α－半水硫酸钙/β－磷酸三钙多孔颗粒型复合人工骨及其制备方法

摘要

本发明公开了一种α－半水硫酸钙/β－磷酸三钙多孔颗粒型复合人工骨的制备方法，其是在β－磷酸三钙多孔颗粒表面和/或孔隙中直接利用水热合成工艺同步合成α－半水硫酸钙，最终制备成α－半水硫酸钙/β－磷酸三钙多孔颗粒型复合人工骨。本发明制备工艺更加简单，可有效缩短制备周期，提高制备效率。可有效控制颗粒型复合人工骨α－CSH与β－TCP两相的比例，从而控制复合骨颗粒的孔隙结构，同时保证复合人工骨的原位固化性能和降解性能，控制了产品的均匀性和β－磷酸三钙颗粒的孔隙率及孔隙直径，提高了复合人工骨的成骨性能和降解性能，进一步提高了产品质量，最终获得具有自固化性能、降解可控、具有一定生物力学强度的复合人工骨。本发明具有很好的应用前景和市场前景。

说明书

技术领域

本发明涉及一种复合人工骨的制备方法及其制备而成的产品，具体地说是利用水热 合成方法直接将β-磷酸三钙多孔颗粒合成为α-半水硫酸钙/β-磷酸三钙多孔颗粒型复合 人工骨，属于医用材料领域。

背景技术

无机复合人工骨属生物陶瓷材料范畴，在过去的50年里，生物陶瓷经历了长足 的发展。最初的研究目标是不具有生物活性，且与机体具有最低交互作用的材料。这 些生物陶瓷被称作第一代生物材料。第二代生物陶瓷材料的研究开始于二十世纪80 年代，它是以与活体组织具有积极相互作用为研究目标，这类材料具有生物活性和再 吸收的特点。到了二十一世纪初，医学范例由组织再生取代了组织替代。也就是说， 生物陶瓷必须被细胞和生物活性分子所填充，于是，第三代生物陶瓷的研究工作就此 开始。近年来复合人工骨的基础研究以及临床使用热点主要集中在以下几类：羟基磷 灰石、珊瑚热转换羟基磷灰石、β-磷酸三钙(β-TCP)、磷酸钙水泥和硫酸钙等，这 些材料来源丰富、储存和使用方便、具有良好的生物相容性和避免传播疾病的优点， 但是根据临床上不同疾病对植骨材料的性能要求不同，均存在一定的缺点和不足。

例如：羟基磷灰石人工骨和磷酸钙水泥材料，虽然具有优良的生物相容性，但是 由于材料的致密化结构和溶解度较低，使得二者在机体内的降解与新骨替代都无法实 现。而多孔的β-磷酸三钙材料作为磷酸钙类生物降解性能最好的材料，虽能够实现 新骨的长入或替代，但由于材料本身所具备的多孔结构，又使得这种材料的力学性能 大大降低，同时还存在固化性能、塑型性以及可操作性能差的问题。因此，比较理想 的复合人工骨材料应该具备的性能是：成骨活性与生物相容性优良，新骨长入速度与 材料降解速度一致，并具有一定的力学强度和临床可操作性。

目前已公开的制备复合人工骨材料的专利，存在很大的局限性。例如：申请号为 200710063903.4的中国发明专利，公开了一种新型无机植骨材料的制备方法及用途。 这种新型无机植骨材料。该无机植骨材料的制备方法包括：(1)制备具有微孔结构 的β-磷酸三钙颗粒；(2)制备α-半水硫酸钙粉体；(3)配制质量百分数为20％-80％ 的β-磷酸三钙颗粒和质量百分数为80％-20％α-半水硫酸钙粉体，在β-磷酸三钙 颗粒表面和/或孔隙内形成α-半水硫酸钙粉体层。

该发明的优点是：基于α-半水硫酸钙和β-磷酸三钙优良的生物相容性和体内降 解性能，制备的具有自固化性能的复合人工骨，可修复任意形状的骨缺损，原位固化 并快速恢复骨骼的力学强度。在体内随着硫酸钙的快速降解，具有微孔结构的β-磷 酸三钙颗粒为新骨生长提供较为理想的支架，并可逐渐被新生骨爬行替代。这种复合 人工骨来源广泛，储存和使用方便，性能优良，制备工艺简单、实用，制备周期短且 成本低廉。但该发明制备方法存在以下缺陷：首先分别制备β-磷酸三钙颗粒和α-半 水硫酸钙粉体，然后用无水乙醇与α-半水硫酸钙搅拌为糊状，直接在β-磷酸三钙颗 粒表面喷涂α-半水硫酸钙，该方法只能在β-磷酸三钙颗粒表面形成α-半水硫酸钙粉 体层，而不能完全进入β-磷酸三钙颗粒内部孔隙，且不能有效控制α-半水硫酸钙的 喷涂剂量、喷涂均匀性和β-磷酸三钙颗粒的孔隙率及孔隙直径，从而导致该复合人 工骨的成骨性能和降解性能难以控制，而影响产品质量。

发明内容

本发明的目的在于针对上述现有技术缺点，提出一个制备α-半水硫酸钙/β-磷酸 三钙(α-CSH/β-TCP)多孔颗粒型复合人工骨的水热复合新工艺，通过在β-TCP多 孔颗粒表面和/或孔隙内同步合成α-CSH，来进行α-CSH/β-TCP多孔骨的改性，控 制最终形成颗粒型复合人工骨的孔隙结构，并起到调节材料在机体内降解速度的目 的，实现最终被自体骨完全替代，获得最佳骨缺损修复效果。

为实现上述目的，本发明人的研究思路为：首先研究以牛松质骨制备多孔β-TCP的 过程动力学，获得孔隙结构可控的近单相β-TCP多孔颗粒；进而研究水热合成工艺参数 对α-CSH在β-TCP多孔颗粒表面异相形核、长大、分布方式的影响规律，实现对 α-CSH/β-TCP复合人工骨中孔隙结构的控制。通过研究这种新型复合人工骨的固化性 能、生物相容性和降解机理，以及对其骨缺损修复效果的表征和评价，反馈指导 α-CSH/β-TCP复合人工骨的制备工艺，从而获得一种具有自固化性能，并且植入骨内的 降解速度与骨缺损修复的成骨速度相一致的植骨材料，达到理想的骨缺损修复效果。

为了实现本发明的目的，本发明具体技术方案为：

一种α-半水硫酸钙/β-磷酸三钙多孔颗粒型复合人工骨的制备方法，其是在β-磷酸 三钙多孔颗粒表面和/或孔隙中直接利用水热合成工艺同步合成α-半水硫酸钙，最终制 备成α-半水硫酸钙/β-磷酸三钙多孔颗粒型复合人工骨。

上述方法，其具体步骤为：

(1)制备具有天然孔隙结构的β-磷酸三钙颗粒；

(2)利用水热合成工艺在步骤(1)制备的β-磷酸三钙多孔颗粒表面同步合成α-半水 硫酸钙：使用CaSO₄·2H₂O配置浓度为10～30％的悬浮溶液，然后将步骤(1) 制备的β-磷酸三钙颗粒置于其中；将二者放置在温度110～140，压力0.12～ 0.3MPa条件下，反应6～12h后，即可在β-TCP的多孔颗粒表面结晶析出α-CSH。

所述步骤(2)反应结束后，将步骤(2)制备的固液混合物于90℃以上过滤，并 放入120℃的烘箱中烘干，即完成α-半水硫酸钙/β-磷酸三钙多孔颗粒型复合人工骨的制 备。在步骤(2)中，在浓度为10～30％的CaSO₄·2H₂O悬浮液中加入转晶剂，所述转 晶剂为硫酸铝与柠檬酸纳复合，占CaSO₄·2H₂O的0.5wt％；所述硫酸铝与柠檬酸纳之比 为50wt％～60wt％∶40wt％～50wt％。本发明实验表明，转晶剂的掺量对α-CSH性能有重 要影响。本实验使用自行配制的转晶剂，用柠檬酸钠、硫酸铝按一定的比例混合。蒸压 时分别加入不同配比的转晶剂进行试验，探讨转晶剂比例对α-CSH形貌的影响。不同 配比转晶剂下的实验结果可以看出：转晶剂硫酸铝与柠檬酸纳复合比例为60wt％∶ 40wt％和50wt％∶50wt％时，合成的α-CSH晶粒形貌为短柱状，且分布较均匀。且转 晶剂复合比例为60wt％∶40wt％时，制备的α-CSH晶粒尺寸较大，约为30μm～50μm， 而转晶剂复合比例为50wt％∶50wt％时，制备的α-CSH晶粒尺寸约为20μm～40μm， 效果最佳。

所述步骤(1)制备具有天然孔隙结构的β-磷酸三钙颗粒的具体方法为：采用异种 或异体松质骨脱去有机成分后在高温煅烧炉中初步煅烧，升温速率10℃/分，800℃煅烧 3小时；将煅烧后骨块取出后浸泡于(NH₄)₂H_PO₄溶液中24小时，去除多余液体，取出 材料再次50℃烘干4天；将烘干后的材料放于高温煅烧炉中煅烧，升温速率5～10℃/分， 1100℃煅烧1小时，缓慢冷却至室温后流水冲洗3小时，去离子水漂洗2次，50℃烘干 4天。

所述(NH₄)₂H_PO₄的浓度为0.6M～1.2M最佳。

上述制备方法中异种或异体松质骨脱去有机成分的具体方法为：取健康牛股骨股骨 头和股骨远端松质骨，经流水冲洗、氢氧化钠、双氧水溶液浸泡去细胞、脱脂处理后用 蒸馏水漂洗干净，蒸馏水煮沸10小时，再次流水冲洗3小时，去离子水漂洗2次， 70％-100％梯度酒精脱水，然后50℃烘干4天。

本发明提供一种α-半水硫酸钙/β-磷酸三钙多孔颗粒型复合人工骨，其是上述方法制 备而成的。本发明α-半水硫酸钙/β-磷酸三钙多孔颗粒型复合人工骨结构为β-磷酸三钙 多孔颗粒表面和孔隙内部长成α-半水硫酸钙长柱状晶体。

本发明α-半水硫酸钙/β-磷酸三钙多孔颗粒型复合人工骨具有多种用途，其是骨传导 和骨诱导活性物质的良好载体，因此，本发明可以作为载体复合DBM和BMP进行修 复骨损伤，或复合抗生素或者化疗药物治疗开放性复杂战创伤和各种原因引起的骨髓炎 或骨肿瘤。

具体复合方法是直接在复合人工骨中添加DBM、BMP、抗生素或者化疗药物，具 有自固化性能，可以直接通过特制的注射器械进行注射使用，加入其它常规药物学载体 可以提高其注射性能，获得更好的注射操作性能。

本发明的优点及有益效果是：

1、本发明原材料异种或异体松质骨方便可得，并能保证合成的α-CSH/β-TCP复合 骨颗粒具有天然的骨孔隙结构。

2、以β-TCP多孔颗粒为异相形核剂，在水热合成α-CSH的同时直接对β-TCP多孔 颗粒表面空隙结构进行改性，使得制备工艺更加简单，可有效缩短制备周期，提高制备 效率。

3、可以通过调节CaSO₄·2H₂O溶液的浓度，以及β-TCP多孔颗粒的数量，以及水 热合成时间，有效控制颗粒型复合人工骨α-CSH与β-TCP两相的比例，从而控制复合 骨颗粒的孔隙结构(孔尺寸、孔径分布、孔隙连通性)，同时保证复合人工骨的原位固化 性能和降解性能，最终获得具有自固化性能、降解可控、具有一定生物力学强度的复合 人工骨。

4、本发明方法制备的α-半水硫酸钙/β-磷酸三钙多孔颗粒型复合人工骨在β-磷 酸三钙颗粒表面形成α-半水硫酸钙粉体层的同时，进入β-磷酸三钙颗粒内部孔隙形 成α-半水硫酸钙长柱状晶体，有效控制了产品的均匀性和β-磷酸三钙颗粒的孔隙率 及孔隙直径，从而提高了复合人工骨的成骨性能和降解性能，进一步提高了产品质量。

下面结合具体实施方式对本发明作进一步说明，本发明的实施方式并不限于此，凡 是根据本发明公开的内容或原理，实施的任何本领域的等同替换，均属于本发明的保护 范围。

附图说明

图1800℃锻烧牛松质骨的XRD图谱；

图21000℃锻烧浸泡于0.50mol·L-1NH4H2PO4溶液牛松质骨XRD图谱 (HAP-◆，β-TCP-)；

图3二水硫酸钙与α-CSH(A)、液相水与气相水(B)的压力温度平衡曲线图

图4α-CSH粉体的XRD图谱；

图5水热合成制备的新型复合人工骨颗粒；

图6水热复合前β-TCP的多孔复合骨结构和水热复合后的多孔复合人工骨；

图7水热复合后生物骨的XRD图谱；

图8多孔β-TCP颗粒检测结果：A，可见制备材料的孔隙结果；B，大孔放大后图 像；C，放大后可见孔壁的微孔结构；D，XRD检测结果；

图9沉积大量α-CSH粉体人工骨孔隙和沉积少量α-CSH粉体的人工骨孔隙；

图10α-CSH/β-TCP复合人工骨XRD图谱；

图11复合人工骨体外降解；

图12脊柱融合动物模型；

图13脊柱右侧植入自固化可吸收复合人工骨；

图14植入脊柱后外侧12周钼靶X线照相；

图15植入脊柱后外侧12周Micro-CT显示植入材料与脊柱融合为一体；

图16植入脊柱后外侧12周组织学检测显示新生骨长入材料内部；

图17植入脊柱后外侧12周四环素标记可见新生骨形成；

图18左为COB1材料植入即刻外观图；中为术后4周材料降解图；右为术后8周 材料降解图；

图19左为COB1材料术后12周材料降解图；右为术后16周材料降解图；

图20左为COB2材料植入即刻外观图；中为术后4周材料降解图；右为术后8周 材料降解图；

图21左为COB2术后12周材料降解图；右为术后16周材料降解图；

图22左为COB3材料植入即刻外观图；中为术后4周材料降解图；右为术后8周 材料降解图；

图23左为COB3术后12周材料降解图；右为术后16周材料降解图。

具体实施方式

实施例1α-半水硫酸钙/β-磷酸三钙多孔颗粒型复合人工骨的制备

(1)取健康牛股骨并剔除其表面软组织，使用内径为8mm的环钻钻取股骨头和股 骨远端松质骨，所得骨块大小约8×12mm圆柱形，经流水冲洗、氢氧化钠、双氧水溶液 浸泡等去细胞、脱脂处理后用蒸馏水漂洗干净，蒸馏水煮沸10小时，再次流水冲洗3 小时，去离子水漂洗2次，70％-100％梯度酒精脱水，然后50℃烘干4天。将经过上述 处理的材料放在高温煅烧炉中初步煅烧，升温速率10℃/分，800℃煅烧3小时。将煅烧 后骨块取出后浸泡于1M的(NH₄)₂HPO₄溶液中24小时，去除多余液体，取出材料再 次50℃烘干4天。将烘干后的材料放于高温煅烧炉中煅烧，升温速率5℃/分，1100℃煅 烧1小时，缓慢冷却至室温后流水冲洗3小时，去离子水漂洗2次，50℃烘干4天即可 制备近单相β-TCP多孔颗粒，其大孔孔径200～600μm，孔壁具有直径1μm左右的微孔 结构。

(2)使用分析纯CaSO₄·2H₂O配置浓度为20wt％的悬浮溶液，并加入转晶剂，转 晶剂为硫酸铝(分析纯，北京化学试剂公司)与柠檬酸纳(分析纯，北京化学试剂公司) 复合，占CaSO₄·2H₂O的0.5wt％；所述硫酸铝与柠檬酸纳之比为50wt％～60wt％∶ 40wt％～50wt％。然后将β-TCP多孔颗粒置于其中。然后将二者放置在密闭的蒸汽压力 釜内，压力釜内的温度控制在135℃，压力控制在0.2MPa。反应7h后，即可在β-TCP 的多孔颗粒表面结晶析出α-CSH。反应结束后，将高压釜内的固液混合物于90℃以上 过滤，并放入120℃的烘箱中烘干，至此改性后的α-CSH/β-TCP多孔复合骨颗粒制备完 成，包装消毒后即可作为植骨材料使用。

对于本发明制备方法的分析：

(1)首先，制备具有天然孔隙结构的β-磷酸三钙颗粒；

将健康异种或异体松质骨经过脱脂、脱水处理后，取在高温炉中直接煅烧，800℃ 条件下3小时，升温速率5～10℃/分，锻烧后的牛松质骨是主相为按化学计量比的羟基 磷灰石(HAP)，如图1所示。

由实验可知，煅烧处理的技术参数对HAP向β-TCP的转变有很大的影响。以松质 骨为原料，经过不同浓度NH₄H₂PO₄溶液的浸泡，及不同温度的煅烧处理，可以获得不 同相组成的材料。在一定温度下，浸泡溶液分解出的HPO₄^2-随浸泡溶液浓度增加而增 加，而HPO₄^2-的增加致使HAP转化成β-TCP的量增加，从XRD图(图1)可以看出， HAP峰强逐渐减弱，β-TCP峰强逐渐增强，与标准羟基磷灰石(HA)和β-TCP的XRD 图谱比较，所制备的近单相β-TCP颗粒XRD在衍射角度2θ上出现的特征衍射峰与标准 β-TCP图谱的特征性衍射峰(主峰2θ＝31.0；次强峰2θ＝27.8，34.5，16.9，53.2峰强依 次减弱)吻合。同时也出现与HA相近的特征性衍射峰(主峰2θ＝31.8，次强峰2θ＝31.2， 31.9，25.9，49.5峰强依次减弱)，但其强度明显弱于β-TCP的特征峰强度，证实所制备 的材料主要成分为β-TCP并含有少量HA，图谱中未发现其他成分特征性衍射峰。

浸泡溶液浓度增加到一定范围，随HPO₄^2-离子消耗，HPO₄^2-离子促使HAP转化成 β-TCP作用越来越弱，同时，NH₄H₂PO₄分解出的H⁺离子浓度提高，促使HAP转化成 Ca₂P₂O₇作用越来越明显，整个体系发生的主要反应是HAP转化成Ca₂P₂O₇。图1表明， 1100℃，0.6M～1.2M时，H⁺促使HAP转化成Ca₂P₂O₇起主要作用，大量HAP转化成 Ca₂P₂O₇，导致β-TCP含量随浓度增加逐渐减少，Ca₂P₂O₇含量逐渐增加。依据以上规 律，制备出了近单相的β-TCP多孔颗粒。XRD检测结果见图2。图谱显示主相为β-TCP， 并含有少量HAP。这是由于β-TCP在潮湿环境中容易吸水转化生成HAP，导致制备的 样品里含有少量HAP。所制备的近单相β-TCP为多孔颗粒，其大孔为200～600μm，孔 壁具有直径1μm左右的微孔结构。

(2)水热合成工艺在β-TCP多孔颗粒表面同步合成α-CSH。

半水硫酸钙存在两相，即α相与β相，它们化学构成相同，但α-CSH的结晶度远 高于β-CSH，使得α型具有更好的可塑性和更高的强度。二者的形成条件也存在差异， 在125～180℃干燥空气条件下，二水硫酸钙转变为β-CSH，在105～135℃饱和蒸汽和 水介质中，二水硫酸钙转变为α-CSH，这一结论可以从图3得到证实。

从图3可知，二水硫酸钙与α-CSH的平衡曲线(A)非常接近于液相水与气相水 的平衡曲线(B)，这两条曲线在接近100℃时相交。如果在大于1个大气压的压力锅内 二水硫酸钙在液相溶解-再结晶，就形成了α-CSH。曲线上1、2、3、4点的脱水周期，完 全在液相中完成，能形成结晶良好的α-CSH。相反，在低于个大气压下，二水硫酸钙 中的水就以干蒸汽状态蒸发，从而生成微观晶体呈松散聚集的微孔隙固体，这就是β 型半水石膏。

因此，水热合成的条件就基本确定为：将二水硫酸钙粉末与去离子水混合，浆料固 含量：15wt％，置于密闭的压力容器内，同时加一定量的转晶剂，转晶剂采用硫酸铝与 柠檬酸纳复合，占石膏量的0.5wt％；在100～120℃的温度和0.1～0.15MPa的压力下， 使二水硫酸钙溶解再结晶形成α-CSH，然后快速取出，用沸水过滤后，放入鼓风干燥 箱内恒温干燥4～6小时，即得到α-CSH粉体。本发明确定水热法合成α-半水硫酸钙 的最佳工艺参数下，在水热合成釜中稳定制备出α-CSH粉体，经X射线衍射分析(XRD) 为纯相的α-CSH粉体，如图4所示；

由于锻烧后的牛松质骨是多孔结构的物质，能够起到沸石的作用，因此在两相物质 的水热复合过程中，反应状态平稳，没有出现溶液暴沸的现象。以近单相β-TCP的多孔 颗粒为异相形核剂，采用水热合成α-CSH的同时直接对β-TCP多孔颗粒表面空隙结构 进行改性。将制备好的近单相β-TCP多孔颗粒置于密闭蒸汽压力釜内的CaSO₄·2H₂O溶 液中，按照70wt％α-CSH+30wt％β-TCP、50wt％α-CSH+50wt％β-TCP、30wt％α -CSH+70wt％β-TCP等不同配比，α-CSH在β-TCP多孔颗粒表面形核、长大，直接制 备α-CSH/β-TCP复合人工骨。得到的复合物中，除将多孔β-TCP包覆后，新型复合人 工骨如图5和图6所示。其中可通过在10-30％wt％调节CaSO₄·2H₂O溶液的浓度以及 β-TCP多孔颗粒的数量，控制颗粒型复合人工骨的孔隙结构，获得大孔直径100～300μm， 孔壁具有微孔结构的颗粒型复合人工骨，并使孔隙表面生成的α-CSH长成长柱状晶体， 以利于在其降解后骨组织再生。将这种人工骨磨碎后进行X射线衍射分析(XRD)，结 果显示复合后的多孔生物骨材料为α-CSH、β-TCP及Ca₁₀(PO₄)₆(OH)₂(羟基磷灰石) 三相的复合材料，如图7所示。

实施例2：理化性质和指标检测

对新产品进行检测，提供检测结果和照片，证明实现了发明目的。

将实施例1制备的单相β-TCP多孔颗粒分别进行扫描电镜、X线衍射(XRD)、孔 隙率和生物力学检测。扫描电镜低倍镜下(×40)可见所得材料为蜂窝状多孔结构，保 留天然松质骨的多孔状空间结构，孔径和孔隙率与松质骨相似，大孔孔径大小在 50-600um之间，在高倍镜下(×3000)可见材料大孔孔壁上密布微孔结构，大小在1um左 右，孔隙间连通性良好，如图8所示。与标准β-TCP的JCDS卡片对照，β-TCP多孔颗 粒的XRD在衍射角度2θ上出现的特征衍射峰(主峰2θ＝31.0；次强峰2θ＝27.8，34.5， 16.9，53.2峰强依次减弱)，同时衍射图谱中也出现了与标准HA衍射图谱相近的特征性 衍射峰，但其特征峰强度明显弱于β-TCP的特征峰的强度，图谱中未发现其他成分特征 性衍射峰，如图8所示。压汞仪测定制备材料的孔隙率为57.63％，表现为双峰曲线，其 中前一个峰为材料中大孔的孔隙情况，孔径为403143.3nm-58433.5nm，第二个峰表现为 材料本身的微孔结构所表现的孔隙情况，孔径大小为552.5-77.1nm。生物力学实验机测 定近单相β-TCP多孔材料试件的抗压强度压缩强度为4.47±0.63MPa。

将实施例1制备的α-CSH/β-TCP复合人工骨分别进行扫描电镜、XRD和生物力学 检测。扫描电镜下可见在β-TCP多孔颗粒表面和孔隙内部长成大量α-CSH长柱状晶体， 如图9所示，XRD可同时看到α-CSH和β-TCP的波峰，如图10所示。根据α-CSH含 量不同，α-CSH/β-TCP复合人工骨加水固化后的压缩强度高低不同，生物力学实验机测 定α-CSH/β-TCP复合人工骨试件的抗压强度压缩强度在3MPa-10MPa之间。

实施例3：体外和体内降解实验

将实施例1制备的α-CSH/β-TCP复合人工骨制备大小为12×8mm的标准，放置于 初始pH值为7.4的模拟体液中，在37℃温箱中恒温保存，不换液，第1周每天测量一次， 之后的每一周以pH值测定仪测量一次浸泡液的pH值，直至pH值恒定，不再变化为止。 的然后将上述试件分别放置于初始pH值为7.4的50ml SBF溶液中，放置于37℃温箱 中，恒温保存，每隔2天换液一次，每次换液30ml；于4w、8w、12w、16周试件干燥 至恒重后测量其残重(Wr)，计算材料体外降解率W％＝[100(Wo-Wr)/Wo]。

α-CSH/β-TCP复合人工骨降解过程中，pH值随降解时间延长逐渐降低，由初始时 的7.4逐渐降低至5周时的5.52，前两周变化较大，之后仅轻微降低，基本稳定在5.48 左右。在模拟体液下降解中，复合人工骨的质量均随时间增加不断降低，降解随着时间 推移，降解速度逐渐减慢。复合材料中，随着α-CSH含量增加，降解速度也随之增加。 复合人工骨在16周时降解了约27.7％～42.4％左右，如图11所示。

健康新西兰大白兔48只，雌雄不限，体重2.5-3.0Kg，以速眠新II号1.5ml+氯胺 酮2ml混合，按照0.2ml/kg体重行肌肉注射麻醉，麻醉生效后后取仰卧位，四肢固定稳 妥后，触摸外侧股骨髁部，划线做标记，碘伏消毒，铺无菌洞巾，在外侧股骨髁部中点 处做垂直纵行切口，长约3cm，依次切开皮肤、皮下、深筋膜及关节囊暴露股骨外侧及 外侧半月板外缘。距股骨远端关节面4mm处，用实心钻(外径2mm及5mm)与关节 面平行由外向内钻孔，深度为12mm。造成直径5mm×深12mm的骨缺损孔洞。按实验 材料β-TCP/α-CSH不同质量比(7∶3，5∶5，3∶7分别为COB1，COB2，COB3)分 别植入不同编号的动物的骨缺损模型中。把各时间点组标本用Micro CT扫描，采用 Microview V2.1.2三维重建处理软件进行三维重建，利用系统自带软件(ABA专用骨 骼分析软件)，根据初始材料扫描重建后测定材料的平均Hu值而设定材料的目标分割值 (COB1：2330Hu，COB2：2039Hu，COB3：2419Hu，α-CSH：1395Hu，TCP：904Hu)， 计算残余材料体积百分数(Residual Materials Volume Fraction，RMVF)作为残余材料占 骨缺损总面积的百分比，以反映材料的降解性。

COB 1组：图18左为COB1材料植入即刻外观图。比较可以看出，在术后4周时， 可见植入材料边缘开始降解，植入材料周边已经变得不规则，植入材料的降解率为 17.80％(图18中)；8周后，材料周围及中央都有降解，材料出现裂隙，降解率为31.60％ (附图18右)；12周后，材料进一步降解，降解率为44.81％(图19左)；术后16周， 材料大部分已经降解，材料碎裂，降解率为66.42％(图19右)。

COB 2组：图20左为COB2材料植入即刻外观图。在术后4周时，材料周围及部 分中央开始降解，降解率为21.37％(图20中)；8周后，材料外周及中央均有降解，降 解率为36.49％(图20右)；12周后，材料进一步降解，降解率为47.37％(图21左)； 术后16周，材料大部分已经降解，材料碎裂，降解率为73.75％(图21右)。

COB 3组：图22左为COB3材料植入即刻外观图。在术后4周时，材料外周开始 降解，植入材料周边变得不规则，降解率为22.71％(图22中)；8周后，材料外周及 中央均开始降解，材料出现裂隙，降解率为40.02％(图22右)；12周后，材料进一 步降解，降解率为59.48％(图23左)；术后16周，材料大部分已经降解，材料碎裂， 降解率为82.32％(图23右)。

实施例4：动物实验

新产品用于动物实验，以证明具有发明所要达到的效果。

健康新西兰大白兔36只，雄性，体重2.5-3.0Kg，以速眠新II号1.5ml+氯胺酮2ml 混合后按照0.2ml/kg体重肌肉注射麻醉后备皮，碘伏消毒、铺巾，自胸4至胸8棘突水 平取背部正中切口，逐层切开皮肤、皮下组织，沿棘突两侧剥离显露椎板、横突至横突 末端，咬骨钳咬下胸椎棘突备用，磨钻磨除椎板及横突皮质，磨除上、下关节突关节。 以右侧椎板及横突间植入自固化可吸收复合人工骨作为实验组，左侧取咬除的棘突及椎 板皮质作为自体骨行椎板及横突间植骨融合作为对照组，如图12和图13所示。

动物处死后观察植入材料周围组织无红肿、充血等炎性反应，证实该材料生物相容 性良好。4周时可见材料外形轮廓尚完整，材料与骨组织间界限尚清晰，材料密度仍高 于周围正常骨组织，植入材料内可见孔隙结构。8周时可见材料周围新骨形成，材料被 新生骨及表面纤维组织包绕，仅在部分区域表面可见植骨材料，材料自植骨床剥离较为 困难；材料的密度明显减低，接近周围正常的骨组织，材料的外形轮廓难以分清，可见 新生的骨组织长入孔隙内部。12周时材料植入部位可见大量新骨形成，难以自植骨床剥 离，融合节段僵硬如一体；材料的密度进一步降低，与周围正常骨组织密度相同，植入 材料的外形已经无法分辨，仅在材料的中心部位可见少量残留的植入物，植入材料大部 分被新生骨组织替代。如图14、图15、图16和图17所示，经过钼靶照相、Micro-CT、 组织学和四环素标记可以观察到植入材料逐渐降解，被自体骨爬行替代，逐渐与与自体 骨融合为一体，脊柱骨性融合。