomech. Eng. 121(1999)49.

74. M. Ahmad, D. Gawronski, J. Blum et al. Differential response of human osteoblast-like cells to commercially pure (CP) titanium grades 1 and 4. J. Biomed. Mater. Res. 46(1999)121.

75. P.B. Noble. Extracellular matrix and cell migration, locomotory characteristcs of MOS11 cells within a three dimensional hydrated collagen lattice. J. Cell Sci. 87(1987)241.

76. K. Bordji, J.Y. Jouzeau, D. Mainard et al. Cytocompatibility of Ti-6A1-4V and Ti-5Al-2. 5Fc alloys according to three surface treatments using human fibroblasts and osteoblasts. Biomaterials 17(1996)929.

77. E. Czarnowska, T. Wierzchori, A. Maranda-Niedbala. Properties at the surface layer on titanium alloy and their biocompatibility in vitro tests. J. Mat. Proc. Tech. 92-93(1996)190.

78. D.E. Ingber, L. Dike, L. Hansen et al. Cellular tensegrity exploring how mechanical changes in the cytoskelcton regulate cell growth, migration and tissue pattern during morphogenesis. Int. Rev. Cytology 150(1994)173,

.K. Harris. Polarity and polarization of fibroblasts in culture. Adv. Mol. Cell Biol. 5(1998)201. .. Damji, L. Weston, D.M. Brunette. Directed confrontations between fibroblasts and epithelial ills on micromachined grooved substrata. Exp. Cell Res. 228(1996)114. >. Chehroudi, T.R. Gould, D.M. Brunette. Effects of a grooved epoxy substratum on epithelial ell behavior in vitro and in vivo. J. Biomed. Mater. Res. 122(1988)459. t. Chehroudi, D. McDonnel, D.M. Brunette. The effect of micromachined surfaces on formation if bonelike tissue on subcutaneous implants as asssessed by radiography and computer image irocessing. J. Biomed. Mater. Sci. 34(1997)279. 3.A. Dunn, J.P. Heath. A new hypothesis of contact guidance in tissue cells. Exp. Cell Biol. ¡01(1976)1. i.F. Walboomers, J.A. Jansen. Cell and tissue behavior on micro-grooved surfaces. Odontology 39(2001)2. B. Chehroudi, J. Ratkay, D.M. Brunette. The role of implant surface geometry on mineralization in vivo and in vitro, a transmission and scanning electron microscopic study. Cells Mat. 2(1991)89. M. Kononen, M. Horami, J. Kivalathi et al. Effects of surface processing on the attachment, orientation, and proliferation of human gingival fibroblasts on titanium. J. Biomed. Mater. Res. 26(1992)1325. M. Riehle, D. Ferris, D. Hamilton, A. Curtis. Cell behavior in tubes. Exp. Biol. Online 3(1998)2. H. Selye, Y. Lemire, E. Bajuscz. Induction of bone cartilage and haemopoietic tissue by sub-cutaneously implanted tissue diaphragms. Roux Archiv. Entwicklungs Mechanik 141(1960)572. J. Qu, B. Chehroudi, D.M. Brunette. The use of micromachined surfaces to investigate the cell behavioral factors essential to osseointegration. Oral Dis. 2(1996)102. C. Maniatopoulos, R.M. Pillar, D.C. Smith. Threaded versus porous surface designs for implant stabilization in bone endodontic implant model. Biomed. Mater. Res. 20(1986)1309. C.M. Agrawal, A. Pennick, X. Wang, R.C. Schenck. Porous-coated titanium implant impregna-ted with a biodegradable protein delivery system. J. Biomed. Mater. Res. 36(1997)516. S.M. Albeda, C.A. Buck. Integrins and other cell adhesion molecules. FASEB J. 4(1990)2868. A. Rezania, C.H. Thomas, A.B. Branger et al. The detachment strength and morphology of bone cells contacting materials modified with a peptide sequence found within bone sialoprotein. J. Biomed. Mater. Res. 37(1997)9. K.C. Dee, T.T. Andersen, R. Bizios. Design and function of novel-adhesive peptides for che-mical modification of biomaterials. J. Biomed. Mater. Res. 40(1998)371. A. Rezania, K.E. Healy. Biomimetic peptide surfaces that regulate adhesion, spreading, cyto-skeletal organization, and mineralization of the matrix deposited by osteoblast-like cells. Bio-technol. Prog. 15(1999)19. K.C. Dee, D.C. Rueger, T.T. Anderson, R. Bizios. Conditions which promote mineralization at the bone-implant interface: a model in vitro study. Biomaterials 17(1996)209. A.G. Gristina. Biomaterial-centered infection: microbial adhesion versus tissue integration. Science 237(1887)1588. M. Lind, S. Overgaard, T. Nguyen et al. Transforming growth factor-b stimulates bone on-grow-th. Hydroxyapatite-coated implants studied in dogs. Acta Orthop. Scand. 67(1996)611. M. Lind. Growth Factor stimulation of bone healing. Effects on osteoblasts, osteomies, and imp-lant fixation. Acta Othop. Scand. Suppl. 283(1998)2. A. Piattelli, A. Scarano, M. Corigliano, M. Piattelli. Effects of alkaline phosphatase on bone healing around plasma-sprayed titanium implants: a pilot study in rabbits. Biomaterials 17(1996)1443. S.-J. Xiao, G. Kenausis, M. Textor. Biochemical modification of titanium surfaces. W „Titanium in Medicine". Eds. D.M. Brunette, P. Tengvall, M. Textor, P. Thomson. Springer-Verlag. Berlin, Mcidclhera. Now York, s. 418-449.

102. J.W.C. Leung, G.T.C. Lau, J.J.Y. Sung, J.W. Costcrton. Decreased hactcriul udhcrcncc (o »liver--coated stent material: an in vitro study. Gastrointest. Endose. 38(1992)338.

103. J. Olsson, Y. van der Heijde, K. Holmberg. Plaque formation In vivo and bacterial attachment in vitro on permeability hydrophobic and hydrophilic surfaces. Caries Res. 26(1992)428.

104. N. Hamamoto, Y. Hamamoto, T. Nakajima, H. Ozawa. Histological, histochcmical and ultra-structural study on the effects of surface charge on bone formation in the rabbit mandible. Arch. Oral. Biol. 40(1995)97.

105. M. Krukowski, R.A. Shively, P. Osdoby, B.L. Eppley. Stimulation of craniofacial and intrame-dullary bone formation by negatively charged beads. J. Oral Maxillofac. Surg. 48(1990)468.

106. R.E. Baier, A.E. Meyer AE. Implant surface preparation. Int. J. Oral Maxillofac. Implants 3(1988)9.

107. A. Wennerberg, P. Bolind, T. Albrektsson. Glow-discharge pretreated implants combined with temporary bone ischemia. Swed. Dent. J. 15(1991)95.

108. A. Nanci, J.D. Wuest, L. Peru et al. Chemical modification of titanium surfaces for covalent attachment of biological molecules. J. Biomed. Mater. Res. 40(1998)324.

109. W.J. Dhert. Retrieval studies on calcium phosphate-coated implants. Med. Prog. Technol. 20(1994)143.

110. E.P. Frankenburg, S.A. Goldstein, T.W. Bauer et al. Biomechanical and histological evaluation of a calcium phosphate cement. J. Bone Jt. Surg. Am. 80(1998)1112.

111. E. Horowitz, J.E. Parr. Characterization and performance of calcium phosphate coatings for implants. ASTM STP 1996. Am Society for Testing and Materials Philadephia.

112. H.U. Cameron, R.M. Pillar, I. Macnab. The effect of movement on the bonding of porous metal to bone. J. BioMed. Mater. Res. 7(1973)301.

113. K. Soballe, E.S. Hansen. HA coating enhances fixation of porous coated implants. Acta Orthop. Scan. 60(1990)299.

114. K. Soballe, E.S. Hansen, H. Brockstedt-Rasmussen et al. Tissue ingrowth into titanium and hydroxyapatite-coated implants during stable and unstable mechanical conditions. J. Orthop. Res. 10(1992)285.

115. K. Soballe. The role of H-A. C. in ingrowth protehses. W Hydroxyapatite ceramic, a decade of experience in hip arthroplasty. Furlong Research Foudation. London 1995. s. 57-67,

116. J. Sroka. Zjawisko naprowadzania komórek zwierzęcych przez kontakt z podłożem - wy kory,yn-tanie w praktyce klinicznej. Postępy Biol. Kom. 28(2001)63.

117. A. Wennerberg, C. Hallgren, C. Johansson, S. Danieli. A histomorphometric evaluation of screw-shaped implants each prepared with two surface roughnesses. Clin. Oral Implants Res, 9(1998)11.

Zastosowanie biomateriałów tytanowych w medycynie

tan i jego stopy są stosowane m.in. w chirurgii kostnej jako endoprotezy, zczepy zębowe, mostki, zespolenia, aparaty ortodoncyjne, w audiologii do moco-inia stałych aparatów słuchowych oraz w kardiologii do wytwarzania elementów ichanicznych zastawek serca, rozruszników serca, pomp wspomagających pracę ca i podających leki.

1. Zastosowanie biomateriałów tytanowych w chirurgii kostnej

adania przedkliniczne wykazały, że regeneracja tkanki kostnej zachodzi lepiej okół wszczepów wykonanych z tytanu niż ze stopów tytanu, co jest związane powstawaniem na tytanie jednorodnej struktury Ti02 . [1, 2]. Regeneracja kości ileży również od umocowania elementu wszczepianego. Najszybciej procesy rege-2racji zachodzą wokół wszczepów, które pozwalają na mikroprzesuw wszczepu obszarze materiał-tkanka kostna [3, 4]. Inne czynniki wpływające na osteointe-

rację wszczepów zostały wymienione w tabeli 7.1.

Tabela 7.1

Czynniki odgrywające rolę w osteointegracji wszczepu

• Biozgodność wszczepu • Konstrukcja mocowania wszczepu • Właściwości fizykochemiczne powierzchni • Zastosowana technika chirurgiczna • Stan chorego • Biomechaniczne położenie wszczepu

Wszczepienie elementu wykonanego z tytanu lub jego stopów do kości wiąże się i wykonaniem zabiegu chirurgicznego, co powoduje, że biomateriał podlega działa-niu różnych składników płynów ustrojowych i macierzy pozakomórkowej. Skład mikrośrodowiska otaczającego wszczep zmienia się w czasie. Kolejność zjawisk towarzyszących osteointegracji wszczepu przedstawiono w tabeli 7.2.

T»ta#ln 1 i Zjawiska biologiczne związane z oNtcolnlc||rui'Ji( WNxrMpu

Czas Proces Komórki blurątM ml/lal

0 - 2 dni Formowanie i stabilizacja skrzepu Płytki krwi, komórki odpowledil immu nologicznej

2 - 3 dni Formowanie krwiaka, aktywacja komórek mezenchymalnych

Multipotcntnc komórki mc/.cnchynuilno, progenitorowc komórki koici

3 -10 dni

Proliferacja komórek osteoprogenitorowych i ich różnicowanie w osteoblasty, synteza czynników wzrostowych, formowanie osteonów

Preosteoblasty

Osteoblasty

1 - 3 tydzień Dojrzewanie osteonów Osteoblasty

3 - 4 tydzień Dojrzewanie kości Osteocyty

4 tydzień Przebudowa kości Osteocyty, osteoblasty, osteoklasty

Cząstki osadzające się w tym okresie na powierzchni biomateriału modyfikują procesy adhezji komórkowej. Skrzepy utworzone przez płytki krwi i krwinki są pierwszym zjawiskiem towarzyszącym zabiegowi. Tworzenie skrzepów zachodzi wskutek wydzielania przez płytki krwi takich czynników, jak: transformujący czyn-nik wzrostu P (TGF-P) i płytkopochodny czynnik wzrostu (PDGF), cytokin i pros-taglandyna E2 (PGE2). Obok płytek krwi, w skrzepie są obecne fibryna, fibronektynu i kwas hialuronowy, które zwiększają adsorpcję krążących czynników wzrostu i cytokin. Wszystkie wymienione elementy są ważnymi czynnikami środowiska nu styku materiał-tkanka, które wpływają na to, jakie komórki i w jakiej ilości będą adherować na powierzchni wszczepu. Skutki wpływu właściwości powierzchni ma-teriału są widoczne w ciągu kilku minut od wszczepienia biomateriału, wpływając nu rodzaj i ilość odkładanych na powierzchni białek, lipidów i jonów! Białka, jak albumi-na i immunoglobulina G oraz fibronektyna, odkładają się niemal natychmiast [4, 5].

Rola topografii powierzchni tytanu w procesach integracji z kością była przed-miotem wielu badań in vivo. Badania prowadzone na psach [6] i ludziach [7] wyka-zały, że osteointegracja wszczepów tytanowych o rozwiniętej powierzchni jest lepsza niż gładkich. Integracja wszczepu zależy nie tylko od migracji komórek progenitorowych kości na powierzchnię biomateriału i ich różnicowania w sekrecyj-ne osteoblasty, ale także od formowania nowej tkanki kostnej na powierzchni kości uszkodzonej w czasie zabiegu (rys. 6.8).

Formowanie nowej tkanki kostnej w kierunku szczeliny między wszczepem a traumatycznie uszkodzoną kością jest regulowane działaniem mediatorów uwal-nianych przez komórki zudherowane na powierzchni biomateriału. Wzajemne od-działywanie komórek regenerującej kości i komórek osadzonych na biomuteriulc

ograniczane wielkością szczeliny pomiędzy nimi. Bloebaum i wsp. wykazali, że lochodzi do wrośnięcia wszczepu w kość jeśli szczelina jest większa niż 50 pm Wielkość powstającej szczeliny zależy od topografii powierzchni, tosowane obecnie w chirurgii kostnej biomateriały tytanowe mogą, na skutek iej odporności na zużycie przez tarcie, indukować lizę kości. Wyeliminowanie yady materiałów tytanowych to wyzwanie dla inżynierii powierzchni, szczegól-n y jednocześnie modyfikacja warstwy powierzchniowej biomateriału zwiększy ność integracji wszczepu z tkankami.

Zastosowanie biomateriałów tytanowych w stomatologii i ortodoncji

ód biomateriałów stosowanych w stomatologii i ortodoncji tytan ma swoją mtowaną pozycję, mimo problemów technologicznych występujących w proce-odlewania gotowych elementów oraz uzyskaniem dobrego połączenia tytanu ateriałami ceramicznymi [9-11]. Z tytanu i jego stopów, w kombinacji z two-rami sztucznymi lub ceramiką oraz kompozytami, wytwarza się wszczepy •owe, protezy stomatologiczne, uzupełnienia ubytków zębowych oraz elementy ratów ortodontycznych. Schemat tkanek otaczających wszczep zębowy przedsta-no na rys. 7.1.

Nabłonek dziąsła

Nabłonek łączący

Torebka włóknista S i l i l i M S Nabłonek

\ rowkowy

Kość

Wszczep

< — > — - 1 tytanowy

Rys. 7.1. Schemat tkanek otaczających wszczep zębowy

Badania wykazują, że torebka włóknista otaczająca wszczep ma inną strukturę torebka otaczająca naturalny ząb. Jest ona zbudowana głównie z kolagenu, za-

jra mało fibroblastów i prawie brak jest naczyń krwionośnych [12-14], Proces >alny pojawiający się wokół wszczepu występuje głównie w części torebki styka-ej się z nabłonkiem rowkowym. W nacieku zapalnym wykrywa się limfocyty T, ikrofagi, neutrofile, limfocyty B, a więc komórki charakterystyczne dla swoistej powiedzi immunologicznej na infekcje bakteryjne [15, 16]. Wiadomo, że w przy-iku biomuteriułów stosowanych w jamie ustnej nie do uniknięcia są takie infek-

cje. Toczący się proces zapalny prowadzi nie tylko do zmian patologicznych w tkankach miękkich kontaktujących się z biomateriałem, ale także w tkance kost-nej. Implanty zębowe, podobnie jak i inne wszczepy tytanowe — np. endoprotezy, uwalniają jony i cząstki materiału do otaczających tkanek [17, 18], które są pochła-niane przez makrofagi i fibroblasty [19-21], Zjawisko to jest szczególnie nasilone w przypadku wszczepów tytanowych o porowatej powierzchni [17]. Wykazano, że w czasie przebywania w organizmie, wszczepy z powłoką natryskiwanego plazmo-wo tytanu wykazują znamienny ubytek grubości wytworzonej warstwy w porówna-niu ze wszczepami kontrolnymi [22-24]. Przyczynia to się m.in. do wypadania implantów zębowych.

W ortodoncji głównie stosuje się nitinol, jednak przechodzenie niklu do otacza-jących tkanek często powoduje reakcje alergiczne [25]. Stosowane obecnie w orto-doncji druty, wykonane z nitinolu, pokrywa się polimerami, aby chronić przed szkodliwym oddziaływaniem niklu i korozją stopu pod wpływem śliny obecnej w jamie ustnej [26]. Prowadzone są również w tym przypadku badania nad zastoso-waniem technik inżynierii powierzchni, by uzyskać biomateriały odporne na korozję i nie uwalniające szkodliwych składników do tkanek.

7.3. Zastosowanie biomateriałów tytanowych w kardiologii

Z tytanu i jego stopów głównie wykonywane są zastawki serca, obudowy elektro-stymulatorów, stenty i inne akcesoria używane do plastyki naczyń oraz systemy wspomagania lewej komory serca (LVDS) i pompy infuzyjne do podawania leków.

Kontakt biomateriału z krwią indukuje procesy prowadzące do formowaniu zakrzepu i aktywacji układu dopełniacza (składników obecnych w surowicy krwi w postaci proenzymów, aktywowanych m.in. przez materiał i pośredniczących w reakcjach ogólnoustrojowych, jak: odczyn zapalny, fibrynoliza, wykrzepianie wewnątrznaczyniowe) [27]. Pierwszym etapem łańcucha reakcji jest adsorpcja bia-łek krwi na biomateriale, następnie adhezja i aktywacja płytek krwi. W aktywacji płytek bierze udział kolagen (składnik macierzy pozakomórkowej ściany naczyniu), białka surowicy i produkty metaboliczne płytek, np. ADP, tromboxan A2 [28], Procesy te są modyfikowane przez przepływ krwi, szczególnie przez działanie siły ścinającej, tzn. siły tarcia lepkiej krwi ocierającej się o ścianę naczynia (ang. shear stress). Sztuczne zastawki charakteryzuje oddziaływanie krótkotrwałej, ale stosunko-wo dużej siły ścinającej, która uszkadza krwinki czerwone [29], natomiast stenty aktywują płytki krwi [30]. Zaznaczyć należy, że działanie siły ścinającej jest natu-ralnym aktywatorem płytek krwi.

Pierwsza zastawka tytanowa z silikonową kulką zamykającą przepływ została zastosowana w 1965 r. Jej wudumi był wysoki tromboembolizm (zatorowość skrzeplinowu) i hamowanie przepływu krwi, Później podejmowano próby modyfikowania konstrukcji zastawki oraz jej powierzchni przez zastosowanie m.in. powłok teflonowych i węglowych.

[ąjczęściej używaną zastawką mechaniczną była zastawka z tytanowym pier-liem i dyskiem, z wytworzoną powłoką węglową, otwierającym się pod kątem 15 stopni [31]. Często stosowanym materiałem jest także polytetrafluoroetylen lub iretan [31]. Tytan uważany jest za bezpieczny materiał konstrukcyjny mechanicz-i zastawek, jedynie niska odporność na zużycie jest jego poważną wadą [32], stąd stosuje się różne metody inżynierii powierzchni. Mimo stosowania u chorych izczepionymi mechanicznymi zastawkami leków antykoagulacyjnych, tromboemb-

występuje w 1-5% przypadków i zależy od położenia zastawki w stosunku do pływu krwi [33]. Obecnie najczęściej stosuje się zastawki trójlistne. Itenty stosuje się do rozszerzania zwężonych naczyń wieńcowych. I chociaż chorzy łożonymi stentami są poddawani terapii antykoagulacyjnej, to jednak u około 2% -ych występuje podostre wykrzepianie krwi [34, 35]. Ponadto często u chorych łożonymi stentami dochodzi do restenozy (nawrotu zwężenia światła naczynia). > ten ty wykonuje się ze stali 316L, tantalu, złota lub Vitalium [28]. Aby zredu-'ać ich trombogenne właściwości często pokrywa się je rozpuszczalnym kwasem laktydowym z wbudowanymi inhibitorami trombiny i inhibitorem agregacji ek [36], powłoką węglową [37, 38] lub heparyną [39]. Obserwacje kliniczne itów wykonanych z różnych materiałów metalicznych wykazały, że lepszą bio-dność z krwią wykazują stenty o średniohydrofilowej powierzchni. W tabeli 7.3 odstawiono charakterystykę zwilżalności materiałów metalicznych stosowanych wytwarzania stentów.

Tabela 7.3

ąt zwilżania przez krew niektórych biomateriałów metalicznych i warstw powierzchniowych

Materiał Kąt zwilżania Piśmiennictwo

tan 36 40

otek tytanu 45 40

amentopodobny węgiel (DLC) 56 40

JtO 50 41

ii austenityczna 60 28

Coraz częściej podejmowane są próby modyfikowania powierzchni stentów przez isowanie obróbek powierzchniowych, jak np. procesów utleniania, metody RFCVD adio Frequency Chemical Vapour Deposition) i azotowania jarzeniowego [42], Inną, ważną grupę akcesoriów tytanowych stosowanych w kardiologii stanowią

udowy, przewody, pojemniki rozruszników serca i automatycznych defribrylato-w. Elektrody rozruszników serca są pokrywane azotkiem tytanu (TiN) — materia-n o wysokiej biozgodności i odpowiednich właściwościach elektrycznych [43], Ze stopu tytanu wykonuje się również system wspomagania lewej komory serca

,VAD), tj. pompę łączącą koniuszek lewej komory serca z aortą. Obecnie na

rynku są dostępne dwa typy LV AD: jeden pokryty od środka poliuretanem i drugi, z komorą pompującą wykonaną ze stopu Ti6A14V o porowatej wewnętrznej po-wierzchni, co ułatwia wrastanie śródbłonków naczyniowych, których prawidłowe funkcjonowanie chroni przed tworzeniem się zakrzepów krwi [44]. Niestety, stoso-waniu tej pompy towarzyszy również wysokie ryzyko powstawania zakrzepów na zastawce [44].

Dotychczas stosowane w kardiologii biomateriały charakteryzuje duża siła tarcia, powstająca między przepływająca krwią a powierzchnią materiału, co w efekcie prowadzi do uszkodzenia elementów morfotycznych krwi. W świetle dotychczaso-wych wyników badań in vitro i obserwacji klinicznych wydaje się, że zwilżalność powierzchni biomateriału jest czynnikiem mającym największy wpływ na wartość siły ścinającej i ten parametr powinien być brany pod uwagę, szczególnie przy opracowywaniu nowych materiałów kontaktujących się z krwią.

7.4. Zastosowanie biomateriałów tytanowych w audiologii

W aparatach słuchowych, które są na stałe połączone z wyrostkiem sutkowatym kości skroniowej, element zakotwiczający jest wykonany z tytanu. Fale dźwiękowe są przenoszone przez tkankę kostną do ślimaka (część ucha wewnętrznego, która jest zwiniętym kanałem zawierającym narząd recepcyjny słuchu zwany narządem Cortiego). Schemat przewodnictwa kostnego między przekaźnikiem dźwięków a śli-makiem ilustruje rys. 7.2.

Śruba tytanowa

Ucho zewnętr

Kość

lanały półkoliste)

Rys. 7.2. Schemat przewodnictw« koitncgo między przekaźnikiem dźwięków a uchem wewnętrznym

Obserwacje kliniczne wskazują, że najczęstszą patologią zakotwiczenia aparatu kości czaszki jest występowanie u 25-30% chorych reakcji skórnych [45]. Przy-yną tych reakcji są infekcje bakteryjne, prawdopodobnie potęgowane przez hydro-owe właściwości powierzchni tytanu [46]. Badania zmienionych patologicznie inek otaczających wszczep wykazały obecność w nich dużych nacieków zapalnych, )kalizowanych głównie w części zewnętrznej skóry [47], Makrofagi, licznie wystę-jące w tych naciekach, wykazują wysoką ekspresję prozapalnych cytokin jak IL-la , -6, FGF-a [48]. Dla pacjentów ze stałym aparatem słuchowym, zamocowanym do kości czaszki

jawiające się zapalenia skóry są poważną wadą i dlatego w przyszłości oczekuje się iwych rozwiązań materiałowych z zastosowaniem metod inżynierii powierzchni.

iteratura

. C.B. Johansson, C.-H. Han, A. Wennerberg, T. Albrektsson. A quantitative comparison of machi-ned commercially pure titanium and titanium-aluminium-vanadium implants in rabbit bone. Int. J. Oral Maxillofac. Implants 13(1998)315.

. C.H. Han, C.B. Johansson, A. Wennerberg, T. Alberktsson. Quantitative and qualitative investiga-tions of surface enlarged titanium and titanium alloy implants. Clin. Oral Implants Res. 9(1998)1.

. J.B. Brunski, A.F. Moccia, S.R. Pollack, E. Korostoff, Trachtenberg DI. The influence of functio-nal use of endosseous implants on the tissue-implant interface. Histological aspects. J. Dent. Res. 58(1979)1953.

. B.D. Boyan, T.W. Hummert, K. Kieswetter et al. Effect of titanium surface on chondrocytes and osteoblasts in vitro. Scan. Electron Microsc. (Cells Mat.). 5(1995)323.

. B.D. Boyan, S. Lossdorfer, L. Wang et al. Osteoblasts generate and osteogenic microenvironment when grown on surfaces with rough microtopographies. Eur. Cell Mater. 3(2003)15.

. D.L. Cohran, P.V. Numikoski, F.L. Higgenbottom et al. Evaluation of an endosseous titanium implant with a sandblasted and acid-etched surface in the canine mandible. Radiographic results. Clin. Oral Implants Res. 7(1996)240.

. D. Buser, R. Mericske-Stern, J.P. Bernard et al. Long-term evaluation of non-submerged ITI im-plants. Part 1: 8 years life table anlysis of a prospective multi-center study with 2359 implants. Clin. Oral Implants Res. 8(1997)161.

. R.D. Bloebaum, K.N. Bachus, N.G. Momberger, A.A. Hofman. Mineral apposition rates of human cancellous bone at the interface of porous coated implant. J. Biomed. Mater. Res. 28(1994)537.

. O. Miyakawa, K. Watanabe, S. Okawa et al. Layered structure of cast titanium surface. Dent. Mater. J. 8(1989)175.

. H. Kimura, C.J. Horng, M. Okazaki, J. Takahashi. Oxidation effects on porcelain-titanium interfa-ce reactions and bone strength. Dent. Mat. J. 9(1990)91.

. T. Togaya, M. Suzuki, S. Tsutsumi, K. Ida. An application of pure titanium to the metal porelain system. Dent. Mat. J. 2(1983)210.

. D.E. Steflik, R.V. McKinney, G.R. Parr et al. What we know about the interface between imp-lants and osft tissue. Oral Maxillfac. Surg. Clin. North Am. 3(1991)775.

. I. Abrahamsson, T. Berglundh, J. Wennstrom, J. Lindhe. The peri-implant hard and soft tissues at different implant systems. A comparative study in the dog. Clin. Oral Implants Res. 7(1996)212.

14. T. Berglundh, J. Lindhe, K. Jonsson, I. Ericsson. The topography of the vascular systems in the peridontal and peri-implant tissue in the dog. J. Clin. Peridontol. 21(1994)189.

15. G.J. Seymour, E. Gemmell, L.J. Lenz et al. Immunohistochemical analysisi of the inflammatory infiltrates associated with osseointegrated implants. Int. J. Oral Maxillofac. Implants 4(1989)191,

16. M.S. Tonetti, M. Imboden, L. Gerber, N.P. Lang. Compartmentalization of inflammatory cell phenotypes in normal gingiva and peri-implant keratinized mucosa. J. Clin. Peridontol. 22(1995)735.

17. J.C. Keller, F.A. Young, B. Hansel. Systemic effects of porus Ti dental impalnts. Dental Mat. 1(1985)41.

18. J.F. Osbom, P. Willich, N. Meenen. The release of titanium into human bone from a titanium implant coated with plasma spayed titanium. W „Clinical implant materials. Advances in Biomatc-rials". Eds. G. Heimke, U. Soltesz, A.J.C. Lee. Elsevier Sci. Publishers. Amsterdam, s. 75-80.

19. G. Meachim, D.F. Wiliams. Changes in nonosseous tissue adjacent to titanium implants. J. Bio-med. Mater. Res. 7(1973)555.

20. T. Rae. The biological response to titanium and titanium-aluminium-vandium alloy particles. II. Long-term animal studies. Biomaterials 7(1986)37.

21. Y. Ayukawa, F. Takeshita, M. Yoshinari et al. An immunocytochemical study for lysosomal catepsins B and D related to the intracellular degradation of titanium at bone-titanium interl'aco. J. Peridontol. 69(1998)62.

22. H. Luthy, J.R. Strub, P. Scharer. Analysis of plasma flame-sprayed coatings on endosscous orul titanium implants exfoliated in man: preliminary results. Int. J. Oral Maxillofac. Implants 2(1987)197.

23. H. Luthy, J.R. Strub. Thickness of plasma flame-sprayed coatings on titanium implants exfoliated in dogs. Int. J. Oral Maxillofac. Implants 3(1988)269.

24. M. Kuliralo, J.J. Pireaux, R. Caudano, N. Dourov. Surface studies on titanium IMZ implants, J. Biol. Buccale 19(1991)247.

25. J.K. Bass, H. Fine, G.J. Cisneros. Nickel hypersensitivity in the orthodontic patient. Am. J. Orl-hod. Dentofac. Orthop. 103(1993)280.

26. H. Kim, J.W. Johnson. Corrosion of stainless steel, nickel-titanium, coated nickel-titanium, and titanium orthodontic wires. Angle Orthod. 69(1999)39.

27. J.M. Courtney, N.M.K. Lamba, S. Sundaram, C.D. Forbes. Biomaterials for blood-contacting applications. Biomaterials 15(1994)737.

28. H.T. Spijker, R. Graaff, P.W. Boonstra et al. On the influence of flow conditions and wettability on blood material interactions. Biomaterials 24(2003)4717.

29. A.P. Yoganathan. Cardiac valve prostheses. In: Bronzino JD, editor. The biomedical engineering handbook. Boca Raton. CRC Press. 1995. s. 1847-70.

30. J.J. Wentzel, R. Krams, J.C. Schuurbiers et al. Relationship between neointimal thickness and shear stress after Wallstent implantation in human coronary arteries, Circulation 103(2001)1740.

31. M.M. Black. Cardiovascular applications of biomaterials and implants — an overview. J. Med. Eng. Technol. 19(1995)151.

32. C. Olin. Titanium in cardiac and cardiovascular applications. W „Titanium in Medicine". Eds. D.M. Brunette, P. Tengvall, M. Textor, P. Thomsen. Springer. 2001. s. 889-908.

33. P. Kvidal, R. Begstrom, T. Malm, E. Stahle. Long-term follow-up of morbidity and mortality after aortic valve replacement with a mechanical valve prosthesis. Eur. Heart J. 21(2000)1099.

34. B.J. Rensing, J. Vos, P.C. Smits et al. Coronary restenosis elimination with a sirolimus eliding stent; first European human experience with 60mounth angiographic and intravascular ultrasonic follow-up. Eur. Heart J. 22(2001)2125.

35. T. Maramatsu, R. Tsukahara, M. Ho et al. Clinical outcome of stent implantation in small coro-nary arteries using different types of coronary stents. J. Invasive Cardiol. 13(2001)634.

36. R. Herrmann, G. Schmldmaler, II, Milrkl et al. Antithrombogenic coating of stents using u bloUi-gradablc drug delivery technology. Thromb. Homeostasis 82(1999)51.

37. K. Clutcnshon, C. Neythicn, J. Bau et al. In vitro analyses of diamond-like carbon coaled stents: reduction of metal ion release, platelet activation, and thrombogcnicity. Thromb. Res. 99(2000)577.

38. A.E. May, F.J. Neumann, M. Gawaz et al. Reduction of monocyte-platelet interaction and mono-cyte activation in patients receiving antiplatelet therapy after coronary stent implantation. Eur. Heart J. 18(1997)1913.

39. M.C.M. Vrolix, V.M. Legrand, J.H.C. Reiher et al. Heparin-coated Wiktor stents in human coro-nary arteries (MENTOR trail). Am. J. Cardiol. 86(2000)385.

40. M.I. Jones, I.R. McColl, D.M. Grant et al. Protein adsorption and platelet attachment and activa-tion, on TiN, TiC, DLC coatings on titanium for cardiovascular applications. J. Biomed. Mater. Res. 52(2000)413.

41. R. McMillan, B. Meeks, F. Bensebaa et al. Cell adhesion peptide modification of gold-coated polyurethanes for vascular endothelial cell adhesion. J. Biomed. Mater. Res. 54(2000)272.

42. D.A. Puelo, L.A. Holleran, R.H. Doremus, R. Bizios. Osteoblast responses to orthopedic implant materials in vitro. J. Biomed. Mater. Res. 25(1991)711.

43. M. Schaldach, M. Hubmann, A. Weikl, R. Hardt. Sputter-depsited TiN electrode coatings for superior sensing and pacing performance. Pacing Clin. Electrophysiol. 13(1990)1891.

44. P. Capek, K.A. Kadipasaoglu, B. Radovancevic et al. Human intraperitoneal response to a left ventricular devoce with Ti-6A1-4V alloy surface. ASAIO J. 38(1992)M543.

45. K.M. Holgers, M. Esposito, M. Kaltorp, P. Thomsen. Morphology around percutaneous titanium implants. W „Titanium in Medicine". Eds. D.M. Brunette, P. Tengvall, M. Textor, P. Thomsen. Springer. 2001. s. 533-537.

46. K.M. Holgers, A. Ljungh. Cell surface characteristics of microbiological isolates from human percutaneous titanium implants in the head and neck. Biomaterials 20(1999)1319.

47. K.M. Holgers, P. Thomsen, A. Tjellstrom et al. Morphological evaluation of clinical long-term percutaneous titanium implants. Int. J. Oral Maxillofac. Implants 9(1994)689.

48. X.S. Zhang, K.M. Holgers, P.A. Revell. Cytokine expression in the soft tissue around percuta-neous titanium implants. 15th Conf on Biomaterials, Bordeaux 1999.

| ? 0