蓖麻油(CO), 1,4-丁二醇(BDO), 聚乙二醇(PEG400)购自成都科龙试剂厂; 异佛尔酮二异氰酸酯(IPDI), 甘油(GO)购自上海阿拉丁试剂有限公司, 均为分析纯。图1为聚氨酯聚合反应示意图及反应中各成分的分子结构。

图1

Fig. 1

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	图1 聚氨酯聚合反应示意图Fig. 1 Synthetic scheme of polyurethane

将按比例配制的十二水磷酸钠溶液逐渐滴入四水硝酸钙溶液(含2wt%的表面分散剂PEG400)中, 控制pH在8~10之间, 70℃下快速搅拌。室温陈化, 取悬浊液冷冻干燥, 得到n-HA超细粉末。采用自制浆料通过喷雾干燥获得微米羟基磷灰石粉末(micro- hydroxyapatite, μ-HA)。同时制备羟值增大的醇化蓖麻油(Alcoholized castor oil, ACO)^{[ 14]}。

HA/聚氨酯复合支架材料在原位聚合的过程中由气体自发泡法制备而成^{[ 10]}。将醇化蓖麻油ACO加入三颈瓶, 置于油浴锅升温至70℃, 氮气保护下维持一定的机械搅拌强度, 加入配比量(40wt%)的HA粉末, 让HA与醇化蓖麻油充分混合。而后逐步滴加IPDI, 醇化蓖麻油与IPDI的单体质量比为1:1, 反应得HA/聚氨酯(hydroxyapatite/polyurethane, HA/PU)复合材料预聚物; 然后加入扩链剂BDO继续反应一定时间, 加适量的发泡剂水, 出料熟化发泡, 熟化温度为110 ℃, 洗涤烘干得到多孔的HA/PU复合材料。不同成分的复合支架材料缩写如表1所示。

表1

Table 1

表1(Table 1)

表1 不同成分的复合支架材料缩写 Table 1 The abbreviation of composite scaffolds synthesized with different components Non-alcoholized castor oil (CO) Alcoholized castor oil (ACO) Micro-hydroxyapatite (μ-HA) μ-HA/CO-PU μ-HA/ACO-PU Nano-hydroxyapatite (n-HA) n-HA/CO-PU n-HA/ACO-PU

表1 不同成分的复合支架材料缩写 Table 1 The abbreviation of composite scaffolds synthesized with different components

采用扫描电子显微镜(SEM, JSM-6500LV, Jeol, Japan)观察支架材料的形貌和孔径大小, 能谱分析(EDS, Oxford, UK)测定表面元素的成分; 傅里叶红外光谱(FTIR, Nicolet 6700, USA)分析材料官能团的位置和强度变化; X射线衍射(XRD, 中国丹东方圆公司DX型)分析复合材料中无机粒子的相成分和晶粒度; 根据ASTM D695-96标准, 采用Reger-3050型(岛津国际贸易上海有限公司)力学试验机测试复合支架材料的抗压模量和压缩强度。羟值的测定方法参照SN/T 0801.20-1999标准。

采用水浸渍法测定孔隙率: 取干燥样品, 测量体积为 V, 称重( W₁); 然后浸入去离子水(密度 ρ)中直至充盈浸透, 取湿样称重( W₂), 由下述公式(1)计算孔隙率 P。

(1)

图2显示, 羟基磷灰石/聚氨酯复合支架材料有大量贯穿的孔, 孔形为球形或椭球形。对比观察支架的孔隙结构可见, 未醇化改性的蓖麻油基复合支架材料中, 无论μ-HA/CO-PU(图2(a))还是n-HA/ CO-PU(图2(c)), 以大孔为主, 且孔径大小分布不均。这是因为未醇化的蓖麻油含有大量的脂肪酸长链, 网络结构松散, 体系黏度较小, 生成的气泡会快速合并, 致使部分孔径增大^{[ 15]}。依据SN/T 0801.20-1999标准对羟值的测定结果表明, 醇化前后蓖麻油的羟值分别为159和291 mg KOH/g。当醇化后的ACO软段链引入聚合物支架时, 使用μ-HA和n-HA作为支架填料的复合支架其形貌存在很大不同。μ-HA/ACO-PU(图2(b))中, 孔径大小差别很大; 而n-HA/ACO-PU中, 孔径分布相对更为均匀, 集中在200~600 μm, 孔形貌较规则且存在较多贯通孔。

图2

Fig. 2

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	图2 聚氨酯多孔复合支架材料的SEM照片Fig. 2 SEM micrographs of polyurethane porous composite scaffolds(a) μ-HA/CO-PU; (b) μ-HA/ACO-PU; (c) n-HA/CO-PU; (d) n-HA/ACO-PU

由于复合材料体系的粘度随HA颗粒尺寸不同而变化, 导致复合材料成孔的状况发生了变化。合成过程中添加了表面改性剂的HA, 在冻干制备过程中得到的颗粒团聚体为软团聚, 易于在复合过程中的强搅拌作用下细化分散为纳米级粒子。n-HA颗粒极小, 能很好地渗入聚合物基质, 填充可用的空间, 由颗粒细化比表面积增加所导致的粘流活化能(flow activation energy)增加是复合体系表面粘度增大的主要原因^{[ 16]}, 生成的CO₂不易快速逸出体系, 同时阻碍了气泡的合并, 因而导致孔径较小且均匀(图2(d)); 同时, 无机颗粒作为气泡的成核点, 相同质量分数的n-HA颗粒数目多, 成核位点多, 导致孔数目增多, 孔径相应减小。对于加入相同颗粒尺寸HA的甘油改性蓖麻油基聚氨酯复合材料, 由于引入了高活性位点的伯羟基^{[ 17]}, 体系交联度增加, 粘度增大, 也使得孔径相应地变小。因此, 复合易分散的软团聚纳米无机颗粒, 增加聚合物基质的活性基团, 通过体系粘度的变化控制成孔性, 可制备分布更均匀的多孔结构。

聚氨酯复合支架材料的孔隙率随加入HA颗粒尺寸的减小而减小(见表4), 与SEM的结果相一致。由于n-HA颗粒小, 醇化的蓖麻油基聚氨酯的极性大, 无机-有机相的相容性增大, 体系粘度增大, 孔长大的机会减小, 故而孔隙率有所降低。同样的变化也发生在纳米和微米磷灰石复合于poly(L-lactide acid)支架的制备中^{[ 18]}。

图3显示, 微米HA颗粒呈球状, 其大小在5~15 μm左右(图3(a))。形成复合材料后, 其与聚氨酯基质间存在大量间隙且很多颗粒离散存在(图3(b),(c))。而n-HA颗粒呈短棒状, 尺寸在纳米级范畴(图3(d))。n-HA与聚氨酯基质结合紧密(图3(e), (f)),表明n-HA颗粒与有机PU相的相容性很好。因此, 采用纳米级羟基磷灰石制备的聚氨酯复合支架材料, 可实现HA在聚氨酯基质内更均匀地分布; 两相界面的相互作用即结合能力增大, 其紧密结合将使复合材料稳定性和力学性能得到提高。n-HA颗粒能更好地联接在基质材料上, 这为组织细胞的黏附提供了类似胞外环境的基质条件, 更有利于骨组织的再生修复。

图3

Fig. 3

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	图3 HA和聚氨酯多孔复合支架材料界面的SEM照片Fig. 3 SEM images of hydroxyapatite and polyurethane composite scaffolds(a) μ-HA; (b) μ-HA/CO-PU; (c) μ-HA/ACO-PU; (d) n-HA; (e) n-HA/CO-PU; (f) n-HA/ACO-PU

对n-HA/ACO-PU复合材料表面进行了能谱分析, 如图4所示。分析结果显示, 复合材料的 n(Ca)/ n(P)摩尔比接近1.67(62.55at%/37.45at%), 表明n-HA与聚氨酯相混容过程中, 其化学成分并未发生变化, 与人体自然骨中HA晶体的 n(Ca)/ n(P)比一致。

图4

Fig. 4

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	图4 n-HA/ACO-PU复合材料的能谱分析图Fig. 4 EDS spectrum of n-HA/ACO-PU composite

图5为含不同颗粒尺寸HA和不同软段蓖麻油多元醇的HA/PU复合材料的红外光谱图。由图可见, 在3570 cm^-1处, 羟基峰强度和波数随着蓖麻油的醇化和HA颗粒尺寸的减小而降低(见表2), 表明蓖麻油的醇化增加了聚氨酯分子的极性, 易于与具有高表面活性的n-HA的羟基(-OH)形成较强的缔合氢键, 使得暴露在材料表面的羟基减少。1747 cm^-1附近的峰是PU中羰基双键(C=O)的伸缩振动峰^{[ 19]}, 它是由IPDI中的-NCO与蓖麻油的-OH基团相互作用形成的。微米复合材料的C=O双键伸缩振动峰发生位移, 出现在1747.22 cm^-1; 相比之下, n-HA/CO-PU复合材料的该特征吸收峰出现在1747.27 cm^-1, 并没有明显不同。然而, n-HA/ACO-PU复合材料在此并未出现明显的特征峰, 这可能是极性较大的醇化蓖麻油基聚氨酯大分子与n-HA相容性较好, 无机-有机界面和聚氨酯软、硬段分子内形成大量的氢键(-OH…C=O和-NH…C=O), 致使自由羰基减少或消失。1720 cm^-1处为氢键化的氨基甲酸酯伸缩振动峰, n-HA/ACO-PU的峰较宽, 表明氢键化程度较高, 由此可以推测, 醇化蓖麻油基聚氨酯的活性基团与表面改性n-HA之间形成了良好的相互作用力, 如丰富的氢键和化学偶联以及静电作用, 实现了更稳定的紧密结合。1650 cm^-1附近的特征峰表明有脲基的形成。从羟基、氨基甲酸酯、氨基弯曲振动的特征峰移向低波数和谱峰变宽得知, 表面改性n-HA和醇化蓖麻油基聚氨酯基体分子间形成了大量的缔合氢键, 这增加了无机-有机界面的结合强度, 将使复合材料的力学性能得到增强, 且无机-有机界面较强的相互作用使HA颗粒得以牢固嵌入和附着在PU基质上, 稳定的界面作用有利于细胞的黏附增殖^{[ 20]}, 交联网络中的n-HA比μ-HA将更适合骨细胞的代谢和生长。

图5

Fig. 5

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	图5 HA/PU复合支架材料的红外光谱图Fig. 5 FT-IR spectra of HA/PU composites(a) μ-HA/CO-PU; (b) μ-HA/ACO-PU; (c) n-HA/CO-PU; (d) n-HA/ACO-PU

表2

Table 2

表2(Table 2)

表2 复合材料的红外特征谱峰 Table 2 FT IR characteristic peaks of HA/PU composites Characteristic peak/cm-1 OH C=O NH μ-HA/CO-PU 3571.24 1747.22 1722.29 1656.58 1553.94 μ-HA/ACO-PU 3570.46 1747.22 1724.36 1654.65 1551.10 n-HA/CO-PU 3569.65 1747.27 1720.22 1652.72 1557.74 n-HA/ACO-PU 3567.72 - 1725.04 1662.36 1549.54

表2 复合材料的红外特征谱峰 Table 2 FT IR characteristic peaks of HA/PU composites

从图6可以看出, 微米复合材料的衍射峰与HA的特征峰位置相一致, 晶体结构无变化, 但呈现强度弱化现象。这是由于聚氨酯三维有机网络对HA形成了包覆, 使HA的衍射峰强度被遮挡, 同时由于无机-有机相界面存在氢键和静电相互作用, 也造成衍射峰强度降低。

图6

Fig. 6

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	图6 μ-HA和微米复合材料的XRD图谱Fig. 6 XRD patterns of μ-HA powder and HA/PU composites(a) μ-HA; (b) μ-HA/CO-PU; (c) μ-HA/ACO-PU

与醇化的蓖麻油基聚氨酯微米复合材料相比较(图6(c)), 图6(b)显示未醇化的蓖麻油基聚氨酯微米复合材料的无机相和有机相的结晶峰均较强, 尤其聚合物晶峰显著(2 θ=18°左右)。说明聚合物相在该区域内独立成晶, 受无机颗粒影响弱, 两相相容性较差。这可能是因为原蓖麻油的仲羟基在第十二个碳原子上, 位于链中间, 较长的脂肪链阻碍了聚合反应, 部分链不在聚合物交联网络结构内, 而是形成侧悬链插入到聚合物分子链之间, 削弱了无机-有机相间和聚合物大分子链间的相互作用力, 且非极性的脂肪酸长链与极性HA相容性不好, 促使大量的μ-HA颗粒离散分布或聚集在一起(如图3(b),(c)所示), 使表面缺少覆盖层的HA颗粒结晶, 衍射峰更易突显, 弱化程度相对较小。

图7为n-HA及其与聚氨酯复合材料的XRD图谱。图7(c)显示n-HA与醇化蓖麻油基聚氨酯ACO-PU复合材料的结晶峰强度相对最弱。这是因为n-HA颗粒粒径小, 比表面积较大, 表面能较高, 表面富含活性的-OH能与聚氨酯端基-NCO反应, 形成一种基于共价键和氢键连接的界面层结构, 扰乱了HA晶体的团聚; 且n-HA颗粒与极性较大的醇化蓖麻油基聚氨酯相容性较好, 有机-无机相的相互作用力增大, 暴露在外的纳米颗粒相对减少, 使HA的结晶峰有所减弱。同时, 因为n-HA颗粒均匀地分散在聚氨酯基体中, 无机-有机界面处形成的大量氢键使得聚氨酯大分子硬段和软段的氢键化程度下降, 并且限制了分子链段的运动, 也使PU晶体生长受阻, 导致PU仅在2 θ=18°附近出现结晶包络峰, 结晶度下降。

图7

Fig. 7

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	图7 n-HA和纳米复合材料的XRD图谱Fig. 7 XRD patterns of n-HA powder and HA/PU composites(a) n-HA; (b) n-HA/CO-PU; (c) n-HA/ACO-PU

由于(002)晶面和(310)晶面分别对应于n-HA晶体长轴和短轴的生长方向, 选取图7(b, c)中(002)和(310)晶面的衍射峰, 通过谢乐公式D=K﹒ λ/(β﹒cos θ)计算晶粒尺寸 D_hkl值: λ为X射线的波长( λ=0.154056 nm), θ为布拉格角, β为半高宽, K为晶粒的形状因子(K=0.89)。

结果如表3所示, 不同软段的聚氨酯纳米复合材料在短轴方向的晶粒尺寸相近, 但n-HA/ ACO-PU在长轴方向的晶粒尺寸降低, 表明n-HA在醇化的蓖麻油基聚氨酯基质内分散性更好。由于醇化CO的羟基摩尔数增加, 与IPDI中过量的-NCO可生成较多的氨基甲酸酯和脲基, 反应残留物减少, 极性较大的脲基与n-HA羟基功能团的氢键化程度增大, 无机-有机相间的相互作用力增强, 无机颗粒间的相互作用力降低, 使得n-HA能均匀地分散在聚氨酯基质中, 不发生明显团聚。

表3

Table 3

表3(Table 3)

表3 通过Scherrer公式从XRD图谱中计算出的晶粒 尺寸 D和晶格参数(nm) Table 3 Lattice parameter and crystal size calculated by Scherrer formula via XRD pattern(nm) Sample Lattice parameter Crystal size/nm a c D(002) D(310) n-HA/ CO-PU 0.9419 0.6883 33.02 11.76 n-HA/ACO-PU 0.9419 0.6883 24.49 13.69

表3 通过Scherrer公式从XRD图谱中计算出的晶粒 尺寸 D和晶格参数(nm) Table 3 Lattice parameter and crystal size calculated by Scherrer formula via XRD pattern(nm)

由表4可知, 醇化蓖麻油软段对微米复合支架的压缩强度影响不大, 但模量增加一倍。而醇化改性和纳米无机粒子添加对支架材料性能起协同作用, 醇化蓖麻油基聚氨酯/n-HA复合支架(n-HA为40wt%)的强度和模量均大幅提升, 压缩强度约2倍于改性前的微米复合支架, 模量提高则超过3倍, 分别从(2.23±0.11)和(20.86±2.06) MPa增至(4.27±0.24)和(74.80±8.63) MPa。力学性能测试数据宏观反应了有机/无机两相界面的显著变化, 聚氨酯基体与无机HA颗粒之间界面结合力增加以及两者界面面积的增大都会使力学强度和模量增加。n-HA颗粒粒径小, 比表面积较大, 表面活性高, 容易在界面处发生物理化学反应, 增强两相间界面结合力, 即增强了复合材料体系的微界面结构。同时, n-HA纳米颗粒均匀分散在极性增加的醇化蓖麻油基聚氨酯基体中, 可分散负荷, 推动应力从聚氨酯大分子转移到无机纳米粒子, 延缓了断裂的进程, 从而增大了压缩强度。此外, 压缩强度也与复合材料的孔隙率密切相关。n-HA复合材料的孔隙率越小, 孔壁越厚, 促使体系复合基质的密度所增加, 抗压能力也有所增强。但n-HA/CO-PU的孔隙率最小, 其压缩强度和模量相比微米复合支架却几乎没有提高, 说明孔隙率对n-HA/ACO-PU力学性能大幅提升的作用非常有限。

表4

Table 4

表4(Table 4)

表4 HA/PU多孔复合支架的孔隙率和力学性能 Table 4 Porosity and mechanical properties of HA/PU composite scaffolds Composition Porosity/% Compressive strength/MPa Compressive modulus/MPa μ-HA/CO-PU 63.35±5.14 2.23±0.11 20.86±2.06 μ-HA/ACO-PU 61.46±4.14 2.40±0.16 40.81±4.11 n-HA/CO-PU 54.46±5.68 2.44±0.20 20.71±1.74 n-HA/ACO-PU 57.14±2.02 4.27±0.24 74.80±8.63

表4 HA/PU多孔复合支架的孔隙率和力学性能 Table 4 Porosity and mechanical properties of HA/PU composite scaffolds