羟基磷灰石(Ca₁₀(PO₄)₆(OH)₂, hydroxyapatite, 简称HA) 生物活性陶瓷材料, 是人体牙齿和骨骼的主要无机组成成分。但是, HA的机械性能比较差, 限制了其作为人工植入体在承重部位的应用^{[1, 2]}。医用钛合金具有质轻、比强度高、密度小和耐蚀性能好等优点^[3-5], 在生物医用材料领域得到了广泛的应用。但是钛合金的生物活性差, 植入人体后与骨组织形成机械锁合, 不能诱导新骨的形成。将羟基磷灰石陶瓷涂覆于钛基体上成为生物医用复合材料, 引起了人们广泛的兴趣。制备钛合金基体表面HA涂层的方法, 有激光熔覆法^[6]、等离子喷涂法^[7]、溶胶-凝胶法^[8]、电化学法^[9]、微弧氧化法^[10]、仿生溶液生长法^[11]等。水热电化学法, 是一种结合电化学沉积和水热法制备HA涂层的新方法, 在高压密闭反应釜中进行。将电解液加热至100℃-200℃, 在恒温条件下进行的电化学反应, 可在形状复杂的钛基体上制备致密均匀的陶瓷涂层, 能有效提高涂层的结晶度^[12]。但是HA涂层与金属基体之间存在热膨胀系数差异, 导致在涂层与基体界面产生应力集中, 造成涂层从基体剥落。如果在HA涂层中加入TiO₂制备复合涂层, 则可降低涂层与基体间的热膨胀系数, 提高涂层材料的力学性能^[13]。

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图1   钛合金在不同电压下阳极氧化10 min后的XRD图谱

Fig 1   XRD patterns of Ti6Al4V substrates subjected to anodic oxidation for 10 min at 90 V (a), 100 V(b), 110 V (c), 120 V (d), 130 V (e) and 140 V (f)

Yang等^[14]和Cui等^[15]发现, 钛合金表面经不同阳极电压氧化后出现三维结构的孔洞, 这种多孔结构可诱导羟基磷灰石的形成。本文用不同的阳极氧化电压对Ti6Al4V合金进行改性处理, 并用水热电化学沉积工艺在改性处理的基体表面制备HA-TiO₂复合涂层, 研究阳极电压对基体表面的物相、形貌、润湿性和粗糙度的影响, 以及阳极电压对HA的物相、形貌及生物活性的影响。

1 实验方法

1.1 Ti6Al4V合金表面的阳极氧化

实验用Ti6Al4V合金板基片试样的尺寸为25 mm×25 mm×3 mm, 用200#、400#、600#、800#的砂纸将其表面打磨, 然后依次用丙酮、酒精、去离子水超声波充分清洗。

使用SW171500SL型直流稳压电源(0-150 V)进行阳极氧化。将试样置于0.5 mol/L的H₂SO₄溶液中, 阴极为不锈钢, 试样为阳极, 分别在90 V, 100 V, 110 V, 120 V, 130 V, 140 V的稳定电压下氧化10 min, 取出后经去离子水冲洗, 然后放置在干燥箱中备用。实验在室温下进行, 两电极平衡放置, 距离为4 cm。采用磁力搅拌以促进体系散热, 以保证电解液温度和成分均匀。

1.2 水热电化学沉积HA-TiO₂复合涂层

将1.58 g CaCl₂、1.943 g K₂HPO₄3H₂O和8.05 g NaCl溶于1 L去离子水配制成电解液, 控制溶液的n(Ca): n(P)=1.67。以阳极氧化后的Ti6Al4V合金试样做为阴极, 铂片为阳极, 置于高压反应釜中。沉积温度为120℃, 采用恒电流模式, 电流密度为1.25 mA/cm², 通电2 h, 釜内的搅拌转速为100 r/min。于是, 得到HA-TiO₂复合涂层。

1.3 模拟体液实验

将一定质量的NaCl、NaHCO₃、KCl、K₂HPO₄3H₂O、MgCl₂6H₂O、1 mol/L HCl、CaCl₂、Na₂SO₄和(CH₂OH)₃CNH₂溶于去离子水中, 配制成模拟体液(SBF)^[16]。将经水热电化学沉积的Ti6Al4V合金试样用去离子水充分冲洗, 干燥后放置在36.5℃的SBF中, 6 d后取样。

1.4 样品的性能及表征

用JC2000A型接触角/界面张力测量仪测量阳极氧化后试样表面与SBF的接触角; 用TAYLOR HOBOSN粗糙度轮廓仪测量阳极氧化后试样表面的粗糙度。用D8 ADVANCED型X射线衍射仪(XRD)分析物相结构组成, 测试参数: 管压40 kV, 管流40 mA, 铜靶(λ=0.15406 nm), 扫描速度4°/min, 扫描范围20°-60 °。用QUANTAN450型场发射扫描电子显微镜(SEM)观察阳极氧化试样, 以及HA-TiO₂复合涂层及模拟体液浸泡的试样的微观组织形貌。采用KBr压片法, 用BRUKER V-70傅里叶红外光谱仪测定SBF浸泡后试样中羟基、磷酸根和碳酸根的振动光谱。

2 结果和讨论

2.1 阳极氧化后试样的物相和表面形貌

2.1.1 阳极氧化后试样的物相分析

图1给出了钛合金在0.5 mol/L的H₂SO₄溶液, 90 V-140 V的不同阳极电压下阳极氧化10 min的XRD图谱。可以看出, 电压低于100 V时并未出现明显的TiO₂衍射峰, 但是在SEM照片(图2)中已观察到基体表面微小的孔洞。其原因可能是在低电压下多孔膜数目较少, 孔洞较小, 得到的膜层很薄; 电压达到110 V时, 在2θ=25 °左右出现锐钛矿型TiO₂的衍射峰, 在2θ=27°-28°出现(110)晶面的金红石型TiO₂的峰, 随后又出现(101)、(111)、(210)、(211)、(220)晶面的金红石型TiO₂的峰。随着电压的继续增加, 金红石型TiO₂和锐钛矿型TiO₂的衍射峰均有所增强; 电压高于120 V时膜层中金红石型TiO₂衍射峰继续增强, 而锐钛矿型TiO₂衍射峰强度稍有减小。其原因是金红石型TiO₂是热力学上稳定态, 锐钛矿型TiO₂是热力学上亚稳态^[17]。电压较高时试样附近溶液温度高, 金红石型TiO₂在较高温度下更容易形核, 为金红石型TiO₂的生成提供了条件。

Ti6Al4V合金经阳极氧化处理后在其表面形成TiO₂多孔膜, TiO₂多孔膜在模拟体液中可形成Ti-OH基团^[18], 可诱导HA在其表面形核。研究表明^[19], 金红石型TiO₂(101)晶面和锐钛矿型TiO₂(110)晶面均能与HA(002)晶面形成晶格匹配结构, 这两种不同晶型的TiO₂与HA的晶格匹配均能加速HA晶体的生长, 但是锐钛矿型TiO₂更有利于羟基磷灰石的生成及细胞的附着与生长。这不仅与HA的晶格匹配结构有关, 更因为其本身具有的较高的酸度和较低的表面能, 可使钛基体表面产生大量的Ti-OH基团。同时, TiO₂多孔膜有利于改善涂层与基体间热膨胀系数差异, 从而提高二者的结合强度^[20]。

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图2   钛合金在不同电压下阳极氧化10 min的SEM像

Fig.2   SEM micrographs of Ti6Al4V substrates subjected to anodic oxidation for 10 min at 90 V (a), 100 V (b), 110 V (c), 120 V (d), 130 V (e) and 140 V (f)

2.1.2 阳极氧化后试样的微观形貌

图2给出了钛合金基体在0.5 mol/L的H₂SO₄溶液, 90 V-140 V的不同阳极电压下阳极氧化10 min的SEM微观形貌图。从图2可见, 在基体表面出现了三维结构的孔洞, XRD结果表明这一多孔结构为TiO₂。氧化膜表面呈蜂窝状, 凹凸不平, 且孔径尺寸随着阳极氧化电压的增加而增大。产生这一现象的原因是: 随着电压的升高反应过程中迸发出更多的电子参与反应, 电场强度在孔径径向方向上的分量也会增大, 导致孔径增大^[21]。当氧化电压高于120 V时多孔膜的孔径略有增加, 而试样附近溶液的温度过高破坏了表层大的孔洞结构, 使试样表面塌陷、残余应力较高而出现裂纹。这虽然提高了膜层表面的粗糙度, 却破坏了膜层完整的孔洞结构, 导致膜层的结合强度降低。

2.1.3 阳极氧化后试样表面粗糙度及润湿性分析

植入人体内的生物医用材料要具有一定的血液相容性和良好的材料-细胞生物界面, 才能与骨细胞更好的结合^[22], 而这些性能与材料表面润湿性、粗糙度等因素密切相关。材料表面的粗糙度越大则润湿性越好, 体液的铺展渗透性就越好, 越有利于细胞的附着。试样与液体之间接触角的大小反映材料表面的润湿性能, 接触角越小则润湿性越好。

图3给出了钛合金基体在0.5 mol/L的H₂SO₄溶液、90 V-140 V阳极电压下阳极氧化10 min的表面粗糙度R_a的变化趋势图。由图3可见, 随着氧化电压的增大试样表面的粗糙度逐渐增大。这一结果与前文试样的SEM结果一致。当阳极氧化电压为120 V时, 试样表面的粗糙度R_a已接近0.56 μm。而羟基磷灰石的沉积速率与钛合金表面的粗糙度有关。在一定范围内, 粗糙度越大越有利于HA的沉积, 但是粗糙度过大时试样表面凹槽部分不再能抑制钙磷离子的迁移, 从而不利于HA的沉积。Ravelingien等^[23]的研究发现, 试样表面粗糙度值R_a=0.56 μm时, HA具有最高的形核速度。

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图3   钛合金在不同电压下阳极氧化10 min后的粗糙度R_a变化趋势图

Fig.3   Roughness of Ti6Al4V substrates subjected to anodic oxidation for 10 min at different voltages

图4给出了钛合金基体在0.5 mol/L的H₂SO₄溶液, 90 V-140 V的不同电压下阳极氧化10 min后的接触角变化趋势图。从图4可以看出, 经过阳极氧化的试样接触角明显减小, 表明阳极氧化预处理可提高试样表面的润湿性能。其原因可能是, 阳极氧化溶液中的OH^-与TiO₂中的Ti⁴⁺结合^[24-26]形成Ti-OH官能团, 使试样表面呈现亲水性。同时, 随着氧化电压的增大接触角逐渐减小, 当阳极氧化电压为120 V时接触角已减小到19°左右, 继续增加阳极氧化电压接触角变化缓慢。

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图4   钛合金在不同电压下氧化10 min后接触角变化趋势图

Fig.4   Wettability of Ti6Al4V substrates subjected to anodic oxidation for 10 min at different voltages

2.2 水热电化学沉积HA-TiO₂复合涂层的物相和形貌

2.2.1 水热电化学沉积HA-TiO₂的XRD物相

图5给出了不同 阳极氧化电压下水热电化学沉积HA-TiO₂复合涂层的XRD图谱。通过对照HA的标准PDF卡片定性分析可知, 在不同的阳极电压下用水热电化学沉积均能得到HA涂层。阳极氧化电压高于110 V时出现了金红石型TiO₂的衍射峰, 其强度随着氧化电压的增加而增大, 说明较高电压下阳极氧化处理的试样经水热电化学沉积得到了HA-TiO₂复合涂层。HA的特征峰: 2θ=31.74°处的(211)、2θ=32.18°处的(112)、2θ=32.87°处的(300)晶面衍射峰, 峰形十分尖锐, 峰值较强, 明显窄化。根据Scherrer理论, 这意味着HA涂层具有更为完善的晶体结构和较高的结晶度^[27]。从图中还可以看出, (002)衍射峰的强度较标准衍射峰显著增加, 即具有明显的晶面择优取向, 因为阳极氧化后钛基体表面的金红石型TiO₂(110)晶面对HA晶体的晶面择优生长起导向作用^[28]。

2.2.2 水热电化学沉积HA-TiO₂的形貌

图6给出了不同阳极氧化电压下水热电化学沉积HA-TiO₂复合涂层的微观形貌图。从图6可见, 用水热电化学方法在不同阳极电压氧化的钛基体上均沉积得到了HA涂层, 涂层排列无序, 且表现为分层生长模式。沉积物的底部为棒状HA晶体, 晶体表面光滑, 端面呈六边形, 为典型的六方柱状晶体。涂层均匀致密, 结晶度高^[29], 这不仅改善了涂层与基体间的结合强度, 还可提高涂层材料在人体内的稳定性。沉积物的顶部出现了团絮状的HA晶体, 涂层较为疏松, 且随着氧化电压的升高团絮状HA的沉积量减少, 但是当氧化电压超过120 V时其含量又有所增加。其原因可能是: Ti6Al4V基体在120 V氧化处理后, 一方面其表面粗糙度R_a接近0.56 μm且具有较小的接触角, 可更好的诱导HA形核; 另一方面锐钛矿型TiO₂含量较高, 而锐钛矿型TiO₂更有利于加速HA的生长, 两者的综合作用使涂层均匀致密。

2.2.3 水热电化学沉积HA-TiO₂复合涂层的结晶度

由XRD结果分析可知, 水热电化学沉积得到的HA-TiO₂复合涂层具有较高的结晶度。HA涂层的结晶度70%左右为好^[30]。结晶度太低则涂层在体内容易溶解, 降低植入材料的稳定性; 结晶度过高导致涂层表面钙磷的释放量减小, 不利于在人体内诱导形成类骨磷灰石。为了表示不同阳极氧化电压对结晶度的影响程度, HA的结晶度可表示为 ^[31]

其中I₃₀₀表示HA中(300)晶面衍射峰的强度, V_112/300表示(112)与(300)晶面衍射峰之间凹谷的强度。图7给出了通过上述计算得到不同阳极氧化电压处理后水热电化学沉积HA-TiO₂涂层的结晶度趋势图。图7表明涂层的结晶度较好, 与前面XRD的分析结果一致。同时, HA的结晶度随着阳极氧化电压的升高先增大后减小, 在120 V取得最大值79%。这表明, HA结晶度的大小与其微观组织形貌有关。棒状HA含量越多, 团絮状HA含量越小, 涂层的结晶度就越高。氧化电压为90 V时棒状HA的含量少, HA的结晶度较小。随着电压的升高结晶度逐渐增大, 120 V电压下棒状HA的沉积量最多, 涂层结晶度最大, 继续增加阳极氧化电压则HA的结晶度随着棒状HA含量的减小而降低。

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图5   钛合金在不同电压下阳极氧化后水热电化学沉积HA-TiO₂的XRD物相分析

Fig.5   XRD patterns of HA-TiO₂-coated substrates after anodic oxidation treatment at 90 V (a), 100 V (b), 110 V (c), 120 V (d), 130 V (e) and 140 V (f), and hydrothermal-electrochemical depositions

2.2.4 HA-TiO₂复合涂层的生物活性

图8给出了阳极氧化处理、水热电化学沉积HA-TiO₂的试样在模拟体液中浸泡6 d后的SEM图谱。可以看出, 阳极氧化预处理电压为90 V时, 经过6 d的模拟体液处理试样表面出现了大量的细小的球状颗粒。Rakngarm等^[32]研究认为, 这种颗粒为通过SBF诱导生成的类骨磷灰石。在FTIR分析结果(图9)中, 470 cm^-1(ν₂)、562 cm^-1(ν₄)、603 cm^-1(ν₄)、1028 cm^-1(ν₃)处出现了PO₄³的振 动吸收峰, 3571 cm^-1处出现了OH^-1的振动吸收峰, 871 cm^-1和1400-1450 cm^-1处出 现了CO₃²的振动吸收峰, 并且1400-1450 cm^-1处的CO₃²振动吸收峰裂解为1420 cm^-1和1463 cm^-1两个吸收峰。这些是碳酸根置换HA中PO₄³进入磷灰石结构的重要标志^[33]。综合以上分析, 阳极氧化的Ti6Al4V试样经水热电化学沉积的HA-TiO₂涂层, 在模拟体液中能诱导类骨磷灰石形成, 即具有较好的生物活性。并且随着阳极氧化电压的升高诱导生成的球状HA颗粒逐渐长大, 氧化电压高于120 V后球状HA晶粒尺寸又有所减小。

3 结论

1. Ti6Al4V基体在不同电压阳极氧化后表面为三维孔洞结构, 孔径尺寸随着电压的增加而增大。阳极电压为110 V时出现金红石型和锐钛矿型TiO₂, 且随着阳极电压的升高金红石型TiO₂衍射峰强度逐渐增强, 锐钛矿型TiO₂衍射峰强度先增强后减弱, 阳极电压为120 V达到最大。基体阳极氧化后表面的接触角随着阳极电压的增加而减小, 具有好的润湿性; 表面粗糙度随着阳极电压的提高而增大, 120 V时R_a达到0.56 μm。

2. 阳极电压高于110 V氧化的试样经水热电化学沉积生成的HA-TiO₂复合涂层, HA沿c轴方向择优生长, 并且呈现分层生长, 表现为布满基体的棒状HA晶体及顶部的团絮状HA晶体。随着阳极电压的提高团絮状HA的沉积量逐渐减少, 阳极电压超过120 V后其沉积量稍有增加。

3. 制备的HA-TiO₂复合涂层具有较高的结晶度。随着阳极氧化电压的升高HA的结晶度先增大后减小, 在120 V取得最大值。阳极电压为120 V的HA-TiO₂复合涂层, 具有更好的生物活性。