Story Transcript
19
OFICINA ESPAÑOLA DE PATENTES Y MARCAS
A61L 27/00 (2006.01) C01B 33/24 (2006.01) C01B 35/08 (2006.01)
ESPAÑA
12
11 Número de publicación: 2 274 563
51 Int. Cl.:
TRADUCCIÓN DE PATENTE EUROPEA
T3
86 Número de solicitud europea: 98901283 .6
86 Fecha de presentación : 29.01.1998
87 Número de publicación de la solicitud: 1056486
87 Fecha de publicación de la solicitud: 06.12.2000
54 Título: Un compuesto de biomaterial sintético.
73 Titular/es: MILLENIUM BIOLOGIX Inc.
Suite 200, 785 Midpark Drive Kingston, Ontario K7M 7G3, CA
45 Fecha de publicación de la mención BOPI:
16.05.2007
72 Inventor/es: Pugh, Sydney, M.;
Smith, Timothy, J., N.; Sayer, Michael y Langstaff, Sarah, Dorthea
45 Fecha de la publicación del folleto de la patente:
74 Agente: Arias Sanz, Juan
ES 2 274 563 T3
16.05.2007
Aviso: En el plazo de nueve meses a contar desde la fecha de publicación en el Boletín europeo de patentes, de la mención de concesión de la patente europea, cualquier persona podrá oponerse ante la Oficina Europea de Patentes a la patente concedida. La oposición deberá formularse por escrito y estar motivada; sólo se considerará como formulada una vez que se haya realizado el pago de la tasa de oposición (art. 99.1 del Convenio sobre concesión de Patentes Europeas). Venta de fascículos: Oficina Española de Patentes y Marcas. Pº de la Castellana, 75 – 28071 Madrid
ES 2 274 563 T3 DESCRIPCIÓN Un compuesto de biomaterial sintético. 5
Campo de la invención La presente invención se dirige a un compuesto de biomaterial sintético basado en fosfatos de calcio estabilizados y más particularmente a la caracterización molecular, estructural y física de este compuesto, denominado en el presente documento SkeliteTM .
10
Antecedentes de la invención
15
20
Durante mucho tiempo, el objetivo de la investigación en biomateriales en el campo de la ortopedia ha sido desarrollar estructuras sintéticas que muestren extensa bioactividad. Los sustratos sintéticos bioactivos susceptibles de incorporación en el procedimiento natural de remodelación ósea son de interés en aplicaciones que incluyen ensayos de células óseas in vitro [1], cementos óseos reabsorbibles in vivo [2, 3], recubrimientos implantables que potencian la unión de hueso natural al implante [4], varias formas de prótesis implantables y agentes de reparación ósea [5, 6], e ingeniería de tejidos ex vivo [7]. El objetivo primordial para dichos materiales in vivo es combinar la estimulación de actividad osteogénica en tejidos óseos asociados para una curación óptima con la capacidad de ser reabsorbidos progresivamente por los osteoclastos durante remodelación continua normal [8]. In vitro, las funciones relacionadas consisten en proporcionar sustratos de prueba de laboratorio normalizados en los que puedan valorarse y cuantificarse la función de reabsorción de osteoclastos o la producción de osteoblastos de matriz ósea mineralizada [1]. Dichos sustratos deben ser estables e insolubles en el entorno biológico hasta la actuación de los osteoclastos, las células de reabsorción de mineral óseo específicas.
25
30
35
40
45
50
55
60
65
Mientras el hidroxiapatito de calcio (Ca5 (OH)(PO4 )3 o HA) es el principal componente inorgánico de hueso natural [9], también están presentes elementos traza [10]. El hidroxiapatito de calcio es sólo uno de una serie de compuestos de calcio-fósforo (Ca-P) que son biocompatibles. Otros incluyen fosfato de octacalcio [11] y las dos fases de fosfato de tricalcio (Ca3 (PO4 )2 o α-TCP/β-TCP) [12]. Los compuestos, particularmente HA, pueden mostrar diferentes grados de estequiometría con la proporción Ca/P oscilando entre 1,55 y 2,2 [13]. Dichos materiales pueden crearse artificialmente por procesamiento cerámico de alta temperatura convencional [14] o por química acuosa de baja temperatura [15, 16]. La mayoría de dichos materiales artificiales muestran buena biocompatibilidad en el sentido de que las células óseas toleran su presencia con pocos efectos perjudiciales, y de hecho puede darse un depósito óseo potenciado [17, 18]. Actualmente, la aplicación médica más reconocida de los fosfatos de calcio es el recubrimiento de dispositivos y componentes protésicos implantables por pulverización térmica o de plasma para hacer la superficie osteoconductora. Se ha observado que los productos cerámicos de Ca-P que son estables en entornos biológicos son a menudo una mezcla de compuestos individuales [19]. Sin embargo, a pesar del potencial osteogénico de estos materiales artificiales, ninguno participa activamente en el procedimiento completo de remodelación de hueso natural. En la solicitud PCT internacional publicada del solicitante WO-94/26.972, se demostró que se producía resorción mediada por células en una película fina con base de calcio formada por el procesamiento a alta temperatura de una suspensión coloidal de fosfato de calcio en sustratos de cuarzo. Cuando se usaron in vitro, estas películas cerámicas mostraron sucesos de resorción discreta múltiple (lagunas) a través de su superficie como consecuencia de actividad de osteoclastos, sin que surgieran evidencias de disolución del medio de cultivo. Los márgenes regulares de estas lagunas se corresponden estrechamente con el tamaño y forma de los bordes arrugados producidos normalmente por los osteoclastos como medios por los que mantienen el bajo pH localizado requerido para reabsorber naturalmente mineral óseo in vivo. En estas cerámicas se produce también un depósito potenciado de matriz ósea mineralizada en presencia de osteoblastos. Posteriormente en la solicitud PCT internacional publicada del solicitante WO-97/09.286 se reveló que estas cerámicas de película fina mostraban dos características generales: (1) la presencia de una mezcla de Ca-P que contenía fases que comprendían aproximadamente el 33% de HA y aproximadamente el 67% de un fosfato de calcio estabilizado con silicio y (2) una morfología única. De modo importante, se observó que el procesamiento térmico del coloide de Ca-P a 1.000◦ C produjo un polvo de HA, mientras la misma suspensión coloidal procesada en cuarzo tenía una composición de fase de fosfato de calcio estabilizado con HA y silicio mezclados. El análisis por rayos X por energía dispersiva de la película demostró la presencia de Si en el recubrimiento mientras que la microscopia electrónica de transmisión de sección transversal indicó una estructura física microporosa. A la vista de la importancia clínica de desarrollar un injerto óseo sintético que sea osteogénico y pueda participar en el procedimiento de remodelación basado en células naturales del cuerpo, era importante concentrarse en el papel de los aditivos introducidos, como el silicio, en la formación de un compuesto de biomaterial basado en fosfato de calcio capaz de ser asimilado y remodelado en el hueso natural con la ayuda de la actividad de los osteoclastos y osteoblastos. Dado que el compuesto sólo podría caracterizarse por el procedimiento de preparación, era crucial poder caracterizar químicamente el compuesto más allá de su estructura física microporosa. En particular, era importante caracterizar la estructura molecular y química específica del compuesto estabilizado para poder comprender por qué el nuevo compuesto funcionaba tan bien en condiciones biológicas que afectan al esqueleto. La caracterización química y molecular del compuesto podría proporcionar también el desarrollo de otros usos del compuesto en el tratamiento de varios tipos diferentes de dolencias clínicas relacionadas con los huesos. Además, esto podría permitir también más 2
ES 2 274 563 T3 alteración química del compuesto con el fin de que pudiera diseñarse para su uso en aplicaciones específicas in vivo, in vitro y ex vivo. 5
El trabajo anterior publicado de los solicitantes en los documentos WO-94/26.872 y WO-97/09.286 ha apuntado a la transformación de HA en un α-TCP estabilizado. Sorprendentemente, durante el difícil curso de caracterización explícita del compuesto desde un punto de vista molecular, se descubrió que el compuesto estabilizado resultante era en realidad un compuesto totalmente nuevo descrito en el presente documento y denominado SkeliteTM . Resumen de la invención
10
15
20
Se han creado películas finas con base de fosfato de calcio estabilizado y cerámica en volumen y sólo ahora se han caracterizado específicamente respecto a su estructura física y química. El compuesto de biomaterial se prepara por procesamiento a alta temperatura de un precipitado fino, formado a partir de una suspensión coloidal y estabilizado usando un aditivo con un radio iónico de tamaño adecuado que permite la sustitución en la retícula Ca-P. El compuesto coexiste normalmente con hidroxiapatito de calcio y es en sí un nuevo compuesto de fosfato de calcio estabilizado que usa una morfología microporosa basada en partículas interconectadas de 0,2 a 1,0 mm aproximadamente de diámetro. El compuesto es esencialmente insoluble en medios biológicos pero es reabsorbible cuando actúan osteoblastos sobre él. También promueve el depósito de matriz ósea orgánico por osteblastos y puede asimilarse en el hueso natural durante el curso natural de remodelación ósea a través de la actividad de osteoclastos y osteoblastos. El compuesto se ha analizado extensamente usando difracción de rayos X, espectroscopia de infrarrojos, espectroscopia por resonancia magnética nuclear y análisis de partículas por difusión luminosa. Los resultados indican ahora que los rasgos característicos del compuesto aparecen durante sinterización a través de reacciones de sustitución en las que un elemento estabilizante como silicio entra en la retícula de fosfato de calcio en condiciones de alta reactividad química. Los rasgos cristalográficos están unidos a través de la forma de glaserita de la estructura de apatito.
25
Según un aspecto de la presente invención se proporciona un compuesto de fosfato de tricalcio de biomaterial que comprende calcio, oxígeno y fósforo, en el que al menos uno de los elementos está sustituido por un elemento que ˚ tiene un radio iónico de aproximadamente 0,1 a 0,4 A. 30
Según otro aspecto de la presente invención es un compuesto de biomaterial que tiene la fórmula (Ca)i [(P1−x−y−z Bx Cy Dz )Oj ]2 , en el que B, C y D se seleccionan entre aquellos elementos que tienen un radio iónico de aproximada˚ x es mayor o igual que cero pero menor que 1; y es mayor o igual que cero pero menor que 1; z mente 0,1 a 0,4 A; es mayor o igual que cero pero menor que 1; x + y + z es mayor que cero pero menor que 1; i es mayor o igual que 2 pero menor o igual que 4; y j es igual a 4 - δ, en el que δ es mayor o igual que cero pero menor o igual que 1.
35
Los compuestos específicos de la presente invención incluyen, pero no se limitan a, Ca3 (P0,1750 Si0,25 O3,875 )2 y Ca3 (P0,9375 Si0,0625 O3,96875 )2 . 40
45
50
55
60
65
El conocimiento de las propiedades específicas químicas y moleculares del compuesto de la presente invención permite el desarrollo de varios usos del compuesto en diversas dolencias relacionadas con los huesos. Dicha aplicaciones pueden incluir aplicaciones ortopédicas, maxilofaciales y dentales en las que el compuesto puede fabricarse para que exista como un polvo fino o grueso, pellas, piezas conformadas tridimensionales, estructura macroporosas, películas finas y recubrimientos. El compuesto de biomaterial de la presente invención puede usarse para sustituir hueso natural en sitios de cirugía esquelética en hospedadores humanos y animales. Este procedimiento comprende las etapas de implantación del compuesto de biomaterial en el sitio de cirugía esquelética en el que dicha implantación promueve la formación de nuevo tejido óseo en las interfaces entre el compuesto de biomaterial y el hospedador, la eliminación progresiva del compuesto de biomaterial principalmente a través de actividad de osteoclastos y la sustitución de esa porción del compuesto de biomaterial eliminado por formación adicional de nuevo tejido óseo por actividad de osteoblastos, siendo dicha eliminación y sustitución progresiva inherente al procedimiento de remodelación ósea natural. El compuesto de biomaterial de la presente invención puede usarse para reparar grandes espacios esqueléticos segmentales y fracturas no consolidadas que aparecen por traumatismo o cirugía en hospedadores humanos y animales. Este procedimiento comprende las etapas de implantación del compuesto de biomaterial en el sitio del espacio esquelético segmental o fractura no consolidada en el que dicha implantación promueve la formación de nuevo tejido óseo en las interfaces entre el compuesto de biomaterial y el hospedador, la eliminación progresiva del compuesto de biomaterial principalmente a través de actividad de osteoclastos y la sustitución de esa porción del compuesto de biomaterial eliminado por formación adicional de nuevo tejido óseo por actividad de osteoblastos, siendo dicha eliminación y sustitución progresiva inherente en el procedimiento de remodelación ósea natural. El compuesto de biomaterial de la presente invención puede usarse para ayudar al acoplamiento de una prótesis implantable en sitios esqueléticos y para mantener la estabilidad a largo plazo de la prótesis en hospedadores humanos y animales. Este procedimiento comprende las etapas de recubrimiento de regiones seleccionadas de una prótesis implantable con el compuesto de biomaterial, la implantación de la prótesis recubierta en un sitio esquelético en el que dicha implantación promueve la formación de nuevo tejido óseo en las interfaces entre el compuesto de biomaterial y el hospedador, la generación de un enlace interfacial seguro entre el hueso del hospedador y el recubrimiento, la eliminación progresiva subsiguiente del recubrimiento, principalmente a través de actividad de osteoclastos tal que 3
ES 2 274 563 T3 disminuye el recubrimiento, y la sustitución de esa porción del compuesto de biomaterial eliminado por formación adicional de nuevo tejido óseo para generar un enlace interfacial seguro directamente entre el hueso del hospedador y la prótesis. 5
El compuesto de biomaterial de la presente invención puede usarse para proporcionar andamiaje de ingeniería de tejidos para sustitución ósea en hospedadores humanos y animales. Este procedimiento comprende las etapas de formar el compuesto de biomaterial como una estructura macroporosa que comprende una construcción de célula abierta con huecos interconectados, combinar células óseas maduras y/o precursoras con la estructura macroporosa y permitir que las células se infiltren en la estructura para desarrollar nueva matriz mineralizada en toda la estructura.
10
El conocimiento de la estructura del nuevo compuesto de la presente invención permite también el uso del compuesto como un soporte para diversos agentes farmacéuticos que incluyen, pero no se restringen a, factores de crecimiento óseo y otros agentes que afectan al crecimiento y remodelación óseos. 15
El compuesto de biomaterial de la presente invención puede usarse para suministrar agentes farmacéuticos al sitio de cirugía esquelética en hospedadores humanos y animales. Este procedimiento comprende la combinación de un agente farmacéutico con el compuesto de biomaterial en un sitio de cirugía esquelética, en el que dicha aplicación produce liberación controlada del agente farmacéutico.
20
La invención proporciona también una composición o un compuesto según la invención para su uso como un medicamento. En otro aspecto de la invención, se proporciona el uso de una composición o compuesto según la presente invención en la fabricación de un medicamento para el tratamiento de dolencias clínicas relacionadas con los huesos.
25
30
35
En otro aspecto de la invención, se proporciona el uso de una composición o compuesto según la presente invención en la fabricación de un medicamento para sustituir hueso natural en sitios de cirugía esquelética en hospedadores humanos y animales; o para reparar grandes espacios esqueléticos segmentados y fracturas no consolidadas que aparecen por traumatismo o cirugía en hospedadores humanos y animales; o para ayudar al acoplamiento de prótesis implantables en sitios esqueléticos y para mantener la estabilidad a largo plazo de dichas prótesis en hospedadores humanos y animales; o para proporcionar andamiaje de ingeniería de tejidos para sustitución ósea en hospedadores humanos o animales. El compuesto de biomaterial puede combinarse también con aditivos como los que aumentan la resistencia y tenacidad mecánica del compuesto para proporcionar funciones adicionales para aplicaciones específicas. El compuesto de biomaterial puede combinarse también con varios materiales de fosfato de calcio como hidroxiapatito de calcio, αTCP, β-TCP, fosfato de octacalcio, fosfato de tetracalcio, fosfato de dicalcio y óxido de calcio bien como una mezcla física o como una solución sólida.
40
El compuesto de biomaterial tiene una estructura microporosa y nanoporosa diferenciable junto con una cristalografía que es similar aunque diferente a la de α-TCP. El nuevo compuesto exhibe simetría pseudorrómbica monoclínica y está en el grupo espacial monoclínico P2l /a. Por otra parte, el nuevo compuesto tiene una parte del fósforo sustituido por un elemento que tiene un radio iónico adecuado.
45
El conocimiento de la fórmula química del compuesto de biomaterial y el mecanismo que subyace a su bioactividad y estabilidad en entornos biológicos permite el uso de este compuesto in vivo para el tratamiento de varias dolencias clínicas relacionadas con los huesos. En particular, el compuesto puede usarse para ayudar a reparar y restaurar hueso natural que ha quedado comprometido por enfermedad, traumatismo o influencias genéticas.
50
Breve descripción de los dibujos La presente invención se comprenderá mejor a partir de la siguiente descripción con referencia a las Figuras, en las que:
55
La Figura 1 muestra un espectro de difracción de rayos X (θ-2θ) de polvo preparado a partir del coloide Ca-P sin introducción de aditivos y sinterizado a 1.000◦ C. la Figura 2 muestra espectros de DRX de ángulo de reflexión de una película fina del coloide Ca-P sinterizado sobre cuarzo a 1.000◦ C.
60
la Figura 3 muestra espectros de GA-DRX que ilustran el efecto de la temperatura de sinterización en composición de fase de película fina; 65
la Figura 4 muestra espectros de GA-DRX que ilustran el efecto del tiempo de sinterización sobre composición de fase de película fina; la Figura 5 muestra una micrografía MEB que ilustra la morfología superficial característica de una película fina del coloide Ca-P sinterizado sobre cuarzo a 1.000ºC; 4
ES 2 274 563 T3 la Figura 6 es una MET en sección transversal de una película fina de Ca-P sobre cuarzo, (a) película sinterizada a 1.000◦ C (b) película no sinterizada; 5
la Figura 7 muestra el tamaño medio de aglomerado en el coloide Ca-P en función del período de envejecimiento del coloide, según se determina usando análisis de partículas por difusión luminosa; la Figura 8 muestra un diagrama de zonas de predominancia calculadas que ilustran el efecto de la actividad de CaO en las estabilidades relativas de HA y TCP;
10
la Figura 9 muestra un espectro de DRX θ2θ de polvo preparado a partir del coloide Ca-P con silicio como aditivo introducido. Relación de fase aproximada: 33 ± 5% para HA y 67 ± 5% para Si-TCP; la Figura 10 muestra el efecto de contenido en silicio en la composición de fase de polvos de Si-HAm, según se determina por difracción de rayos X (θ-2θ);
15
20
la Figura 11 muestra micrografías MEB que ilustran la morfología superficial característica de pellas de cerámica de Si-HAm. Las pellas de Si-HAm pueden reabsorberse por la actividad celular específica de osteoclastos de un modo similar al que ocurre en el hueso natural. (a) Morfología superficial de pella de cerámica de Si-HAm (b) lagunas de osteoclastos en superficie de pella de cerámica de Si-HAm; y 11(c) lagunas de osteoclastos en superficie de hueso natural; la Figura 12 muestra espectros de DRX θ-2θ de polvo preparado a partir del coloide Ca-P con titanio como aditivo introducido;
25
30
la Figura 13 muestra el efecto de adición de Ti sobre composición de fase de HAm; (a) sin soporte (polvo), (b) sin soporte (pella de cerámica), (c) 2Me (polvo), (d) 2Me (pella de cerámica), (e) ACAC (polvo) y (f) ACAC (pella de cerámica); la Figura 14 muestra micrografías de MEB que comparan la microestructura de pellas de Si-HAm formadas a partir del coloide Ca-P frente a materiales preparados a partir de fuentes comerciales. (a) Si-HAm preparado usando TPOS como aditivo introducido; y (b) HAc como una mezcla física con TPOS. la Figura 15 muestra los espectros de DRX para la mezcla física de CaSiO3 al 25% y β-TCP al 75% sinterizados a 1.250◦ C durante 8 horas;
35
la Figura 16 muestra un espectro de DRX de alta resolución de polvo de Si-HAm; la Figura 17 muestra los espectros de RMN comparando Si-HAm con materiales de referencia disponibles comercialmente; (a) mezcla de polvos comerciales CaSiO3 y SiO2 , (b) polvo de Si-HAm; 40
la Figura 18 muestra espectros de IR para polvos sinterizados a 1.000◦ C: (a) HAc, (b) HAm y (c) Si-HAm; y la Figura 19 muestra un resumen de los espectros de IR que ilustran el efecto del contenido de silicio en el tramo P-O. 45
En los dibujos, se ilustran formas de realización preferidas de la invención mediante ejemplos. Debe entenderse expresamente que la descripción y los dibujos tienen sólo fines de ilustración y de ayuda para la comprensión, y no pretenden ser una definición de los límites de la invención. 50
55
60
65
Descripción detallada de las formas de realización preferidas Los solicitantes han desarrollado un procedimiento para proporcionar un compuesto de fosfato de calcio estabilizado de biomaterial sintético que es totalmente biocompatible y tiene una morfología superficial capaz de apoyar consistentemente la actividad de las células óseas en el mismo. Se proporciona de acuerdo con el procedimiento descrito en la solicitud PCT publicada en tramitación del solicitante WO-97/09.286, cuyo objeto se incorpora en el presente documento como referencia. La forma de realización preferida para preparar el compuesto de la presente invención se describe en el presente documento en los ejemplos adjuntos. En el presente documento, el compuesto de la presente invención se indica como un compuesto de biomaterial debido a su naturaleza bioactiva tanto en sistemas in vitro como in vivo. La bioactividad se refiere a la capacidad del compuesto de biomaterial para apoyar la actividad de osteoclastos y osteoblastos y a la capacidad de su asimilación con hueso natural por la actividad de estas células. Aunque el compuesto se caracterizó respecto al procedimiento por el que se preparó así como por su morfología superficial, la estructura molecular se desconocía y no pudo determinarse. Sin embargo, era esencial caracterizar el compuesto adicionalmente respecto a su estructura química, de manera que se comprendieran mejor las propiedades del compuesto así como para comprender por qué el compuesto estaba tan bien adaptado para actividad de osteoclastos y osteoblastos. El conocimiento de la estructura química del compuesto permite también la modificación del compuesto para uso terapéutico en el tratamiento de ciertas dolencias clínicas. 5
ES 2 274 563 T3
5
10
15
Inicialmente se pensó según se describe en el documento WO-97/09.286 que el compuesto era un α-TCP estabilizado con silicio. Sin embargo, con un análisis más difícil y tedioso se descubrió sorprendentemente que el compuesto era en realidad un compuesto completamente nuevo nunca antes caracterizado y referido en el presente documento como SkeliteTM . Cuando se usa silicio como el aditivo introducido para formar SkeliteTM , el compuesto se refiere como Si-TCP. Una razón de la gran dificultad en establecer la fórmula química para el nuevo compuesto se debió a la estructura grande y compleja de los compuestos de Ca-P como HA, así como a las transiciones de fase cambiantes que se produjeron durante el procedimiento de sinterización. La identificación química de este compuesto se llevó a cabo y se desarrolló sólo después de un largo análisis de varios polvos, películas finas y pellas de Ca-P preparados con aditivos introducidos según se describe en los documentos WO-94/26.872 y WO-97/09.286. En consistencia con lo desvelado en la solicitud internacional del solicitante WO-97/09.286, se realizó un análisis estándar de DRX en muestras preparadas por una diversidad de rutas de procesamiento térmico y de composición. Los resultados se consideraron inicialmente consistentes con la conclusión de que los materiales eran una mezcla de α-TCP y HA, y que los silicatos de calcio predichos por la base de datos FACT [23] existían como una fase vítrea en los límites del grano. Como no había ningún archivo JCPDS disponible para SkeliteTM y las posiciones de los picos eran indicativas de α-TCP usando técnicas de DRX estándar, la identificación de SkeliteTM era imprevista. Por otra parte, no podía esperarse encontrar que la sustitución estuviera teniendo lugar a temperaturas tan bajas. Hubo que realizar una combinación compleja y no evidente de técnicas de análisis para identificar con éxito y caracterizar el nuevo compuesto. Estos estudios, descritos a continuación, condujeron a la caracterización del nuevo compuesto, un compuesto de fosfato de calcio estabilizado aditivo, SkeliteTM .
20
25
Para mayor claridad, se definen seguidamente varios materiales referidos en el presente documento. Para los materiales disponibles comercialmente, HAc se refiere a hidroxiapatito (HA) de calcio comercial, silicato de calcio se refiere a CaSiO3 y sílice se refiere a SiO2 . Para los materiales preparados internamente, HAm se refiere a hidroxiapatito (HA) de calcio microporoso, Si-HAm se refiere a Si-TCP más HAm. Estos materiales se definen en detalle en la Tabla 1. Análisis de polvos de HAm puros (sin aditivos introducidos)
30
Usando la reacción (1) y reacciones análogas, puede obtenerse un precipitado coloidal fino de HA en agua amoniacal en condiciones en las que el pH es mayor que 10. 5Ca(NO3 )2 + 3NH4 H2 PO4 + 7NH4 OH → Ca5 (OH)(PO4 )3 + 10NH4 NO3 + 6H2 O
(1)
35
La Figura 1 muestra que los polvos preparados a partir de la suspensión coloidal de la ecuación (1) sin aditivos introducidos y sinterizada a 1.000◦ C es HA (archivo JCPDS #9-432). El tamaño de partícula de polvos sinterizados, después de una ligera pulverización seguida de sinterización, es de 1 µm aproximadamente según se determina por MEB.
40
Análisis de películas finas sobre sustratos de cuarzo
45
50
55
60
65
La Figura 2 muestra que la película sobre cuarzo tiene una estructura cristalográfica que era más compleja que la de polvo sinterizado en las mismas condiciones. La estructura consiste en dos fases principales, HA y Si-TCP, en las que el Si-TCP se asemeja, aunque es diferente, al de la cristalografía de α-TCP (archivo JCPDS nº9-348). Todos los picos de los espectros de DRX podrían atribuirse a HA o Si-TCP y no había distribuciones de picos características de otras fases (como β-TCP o fosfato de octacalcio) distinguibles del fondo. La Figura 3 muestra que, como la temperatura de sinterización era elevada, la composición de la película cambió. Cuando se activó la película durante una hora a 800◦ C, la composición de la película era del 94% de HA y el 6% de Si-TCP; a 900◦ C había una mezcla del 62% de HA y el 38% de Si-TCP; a 1.000◦ C, la composición era del 33% de HA y el 67% de Si-TCP. Se evaluaron los cambios en la composición y la morfología de la película en función de la duración de sinterización modificando el tiempo en que la película fina sobre cuarzo permaneció en un horno mantenido a una temperatura previamente ajustada. Un sistema controlado por ordenador permitió definir la velocidad de rampa y la temperatura de mantenimiento. La Figura 4 muestra que un tiempo de detención de cinco minutos produjo la misma composición de fase en equilibrio que la observada después de un tiempo de detención de una hora. El aumento del tiempo de detención produjo un crecimiento del grano, como se demuestra mediante estudios MEB. La composición de fase podría modificarse cambiando la humedad del entorno de sinterización mientras se mantenían las condiciones de activación a 1.000◦ C durante una hora. Se suprimió la reacción por la presencia de vapor de agua incrementado. Otros factores externos o la adición de aditivos a la suspensión de coloide no modificaron significativamente los resultados obtenidos para películas finas sobre cuarzo. La microscopia óptica, MEB y MET muestran que las películas sinterizadas sobre cuarzo tienen una morfología consistente que se ilustra en las Figuras 5 y 6(a). Mientras las películas parecen estar compuestas por policristales translúcidos al microscopio óptico con contraste de fase (x20), para el mayor aumento conseguido usando un MEB (x10K) la morfología superficial es la de un conjunto interconectado de partículas redondeadas con un alto grado de porosidad según se observa en la Figura 5. La dimensión media de estas partículas depende del tiempo y la temperatura 6
ES 2 274 563 T3
5
10
15
20
de sinterización. En la mayoría de las condiciones, el tamaño medio se sitúa entre 0,2 y 1 µm y el tamaño aumenta con el tiempo y la temperatura de sinterización. La MET de sección transversal (Figura 6(a)) de una partícula individual indica la presencia de nanoporosidad en el cuerpo de la partícula. Es importante observar que estos poros no se alteraron con la exposición extendida al haz electrónico y, por tanto, eran inherentes a la muestra y no un artefacto de preparación de la muestra. La estructura granular subyacente era de 5 a 10 nm de tamaño. Esto parecía reflejar el tamaño de los gránulos individuales observado en las micrografías de MET de sección transversal de una película fina seca pero no sinterizada sobre cuarzo, según se observa en la Figura 6(b). Para examinar la evolución de aglomeración de partículas, se analizaron los tamaños de partícula de partes alícuotas de la suspensión coloidal después de varios tiempos de envejecimiento. La Figura 7 muestra que durante el período de envejecimiento de 24 horas se produce una acusada variación en el tamaño de partículas medido. La medida inicial da un tamaño de partícula menor que 1 µm, que aumenta a mayor que 10 µm después de 8 horas, pero posteriormente vuelve a descender hasta aproximadamente 1 µm después de 24 horas. Esto es indicativo de aglomeración del precipitado fino con la estructura más estable que tiene dimensiones en el intervalo de 0,2 a 1,0 µm. La sinterización subsiguiente de dichos aglomerados considera tanto la morfología básica de las películas finas sobre cuarzo como la microporosidad de la cerámica en volumen. Para comprender el origen de la diferencia entre un precipitado activado como un polvo o como una película fina preparados en un sustrato de cuarzo, se activaron películas sobre cuarzo durante 1 hora y posteriormente se analizó su composición elemental en función de la distancia desde la interfaz de cuarzo usando espectroscopia de rayos X por energía dispersiva (XED). Se detectó silicio a concentraciones que se reducían con la distancia desde la interfaz; sin embargo, no pudieron identificarse picos de DRX para compuestos como silicato de calcio. Estos resultados sugerían que el Si difundido desde el sustrato de cuarzo desempeñaba un papel importante en la modificación de la morfología y cristalografía de las películas finas.
25
Análisis de polvos de HAm con aditivos introducidos
30
35
40
45
Los polvos preparados a partir del coloide de ecuación (1) combinados con aditivos selectivos muestran una composición de fosfato de calcio única después de sinterización a 1.000◦ C. Inicialmente se postularon varias acciones posibles del silicio como aditivo en este intervalo de temperatura como la modificación de las reacciones de conversión de HA en sus compuestos sucesores; la modificación de la estructura cristalográfica de HA y sus productos sucesores por sustitución de silicio; y los cambios morfológicos asociados con difusión superficial del aditivo o por cambios inducidos por el aditivo en las propiedades superficiales. Se evaluaron estas posibilidades por la creación de películas finas de cerámica, polvos y materiales en volumen en los que las condiciones de procesamiento o la presencia de aditivos cambiaron los productos finales. La base inicial para definir cambios de procedimiento y selección de aditivo se determinó según cálculos de termodinámica de equilibrio usando la base de datos y programando en la Facility for the Analysis of Chemical Thermodynamics (FACT) [23]. La Figura 8 muestra el diagrama de fases calculado esperado para el sistema Ca-P en función de temperatura inversa (K−1 ) y presión parcial de H2 O en la atmósfera de procesamiento térmico. El diagrama se aplica a un sistema químico cerrado y usa una gran base de datos de valores de la bibliografía para las energías libres de Gibbs de formación. Se calcula la o las fases más estables para una gran matriz de coordenadas que conduce a la colocación de los límites de fase. El HA se descompone en β-TCP a temperaturas inferiores a 1.100◦ C a una presión parcial baja de H2 O. Se forma α-TCP a temperaturas por encima de 1.100◦ C aproximadamente. Las predicciones son consistentes con datos cristalográficos de alta temperatura para cerámicas de HA [24, 25]. La reacción de descomposición, correspondiente a la línea diagonal más baja del diagrama, puede escribirse como la ecuación (2): 2Ca5 (OH)(PO4 )3 3Ca3 (PO4 )2 + CaO + H2 O
(2)
50
55
60
65
Como la conversión de HA en TCP produce la formación simultánea de CaO y liberación de H2 O, los cambios en la actividad de CaO y H2 O deben modificar la posición de los límites de fase. Las líneas diagonales superiores muestran el límite de fase cuando la actividad de CaO se hace progresivamente menor. Este efecto puede lograrse prácticamente por combinación química de CaO con otros compuestos como SiO2 . En presencia de sílice (SiO2 ), el compuesto resultante podría ser uno o más de varios silicatos de calcio. Los cálculos muestran que los límites de descomposición en el intervalo de temperatura de 800 a 1.100◦ C concuerdan aproximadamente si CaO tiene la actividad esperada cuando el CaO se combina con SiO2 del modo siguiente en la ecuación (3): CaO + SiO2 CaSiO3
(3)
El producto de conversión que contiene fósforo más estable es, sin embargo, β-TCP. Esto es consistente con la extendida observación del mineral whitlockita basado en HA dopado con magnesio como la forma natural de β-Ca3 (PO4 )2 [25]. Sobre la base de la información disponible en la base de datos FACT no es posible explicar la observación de una fase similar a α-TCP como un producto de conversión por debajo de 1.000◦ C además de suponer que β-TCP no está nucleado cuando se forma CaSiO3 y que Si-TCP se desarrolla como una forma alotrópica metaestable. 7
ES 2 274 563 T3 Puede observarse que, sobre la base de termodinámica clínica, cualquier reacción que cambie la actividad de CaO debería modificar el diagrama de fases. Óxidos como TiO2 sólo tienen un producto con CaO como en la ecuación (4): 5
CaO + TiO2 CaTiO2
(4)
y por tanto pueden ser más predecibles en su acción. Cálculos similares a los de Si mostraron que para una presión de agua parcial similar, el límite de fase para Ti estaba situado a una temperatura ligeramente inferior. 10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
65
La Figura 9 muestra que el patrón de DRX para un polvo preparado usando una concentración de aditivo de 1 mol de SiO2 a 1 mol de HAm es similar al obtenido para películas finas en cuarzo. Para esta muestra, el silicio se añadió como un ortosilicato de tetrapropilo en 2metoxietanol. El espectro se comparó con los archivos JCPDS y se concluyó que era una mezcla de HA y Si-TCP. Experimentos posteriores demostraron que la composición de fase era independiente de si el aditivo se introducía con 2-metoximetanol, 2,4-pentanodiona o sin soporte. La Figura 10 muestra la composición de fase de polvos sinterizados a 2.000◦ C durante una hora en función del contenido en silicio, según se determina por DRX. Las fases presentes cambian desde ser predominantemente HA a predominantemente un nuevo compuesto (Si-TCP) a una proporción molar relativa Si/HAm de aproximadamente 0,6. La conversión es ligeramente superior cuando se forman polvos en pellas de cerámica. Mientras el nivel específico de conversión depende de las condiciones de procesamiento, el intervalo típico Si-TCP:HA es de 20:80 a 80:20. Debido a la mayor relación señalruido y a un cambio más lineal del fondo en función de 2θ evidente en los espectros de DRX θ-2θ de los polvos, la precisión de determinación de la composición de fase en polvos aumenta. La saturación de aditivo es evidente a proporciones molares superiores a 1:1 que indican que el procedimiento restringe la integración de más silicio. La Figura 11(a) muestra que la morfología cristalina de una pella formada a partir de Si-HAm era similar a la observada en las películas finas en cuarzo. La cerámica comprende partículas redondeadas interconectadas de tamaño medio 0,2 a 1,0 µm con un alto grado de porosidad localizada. La variación de la preparación del compuesto permite la formación de un intervalo de estructuras microporosas compuesto por partículas de intervalo de tamaño 0,1 a 2,0 µm. La Figura 11(b) indica que los materiales Si-HAm muestran intensa evidencia de resorción osteoclástica similar a la que se produce en el hueso natural según se muestra en la Figura 11(c). El patrón de DRX para polvos preparados usando Ti como aditivo mostró también que se produce conversión por adición del Ti. Sin embargo, los resultados fueron más complejos, ya que la fase predominante de TCP formada fue βTCP (Figura 12) con el grado de conversión dependiente del soporte usado con el aditivo. Por otra parte, se produjo una potenciación del grado de conversión en pulverización y procesamiento del polvo para formar pellas de cerámica. Los resultados se resumen en la Figura 13. Las Figuras 13(a) y 13(b) muestran respectivamente los efectos de la adición de titanio sin soporte para polvos y pellas de cerámica. Sólo se produce una conversión sustancial en pellas que se formaron por pulverización, prensado y resinterización del polvo original. La adición de titanio es similar o incluso menos efectiva cuando se usa 2Me como soporte (Figuras 13(c) y 13(d)). La conversión sustancial a aproximadamente 0,5 mol de TiO2 por mol de HAm se produce en polvos sólo cuando se usa ACAC como soporte y, de nuevo, esta conversión se produce con más eficacia en las pellas repulverizadas, Figuras 13(e) y 13(f). Particularmente en las pellas de cerámica, la composición de fase muestra una fracción sustancial de β-TCP. La microestructura de pellas creadas a partir de polvos en los que el aditivo era Ti mostraron un tamaño de partícula de aproximadamente 0,3 µm. La interpretación más simple de las diferencias entre los efectos de aditivos de Si y Ti se basa en la observación de los efectos de precipitación de aditivos y los cambios observados en el grado de conversión después de pulverización del polvo y formación de la pella. En el caso de adiciones basadas en Si, el grado de precipitación era esencialmente independiente del soporte y en la formación en pellas de cerámica se produjeron cambios relativamente menores en el grado de conversión. En contraste, las adiciones de Ti fueron ineficaces cuando se produjo precipitación cuando se introdujo el aditivo en la suspensión coloidal de Ca-P (para sin soporte y 2Me). Las adiciones de Ti fueron eficaces cuando no se produjo la precipitación (para ACAC) y la conversión se hizo más intensa pulverizando el polvo para formar pellas y resinterizando. Esto sugiere que la conversión a partir de HA a TCP requiere contacto íntimo entre el aditivo y HA, posiblemente a través de funcionalización superficial de las partículas de HAm precipitadas en la suspensión coloidal por las especies de aditivo o adsorción de las especies de aditivo en la superficie de la partícula de HAm. Cuando el aditivo y HAm precipitan como especies separadas, la conversión se produce sólo con un entremezclado físico intenso y tratamiento térmico. Con fines comparativos, los materiales de referencia se prepararon por procesamiento térmico equivalente de polvos disponibles comercialmente (ver Tabla 1) en un intento de producir cerámica con una composición de fase y morfología superficial similares. Los polvos comerciales se procesaron como compuestos puros y en combinación con aditivos selectivos introducidos como polvos inorgánicos o como especies organometálicas en un soporte. Los resultados de DRX indican que la conversión de HA comercial (HAc) no tiene lugar, pero que la fase resultante primaria es β-TCP. La distribución de fase típica es el 73% de β-TCP, el 20% de α-TCP y el 7% de HA. Estos resultados son consistentes con la composición de fase predicha por termodinámica según se observa en las ecuaciones (2) y (3) y se ilustra en la Figura 8. De igual importancia es que la morfología superficial de la cerámica preparada a partir de estos polvos muestra una morfología escalonada o fracturada (Figura 14b) con apenas interconexión, y un tamaño de partícula de un orden de magnitud mayor que el observado en pellas de HAm de base coloidal (Figura 14a). La evidencia de una morfología microporosa se restringe a la región superficial de las partículas. Las pellas preparadas de esta forma no muestran indicio de resorción por osteoclastos. 8
ES 2 274 563 T3
5
10
15
20
25
30
35
La química de estado sólido de los polvos HAc con aditivos introducidos sugiere que el comportamiento de conversión en función de la temperatura, humedad y aditivo es consistente con las ecuaciones (2) a (4). En particular, si tiene lugar el mezclado físico del aditivo en los polvos HAc, se observa la fase de β-TCP predicha por la termodinámica química. En comparación, si se produce un mezclado íntimo de un aditivo de silicio sin precipitar y un coloide CaP, la fase resultante es Si-TCP. Esta fase no es consistente con las predicciones de termodinámica del equilibrio, pero está vinculada estrechamente con la presencia de Si en la retícula Ca-P. Para usar la base de datos FACT para predecir los límites de fase para transiciones a este compuesto de SkeliteTM , se requerirán nuevos valores para la energía libre de Gibbs. El origen del compuesto de SkeliteTM y la confirmación del mecanismo de formación se investigaron usando técnicas que evalúan la localización del aditivo en las estructuras de HA o TCP, en un intento por observar la presencia de los productos de reacción predichos por las ecuaciones (3) y (4). De modo significativo, en los espectros de DRX tomados en las composiciones de polvo de base coloidal o mezclado en las que el aditivo seleccionado era Si no había picos de silicato de calcio identificables. Esto sugiere que Si forma una fase dispersa o sustituida dentro de la retícula de fosfato. Autores anteriores [26, 27] han sugerido que el silicato de calcio y β-TCP forman una solución sólida miscible a altas temperaturas (> 1.350◦ C) en el intervalo de composición de interés. Los espectros de DRX comunicados en estos experimentos anteriores no se correspondían con los de α-TCP o SkeliteTM descritos actualmente, demostrando así la singularidad de este compuesto. En esta obra, cuando se mezcló físicamente CaSiO3 disponible comercialmente con polvos de HAc o β-TCP (Tabla 1) y a continuación se sinterizó durante 8 h en crisoles de alúmina en aire a 1.250◦ C, los resultados mostraron que CaSiO3 nuclea una fase cristalográfica consistente con el compuesto de SkeliteTM (Si-TCP) (Figura 15). El grado de conversión a SkeliteTM aumenta cuando se incrementa la temperatura de la reacción. A 1.250◦ C y más, dependiendo de la cantidad de Si presente, las mezclas de polvo muestran una tendencia creciente a formar un fundido, eliminando así la estructura microporosa. La comparación de tres picos principales en el espectro de DRX de SkeliteTM y α-TCP entre 2θCu = 30 y 2θCu = 31◦ , suponiendo una forma teórica de pico gaussiano con una anchura de 0,225◦ , muestra que existe un desplazamiento de aproximadamente 0,1◦ a 2θ inferior en Si-TCP (Figura 16) resultante de un aumento en los parámetros de la retícula. La presencia de este importante desplazamiento se confirmó a través del examen estrecho de la posición del pico de HA presente en los espectros de DRX. El pico de HA, 2θCu = 31,8◦ , estaba dentro de 0,01◦ de lo predicho por el archivo JCPDS, y con ello se aseguró la calibración precisa del instrumento. Se produciría un desplazamiento del pico en los ˚ para NC = 4) sustituye en sitios de P5+ (RI = 0,17 A ˚ espectros de DRX de α-TCP al 2θ inferior si Si4+ (RI = 0,26 A para NC = 4), aunque el efecto no sería importante, ya que la estructura de retícula está dominada por los poliedros de oxígeno del TCP. El hecho de que la reacción de sustitución se produzca a 1.000◦ C sólo para partículas coloidales en las que el Si está funcionalizado químicamente en la superficie sugiere que las cinéticas de la sustitución son muy lentas en el intervalo de temperatura bajas. Estudios de resonancia magnética nuclear
40
45
Se realizaron estudios de RMN de ángulo mágico en polvos de Si-HAm. Las comparaciones se realizaron con mezclas físicas simples de HAc, α- y β-TCP, CaSiO3 y SiO2 en proporciones similares a las fases presentes en los polvos de Si-HAm. Para Si-HAm, no pudieron observarse señales de Si en ningunas de las condiciones de medida. Se usó una comparación minuciosa con señales medidas en CaSiO3 y SiO2 amorfo para establecer el nivel mínimo de sensibilidad al que podían medirse los compuestos o estructuras locales. La Figura 17 compara espectros de RMN, promediados por señal en 120.000 pulsos, para Si-HAm con lo obtenido de una mezcla física simple de HAc y el 10% de partes iguales de CaSiO3 y SiO2 . La ausencia de toda señal de RMN en el Si-HAm indica que Si está altamente disperso en toda la estructura cristalográfica de HAm, de manera que no pudo identificarse una localización o compuesto claramente definibles.
50
Estudios de espectroscopia de infrarrojos
55
60
65
La Figura 18 compara espectros de infrarrojos de polvos sinterizados de (a) HAc, (b) HAm y (c) Si-HAm. El par de picos encontrados en los números de onda mínimos cercanos a 600 cm−1 indica la presencia de enlaces similares pero no idénticos. Los espectros para polvos de HAc y HAm (sin aditivos) eran, por lo demás, generalmente similares. La adición de silicio causa un estrechamiento sustancial del pico del tramo P-O y un desplazamiento en su posición de 1.048 a 1.065 cm−1 (Figura 19). Para evaluar estos cambios, se examinaron los espectros de IR de CaSiO3 , CaO, SiO2 y β-TCP comercial. El espectro de CaSiO3 muestra una serie de picos distintivos en 717, 563 y 434 cm−1 que no son aparentes en ningún otro de los espectros para polvos de Si-HAm. El espectro de CaO tiene una secuencia intensa de bandas por debajo de 463 cm−1 que tampoco se observa en el espectro de Si-HAm. El espectro de SiO2 muestra un pico muy intenso y bien resuelto en 1.104 cm−1 característico del enlace Si-O. Una interpretación de los espectros de Si-HAm es que la absorción del enlace Si-O se produce más en los números de onda inferiores que en el SiO2 puro. El desplazamiento aparente en el tramo P-O puede explicarse por el crecimiento de un pico Si-O. Es lógico que los picos Si-O y P-O se produzcan en posiciones similares, ya que el silicio y el fósforo están situados uno junto al otro en la tabla periódica y tienen radios iónicos similares. El hecho de que el pico de P-O parezca más desplazado indica la formación de un nuevo compuesto de silicio, SkeliteTM . 9
ES 2 274 563 T3
5
Un modelo estructural para la sustitución de silicio basado en el análisis de IR es una retícula cristalina de material de tipo TCP y tipo HA con dispersión molecular de silicio por toda la retícula. Esto es consistente con los resultados de RMN y DRX. El estrechamiento del pico P-O sugiere la existencia de una distribución menos extensa de tipos de enlaces P-O dentro de la estructura o un aumento en la cristalinidad en comparación con el HAm sin aditivos introducidos. El compuesto de SkeliteTM
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
65
Las correlaciones significativas con la bioactividad basada en células y la resistencia a la disolución a un pH fisiológico normal de 6,4 a 7,3 son la presencia del compuesto estabilizado de aditivo y la morfología microporosa. La morfología se tiene en cuenta mediante la sinterización de partículas de tamaño medio 0,2 a 1,0 µm. La presencia de una fase de Si-TCP que es esencialmente insoluble en medios biológicos a baja temperatura usando silicio como aditivo introducido es inesperada y se induce por la distribución de Si sustituido en toda la estructura. Considerando que la estructura subyacente de las partículas es la aglomeración de gránulos de intervalo de tamaño de aproximadamente 1 a 20 nm, la dispersión uniforme del aditivo de silicio y la funcionalización de la superficie de un gránulo individual se aseguran por permeación de sol de silicio en todo el aglomerado. El aspecto clave de esta investigación fue la determinación de que el silicio no induce una fase de α-TCP resultante de la descomposición de HA, sino que crea más bien una fase de Si-TCP, un nuevo compuesto de biomaterial, por sustitución de silicio en sitios de fósforo. El hecho de que el silicio induzca un compuesto de Si-TCP puede explicarse ahora a través de la cristalografía del sistema calcio-fosfato y de la química de defectos asociada con la sustitución de silicio en la retícula Ca-P. Los expertos en la materia comprenderán que como compuesto de la presente invención se comprenden también otros aditivos que tienen un radio iónico que es diferente al del silicio según se describe en el presente documento, pero que pueden sustituir aún en la retícula Ca-P. Por tanto, el compuesto no se restringe sólo a silicio como aditivo. Es importante observar que en estos estudios se ha seleccionado como término de referencia “radio iónico efectivo” [34]. Las especificaciones de radio iónico proporcionadas en el presente documento reflejan el radio iónico efectivo para números de coordinación de 4, 6 u 8. Es evidente para los expertos en la materia que, en la práctica de la presente invención, puede usarse también “radio iónico cristalino” y puede usarse así para definir especificaciones equivalentes para el compuesto y la fórmula del compuesto según se describe en el presente documento. En la Tabla 2 se proporciona un resumen del radio iónico efectivo y el radio iónico cristalino para varios elementos. ˚ para NC = 4) sugiere que Si4+ puede Cuando se sustituye Si en la retícula de HA, el radio iónico de Si4+ (RI = 0,26 A 5+ 3− ˚ entrar en sitios de P (RI = 0,17 A para NC = 4) dentro de los tetraedros de PO4 , aunque también puede incluirse en ˚ para NC = 6). La tensión de la retícula y el defecto de compensación serán significativamente sitios de Ca2+ (RI = 1,0 A diferentes en los dos casos y los efectos de covalencia modificarán sustancialmente el resultado. Una sustitución a baja temperatura de Si4+ en sitios de P5+ crea menos tensión y se adapta bien a la covalencia. La proporción de radios entre silicio y oxígeno es consistente con la requerida para la coordinación tetraédrica de silicio en una retícula de oxígeno. Dicha sustitución requiere la formación de un solo defecto cargado positivamente para compensación de carga. Un defecto evidente es un hueco de oxígeno por cada dos iones de silicio, aunque la energía requerida para desplazar los enlaces oxígeno-fósforo en un tetraedro de PO4 3− ya formado puede ser sustancial. Teóricamente, la sustitución de un ión con un radio iónico apropiado y una valencia de ≥ 3 en sitios de Ca2+ podría proporcionar también compensación de carga. Dichos elementos pueden incluir Ce, La, Sc, Y y Zr. Pueden estar presentes restricciones en el uso de elementos particulares debido a las aplicaciones particulares para uso como un biomaterial. En la formación del compuesto Si-TCP, el análisis de composición sugiere que la proporción Ca:P desciende desde aproximadamente 1,67 (HA) a 1,5 (TCP). Esto podría inducirse por (1) la eliminación de calcio de la retícula, o (2) la introducción de fósforo adicional o un elemento que sustituya al fósforo. Teóricamente podría producirse una reducción en el contenido en calcio de la retícula por la formación de silicato de calcio distribuido en la estructura. Sin embargo, no puede encontrarse evidencia de silicatos de calcio como compuesto bien definido ni en los resultados de RMN ni en los de IR. Así, debe darse una sustitución extensa de silicio que forme una multitud de sitios P-O sustituidos en la retícula. ˚ para NC = 4) impide probablemente su sustitución en sitios de En el caso de Ti4+ , el radio iónico de (RI = 0,42 A P5+ y, por tanto, debe entrar en el cristal en sitios intersticiales más generales dentro de la retícula. Como el titanio ha demostrado ser menos eficaz en la modificación de la estructura cristalina para crear un TCP estabilizado, esto sugiere que la nucleación de la fase Si-TCP está vinculada íntimamente con la sustitución de silicio en sitios de fósforo. En particular, siendo la fase observada en realidad un compuesto de Ca-P-Si con una estructura cristalográfica similar pero diferente a la de α-TCP en vez de α-TCP puro, resuelve conflictos respecto a la solubilidad reducida del nuevo compuesto y al diagrama de fases de descomposición predicho. La cristalografía del diagrama de fases de Ca-P se ha estudiado y se ha comparado de forma extensa [12] en apatitos [28], β-TCP [29, 30] y α-TCP [31]. Se han observado diferencias significativas entre las estructuras de α- y β-TCP [12, 31] y se han observado semejanzas igualmente significativas entre α-TCP, apatitos y compuestos de calcio-siliciofosfato a través de la estructura de glaserita [32]. Un componente primario de la retícula de fosfatos es la presencia de tetraedros PO4 3− , aunque estas estructuras pueden variar considerablemente en toda la retícula compleja. Por ejemplo, ˚ y los ángulos O-P-O varían desde 104,1 a 115,2◦ [31]. La en α-TCP las distancias P-O varían desde 1,516 a 1,568 A sustitución de un Si en dichos sitios implica una diversidad de entornos para dicho aditivo. 10
ES 2 274 563 T3
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
65
Según Elliott [33], el grupo espacial de HA tiene tres clases de simetría vertical o en columna. Son columnas de iones Ca2+ separados por una mitad del parámetro del eje c a lo largo de ejes triples que suponen las dos quintas partes de los iones de Ca2+ en la estructura. Estos iones reciben la designación Ca(1). Los iones Ca2+ están unidos entre sí por tetraedros PO4 en los que tres átomos de oxígeno proceden de una columna y el cuarto procede de una columna adyacente. El resultado es una red tridimensional de tetraedros PO4 con iones Ca2+ en la malla, y canales que contienen el calcio residual, Ca(2), e iones como OH− que configuran la estructura de HA. La estructura α-TCP comprende también columnas de iones Ca2+ y PO4 3− paralelas al eje c [28]. Las columnas son en realidad columnas anión-anión ..Ca Ca Ca Ca..... y columnas catión-anión ... PO4 Ca PO4 PO4 Ca PO4 Ca PO4 Ca PO4 ... en las que es un hueco [12]. La presencia de este hueco puede facilitar la creación de huecos O2− en los tetraedros PO4 3− vecinos requeridos para que den cabida a la sustitución de Si4+ en sitios de P5+ . Existen columnas análogas catión-anión en glaserita, K3 Na(SO4 )2 , con la salvedad de que el hueco está ocupado por un ión K+ . Existen estrechas semejanzas entre las estructuras de glaserita y apatito [26]. La estructura de apatito puede obtenerse de la de α-TCP por sustitución de columnas catión-catión en la esquina de la célula unidad de apatito por columnas de aniones (OH− o F− ). Las restantes columnas de cationes en α-TCP se convierte en iones Ca(l) columnares en apatito, mientras que los iones PO4 3− y Ca2+ que forman las columnas catión-anión en α-TCP tienen aproximadamente las mismas posiciones que los iones PO4 3− y Ca(2) en el apatito. En este análisis tiene importancia que la estructura de glaserita está relacionada con silico-carnotita Ca5 (PO4 )2 SiO4 [30] y α-Ca2 SiO4 [31]. Esto es consistente con el informe de que el sistema Ca2 SiO4 -Ca3 (PO4 )2 forma una serie continua de soluciones sólidas a temperaturas superiores basadas en la estructura de glaserita [27]. En contraste, no existen dichas semejanzas entre la estructura de HA y β-TCP. La estructura de β-TCP es una distorsión de la retícula principal, Ba3 (VO4 )2 , con capas perpendiculares al eje c. No existen relaciones columnares entre cationes en la estructura. Dado el tamaño del ión Ca2+ , existe una reducción en el número de tetraedros PO4 en la estructura en comparación con el de la retícula principal y una reducción en el número de unidades de fórmula dentro de la célula unidad hexagonal. Existen dos tipos de sitios de Ca en la célula unidad de β-TCP: los conocidos como Ca (5) están ocupados totalmente, mientras que un conjunto particular de sitios de cationes conocidos como Ca(4) están ˚ para NC = 6), el Mg se distribuye primero ocupados sólo en la mitad [12]. Al dopar TCP con Mg2+ (RI = 0,72 A aleatoriamente en los sitios Ca(4) y Ca(5), pero posteriormente sólo se sustituye en los sitios Ca(5). Como Mg2+ es ˚ para NC = 6) y la distorsión original de la estructura de Ba3 (VO4 )2 se produjo porque Ca2+ menor que Ca2+ (RI = 1,0 A ˚ para NC = 6), la estructura de β-TCP se estabiliza con la adición de Mg2+ para formar es menor que Ba2+ (RI = 1,35 A el mineral que aparece de forma natural, whitlockita [31]. De hecho, la adición de Mg a β-TCP a altas temperaturas tiende a estabilizar la estructura claramente dentro del intervalo de α-TCP. En el caso de la adición de un ión como Ti, ˚ para NC = 6) sugeriría que puede adaptarse también por sustitución el radio iónico ligeramente mayor (RI = 0,61 A en sitios de catión Ca(5) con resultados que son menos definidos que para Mg2+ . Como los defectos de compensación de carga son necesarios, la estabilización o creación de huecos de Ca2+ en sitios de Ca(4) serviría para este propósito. Por tanto, el Ti de sustitución debería estabilizar la fase β una vez formado TCP. Un rasgo del compuesto caracterizado en el presente documento es que la estructura de SkeliteTM sólo se consigue cuando se produce contacto íntimo entre el precipitado y el aditivo. Cuando se introduce silicio en polvos ya formados y activados a temperaturas relativamente bajas, la fase post-sinterizada resultante es predominantemente βTCP. En este caso, el silicio desempeña un papel similar al descrito para el titanio anteriormente y actúa simplemente reduciendo la actividad de CaO en la descomposición de HA en los términos de la ecuación (3). En el caso de polvos coloidales precipitados en estrecha asociación con un aditivo como silicio, la actividad superficial será alta y se formarán complejos altamente funcionalizados en la solución y en las interfaces de los gránulos precipitados. A través de sinterización, se establecerá una gama de tetraedros de PO4 3− y SiO4 4− junto con los huecos de oxígeno necesarios. En este caso, tendrá lugar la nucleación de la fase Si/P basada en glaserita. Mientras anteriormente esto se interpretaba como una forma de α-TCP, en realidad es un compuesto totalmente diferente con sus propios valores de solubilidad y bioactividad (Si-TCP). Así, la composición de fase cristalina, la morfología superficial y la morfología de volumen se originan a partir del estado aglomerado y químicamente activo en el que se precipita el material de partida, y el grado en el que este estado controla la localización en la que se sustituye el catión Si4+ . De nuevo, aunque el silicio haya sido el más extensamente estudiado y parezca ser el elemento sustituido preferido de la invención, es evidente para los expertos en la materia que cualquier aditivo que pueda entrar y distribuirse por toda la estructura cristalina de la retícula de fosfato de calcio y produzca el compuesto de la presente invención puede sustituirse por silicio. Por tanto, el presente compuesto no se limita sólo a silicio como elemento sustituido sino que puede incluir también otros elementos adecuados que tienen un radio iónico adecuado de aproximadamente 0,1 a 0,4 ˚ como, por ejemplo, boro. Se entiende también que en el compuesto de la presente invención pueden estar presentes A otros aditivos, además del silicio o boro. Dichos elementos pueden formar parte también de la retícula Ca-P en la que dichos elementos y/o la cantidad de oxígeno pueden actuar para equilibrar la compensación de carga para aditivos incorporados en el compuesto. Dichos aditivos pueden seleccionarse entre el grupo constituido por Ce, La, Sc, Y y Zr. Se entiende también por los expertos en la materia que el nuevo compuesto de la presente invención puede combinarse con un material de fosfato de calcio como hidroxiapatito de calcio, α-TCP, β-TCP, fosfato de octacalcio, fosfato de tetracalcio, fosfato de dicalcio, óxido de calcio y otros materiales similares. La combinación resultante puede estar como una mezcla física o como una solución sólida. Además, al compuesto de la presente invención pueden añadirse adicionalmente otros aditivos como polímeros o microfibras para aumentar la resistencia y la tenacidad mecánicas. El tamaño de partícula de estos aditivos puede seleccionarse de manera que el aditivo puede eliminarse a través de 11
ES 2 274 563 T3 fagocitosis por la acción de macrófagos. Los metales pueden estar presentes también en combinación con el presente compuesto para formar estructuras compuestas. Dichas estructuras pretenden estar comprendidas también en la presente invención. 5
En resumen, se ha creado y caracterizado específicamente un nuevo compuesto de biomaterial basado en fosfato de calcio. Este nuevo biomaterial muestra dos rasgos destacados: (1) Una composición única creada por la introducción de aditivos, como silicio, en el precipitado coloidal para formar por sinterización una fase de fosfato de calcio estabilizado que comprende el nuevo compuesto.
10
(2) Una morfología microporosa característica que procede de la aglomeración de partículas en el precipitado coloidal y la sinterización del material para producir una red de partículas interconectadas. 15
20
Se revela ahora a través de numerosas pruebas analíticas difíciles e interpretación de datos complejos que este compuesto de fosfato de calcio estabilizado es una nueva estructura de aditivo estabilizado referida como SkeliteTM que puede existir en combinación con HA, α-TCP, β-TCP u otras fases de fosfato de calcio adecuadas. Se ha caracterizado que este nuevo compuesto tiene la fórmula (Ca1−w Aw )i [(P1−x−y−z Bx Cy Dz Oj )]2 , en el que A se selecciona ˚ B, C y D se seleccionan enentre aquellos elementos que tienen un radio iónico de aproximadamente 0,4 a 1,1 A; ˚ tre aquellos elementos que tienen un radio iónico de aproximadamente 0,1 a 0,4 A; w es mayor o igual que cero pero menor que 1; x es mayor o igual que cero pero menor que 1; y es mayor o igual que cero pero menor que 1; z es mayor o igual que cero pero menor que 1; x + y + z es mayor que cero pero menor que 1; i es mayor o igual que 2 pero menor o igual que 4; y j es igual a 4 - δ, siendo δ mayor o igual que cero pero menor o igual que 1. Los términos w y δ pueden seleccionarse para proporcionar compensación de carga de los elementos presentes en el compuesto.
25
Una etapa importante de procesamiento implica el mezclado íntimo de silicio como un aditivo candidato con las partículas de la suspensión coloidal para asegurar la disponibilidad local de reactivos. En combinación con la semejanza de los radios iónicos del silicio y el fósforo, esto crea un entorno favorable para sustitución de silicio en sitios de fósforo en la retícula Ca-P y el desarrollo de la estructura de TCP estabilizada con silicio. 30
35
La singular composición no se produce en ausencia de mezclado íntimo, ya que el efecto de silicio añadido en estas circunstancias es sólo influir en la actividad de CaO como un producto de descomposición de HA. Análogamente, el uso de aditivos compuestos por iones más grandes, como titanio, no tiene cabida en la retícula en sitios de fósforo, excluyendo así el importante fenómeno de sustitución de fosfato. En ambos casos, el producto resultante es, predeciblemente, β-TCP. En vista de la capacidad de SkeliteTM para participar en el procedimiento de remodelación ósea natural, existen oportunidades importantes para el desarrollo de injertos óseos sintéticos y productos de reparación ósea que son, de hecho, bioactivos.
40
Aplicaciones de injerto óseo sintético
45
50
55
Un injerto óseo sintético que comprenda en la totalidad o en parte el nuevo compuesto de la presente invención tiene numerosas aplicaciones en la industria ortopédica. En particular, existen aplicaciones en los campos de reparación de traumatismos, fusión espinal, cirugía reconstructora, cirugía maxilofacial y cirugía dental. La regla de oro en la industria para tratar hueso traumatizado es un injerto óseo autólogo, referido comúnmente como un autoinjerto. Los trasplantes de autoinjertos implican un procedimiento quirúrgico en el que se toma hueso sano de una parte alternativa del esqueleto del paciente para reparar áreas de traumatismo esquelético. Sin embargo, los autoinjertos requieren procedimientos quirúrgicos dobles: uno para la extracción del injerto y un segundo para reimplantación en el sitio dañado. Esto hace el procedimiento muy caro y costoso en tiempo. Adicionalmente, no es infrecuente que los pacientes sufran posteriormente dolor crónico en el sitio de obtención del autoinjerto. Otra técnica de injerto óseo usada ampliamente es el uso de aloinjerto, un término que hace referencia a un injerto de tejido de otra persona o animal. En esta situación, se extrae hueso del donante y se implanta en el paciente. Los aloinjertos son propensos a varias consecuencias negativas. Por ejemplo, el uso de aloinjerto de un animal que no sea un ser humano conlleva posibilidades de infección entre especies y rechazo inmunológico. Incluso el aloinjerto de origen humano, que se usa más a menudo que el tejido animal, expone al receptor del implante a las posibilidades de rechazo y enfermedad.
60
El uso de SkeliteTM elimina el dolor y los costes asociados con el procedimiento de obtención de hueso requerido en trasplantes de autoinjerto. Por otra parte, como SkeliteTM se genera en un laboratorio y es completamente sintético, elimina la posibilidad de transmisión de infección y enfermedad, además de eliminar fuentes de rechazo inmunológico por el paciente. 65
SkeliteTM satisface la necesidad de un material de reconstrucción ósea versátil. Su capacidad para estimular inmediatamente el crecimiento local de hueso natural proporciona estabilidad y rápida integración, mientras que el procedimiento de remodelación ósea basado en células normales del cuerpo reabsorbe lentamente y sustituye el im12
ES 2 274 563 T3 plante con hueso natural. Esto elimina las preocupaciones sobre compatibilidad a largo plazo y durabilidad asociadas a tecnologías actuales de implante artificial. 5
10
15
Los productos formados con SkeliteTM implicarán diferentes configuraciones para abordar los requisitos de aplicaciones particulares. Por ejemplo, los productos basados en SkeliteTM pueden fabricarse como polvo fino o grueso, pellas, piezas conformadas en tres dimensiones, estructuras macroporosas, películas finas y recubrimientos. Además, estos productos podrían contener potencialmente un factor de crecimiento óseo integrado para acelerar la recuperación a corto plazo. El uso de SkeliteTM en una configuración macroporosa permite que la estructura porosa abierta actúe como andamiaje para la integración de nuevo tejido óseo. La estructura macroporosa se forma por el recubrimiento del compuesto sobre un polímero reticulado y posteriormente por eliminación del polímero a través de pirólisis. La estructura macroporosa comprende una construcción de célula abierta con huecos interconectados que tiene un tamaño de poro de 50 a 1.000 micrómetros aproximadamente. Debido a este diseño, SkeliteTM es el sustituto óseo ideal para implantación en sitios de defectos en los que se requieren medidas especiales para estimular nuevo crecimiento óseo para conectar áreas de pérdida importante de tejido debida a traumatismo o intervención quirúrgica. El solicitante ha identificado dos enfoques primarios para el uso clínico de dicho producto: implantación directa e ingeniería de tejidos. Implantación directa
20
El enfoque más sencillo es implantar directamente el andamiaje de SkeliteTM en la posición del traumatismo esquelético en la que las propiedades bioactivas del compuesto de biomaterial estimulan el mecanismo de reparación ósea natural en el cuerpo. Una vez completo el procedimiento inicial de curación, se sustituye progresivamente el andamiaje de SkeliteTM con hueso natural como parte del procedimiento de remodelación ordenada del cuerpo. 25
Son posibles versiones híbridas de productos basados en SkeliteTM en los que se incorporan factores de crecimiento óseo en el andamiaje como procedimiento posterior a la fabricación o en el momento de cirugía. La disponibilidad del factor de crecimiento en el sitio de reparación aumenta la velocidad de formación de hueso nuevo, mejorando así el tiempo de recuperación del paciente y reduciendo los costes globales de atención sanitaria. 30
Ingeniería de tejidos
35
40
45
El concepto que subyace a la aplicación de ingeniería de tejidos es extraer células óseas del esqueleto del paciente usando una técnica de aspiración de médula ósea establecida, y a continuación introducir cuidadosamente las células recogidas (siembra celular) en la estructura de células abiertas del andamiaje de SkeliteTM en una instalación de biotecnología estéril. A continuación se incuban las células y el andamiaje de manera que las células tengan la oportunidad de multiplicarse y empezar a llenar el andamiaje con nueva matriz mineralizada. Después de varias semanas, el implante biológico está preparado para su implantación de nuevo en el paciente. Este procedimiento de crecimiento óseo de biotecnología se denomina “ingeniería de tejidos”, y el procedimiento sirve para potenciar la capacidad de los cirujanos de reconstruir zonas del esqueleto gravemente comprometidas. Una vez integrado con éxito en el sitio de reparación, el implante de SkeliteTM se remodela posteriormente en hueso natural por la actividad permanente de las células óseas. Un refinamiento de este enfoque es extraer selectivamente y cultivar en cultivo celular sólo células precursoras especiales denominadas células madre mesenquimáticas (CMM). Para que estas células se mantengan sanas durante el procesamiento biológico, necesitan acoplarse a un soporte físico adecuado. Además, el rendimiento de las células se beneficia de la adición de factores de crecimiento óseo orgánicos. SkeliteTM es un soporte adecuado, ya que permite la integración de factores de crecimiento óseos y el acoplamiento de CMM especializadas. Además, después de la implantación y la recuperación del paciente, se remodela posteriormente el andamiaje de SkeliteTM en hueso natural.
50
El uso de SkeliteTM en aplicaciones de implantación directa o ingeniería de tejidos tiene importantes ventajas sobre el uso de material de injerto óseo de fuentes naturales, y en consecuencia los productos de SkeliteTM tienen el potencial de sustituir al procedimiento de autoinjerto como estrategia de tratamiento preferida del cirujano ortopédico. 55
Las ventajas clave de los productos implantables formados a partir del material de SkeliteTM son: - Estimula inmediatamente el crecimiento local natural del hueso en el sitio implantado, proporcionando así fácilmente estabilidad e integración total.
60
- Asegura la biocompatibilidad y la eficacia a largo plazo. - Actúa como un andamiaje bioactivo para su uso en aplicaciones avanzadas de ingeniería de tejidos.
65
- Elimina el coste y el dolor crónico asociado a los dobles procedimientos quirúrgicos requeridos en trasplantes de autoinjerto tradicionales. - Elimina los riesgos de rechazo inmunológico y transmisión de infección. 13
ES 2 274 563 T3 - Cumple las necesidades de diversas aplicaciones ortopédicas, ya que el producto está disponible en diferentes configuraciones. 5
- Permite el uso de factores de crecimiento que pueden aumentar aún más la velocidad de curación del hueso natural y la posterior remodelación. - Proporciona un medio para suministro de fármacos de liberación controlada.
10
- Desaparece naturalmente a través del procedimiento de remodelación ósea del cuerpo una vez completa la función terapéutica. Aplicación como soporte de fármacos
15
El biomaterial SkeliteTM puede usarse también para la incorporación de productos farmacéuticos seleccionados en el compuesto para posterior potenciación de los procedimientos de curación y remodelación ósea. A este respecto, pueden liberarse de forma predecible productos farmacéuticos que se hayan incorporado en los productos basados en SkeliteTM en el sitio de implantación y, con ello, estar disponibles para ayudar al procedimiento de regeneración ósea. El biomaterial SkeliteTM puede diseñarse también como un vehículo de liberación lenta para compuestos farmacéuticos apropiados.
20
25
Los candidatos primarios para incorporación en productos basados en SkeliteTM son factores de crecimiento óseo seleccionados. Estas proteínas se han identificado como críticamente importantes para cultivar y mantener tejido óseo sano. En particular, cuando se aplican en el sitio de hueso traumatizado, se potencia el crecimiento natural del hueso con una mejora correspondiente en la respuesta terapéutica global. Sin embargo, se requiere un sistema de soporte compatible para suministrar dichos productos biológicos terapéuticos en el sitio y garantizar la liberación local de concentraciones apropiadas del fármaco. Los estudios de implantes han demostrado que los productos formados a partir del biomaterial SkeliteTM son adecuados para su uso como soportes de fármacos. Los expertos en la materia comprenderán que en el compuesto de SkeliteTM pueden incorporarse también otros productos farmacéuticos como, por ejemplo, antibióticos que pudieran ayudar en el procedimiento de curación del hueso.
30
Aplicaciones de recubrimiento
35
40
A través de un procedimiento de aplicación de líquido, el material SkeliteTM puede recubrirse en los implantes ortopédicos y dentales para mejorar y promover fijación de hueso natural y para mejorar la estabilidad del implante a largo plazo. Dicho recubrimiento de aproximadamente 0,1 a 10 µm actúa en la interfaz con el propio tejido del paciente para promover crecimiento de hueso natural durante las semanas que siguen inmediatamente a la cirugía, y a continuación se sustituye progresivamente por la actividad permanente de las células óseas una vez completado el procedimiento inicial de curación. El resultado es una unión intensa entre el implante y el hueso del hospedador. Éste no es el caso de los recubrimientos de implantes convencionales de fosfato de calcio en los que el recubrimiento biológicamente inerte está sujeto a desprendimiento (deslaminación) mecánico del sustrato metálico, causando fallos potencialmente catastróficos del implante. Las ventajas clave de un recubrimiento de implante formado a partir de material SkeliteTM son:
45
- Promueve un rápido crecimiento óseo natural durante el periodo de recuperación y después se sustituye progresivamente a través del procedimiento de remodelación ordenada del cuerpo. - Elimina el recubrimiento como una fuente potencial de fallos a largo plazo y reduce el riesgo para el paciente de incurrir en una cirugía de revisión costosa y complicada.
50
- Reduce el tiempo de recuperación del paciente y los costes asociados de atención sanitaria. - Permite una unión intensa directamente entre el implante y el hueso natural del paciente. 55
- Implica un procedimiento de fabricación basado en un procedimiento de aplicación de líquido que permite una cobertura total del dispositivo, incluyendo geometrías superficiales complejas. Ejemplos
60
65
Los ejemplos se describen con fines de ilustración y no pretenden limitar el ámbito de la invención. Los ejemplos ejemplifican aspectos de la invención para proporcionar un compuesto de SkeliteTM que es una estructura de aditivo estabilizado que tiene características físicas únicas y es totalmente biocompatible con tejido óseo natural. Los procedimientos de química sintética y química orgánica referidos pero no descritos explícitamente en esta descripción y los ejemplos se comunican en la bibliografía científica y son bien conocidos para los expertos en la materia.
14
ES 2 274 563 T3 Ejemplo 1 Preparación de suspensión coloidal de Ca-P (Sol-Gel) 5
10
15
Se creó una solución de nitrato de calcio disolviendo 4,72 g de Ca(NO3 )2 en 80 ml de una solución de DDH2 O que contenía aproximadamente 3 ml de NH4 OH al 30%. Análogamente, se preparó una solución de fosfato de amonio disolviendo 1,38 g de NH4 H2 PO4 en 192 ml de una solución de DDH2 O que contenía aproximadamente 71 ml de NH4 OH al 30%. El pH de las soluciones finales era aproximadamente 11. Se añadió gota a gota la solución de fosfato de amonio en la solución de nitrato de calcio para formar un precipitado de fosfato de calcio. Al terminar la reacción, se envejecieron la solución y el precipitado durante un periodo de 24 horas. Después de envejecimiento, se centrifugaron 240 ml de la solución que contenía el precipitado durante 20 minutos a 500 rpm. Sin perturbar los sedimentos, se desecharon 180 ml de sobrenadante del frasco. A continuación se volvieron a suspender los sedimentos por rotación del frasco en un agitador orbital durante una hora. La suspensión coloidal de Ca-P resultante puede usarse en una diversidad de preparados adicionales. Ejemplo 3 Preparación de polvo de Ca-P sin aditivos introducidos
20
25
Siguiendo los procedimientos para la formación y envejecimiento de la suspensión coloidal del Ejemplo 1, se procesó el coloide hasta la fase de reducción de volumen por centrifugado. Se secó el precipitado durante aproximadamente 5 horas a 100◦ C y se sinterizó durante una hora en un crisol de alúmina abierto al aire a una temperatura de 1.000◦ C. Se formó un polvo fino a través de pulverización mecánica del material sinterizado en un mortero y maja motorizado (Retsch Modelo RM 100 EE.UU.). Ejemplo 4 Preparación de polvo de Ca-P con silicio como aditivo introducido
30
35
40
Siguiendo los procedimientos para la formación y envejecimiento de la suspensión coloidal del Ejemplo 1, se procesó el coloide hasta la fase de reducción del volumen por centrifugado. Para conservar las características de sol coloidal, se introdujo el aditivo de silicio como un precursor organometálico de sol-gel en un soporte orgánico. El precursor era ortosilicato de tetrapropilo (Si(OC3 H7 )4 o TPOS) u ortosilicato de tetraetilo (Si(OC2 H5 )4 o TEOS). La adición se realizó creando un sol usando un soporte precursor como 2-metoxietanol (CH3 OCH2 CH2 OH o 2Me) o 2,4pentanodiona (CH3 COCH2 COCH3 o ACAC). La acción del soporte era asegurar que el aditivo no precipitaba por adición a una solución acuosa que tenía un pH similar al de la suspensión coloidal de Ca-P. Esto aseguraba que el aditivo se mezclara uniformemente dentro del coloide para crear un único precipitado en vez de dos precipitados distintos. Se examinó el precipitado del aditivo en un experimento separado con soluciones acuosas. Para los compuestos de silicio, el precipitado era mínimo para 2Me, ACAC e incluso si no se empleaba soporte. Se secó el precipitado con silicio introducido durante aproximadamente 5 horas a 100◦ C y se sinterizó durante una hora en un crisol de alúmina abierto al aire a una temperatura de 1.000◦ C. Se formó un polvo fino a través de pulverización mecánica del material sinterizado en un mortero y maja motorizado (Retsch Modelo RM 100 EE.UU.). La presencia del aditivo en la cerámica sinterizada se verificó mediante análisis químico en húmedo.
45
Ejemplo 5 Preparación de polvo de Ca-P con titanio como aditivo introducido 50
55
60
Siguiendo los procedimientos para la formación y envejecimiento de la suspensión coloidal del Ejemplo 1, se procesó el coloide hasta la fase de reducción del volumen por centrifugado. Para conservar las características de sol coloidal, se introdujo el aditivo de titanio como un precursor organometálico de sol-gel en un soporte orgánico. El precursor era n-propóxido de titanio (Ti(OC3 H7 )4 ). La adición se realizó creando un sol usando un soporte de precursor como 2-metoxietanol (CH3 OCH2 CH2 OH o 2Me) o 2,4-pentanodiona (CH3 COCH2 COCH3 o ACAC). Se usó ACAC en particular por su fuerte acción quelante. Se examinó el precipitado del aditivo en un experimento separado con soluciones acuosas. Para n-propóxido de titanio, el precipitado del aditivo tuvo lugar para sin soporte y 2Me, pero no para ACAC. Se secó el precipitado con titanio introducido durante 5 horas aproximadamente a 100◦ C y se sinterizó durante una hora en un crisol de alúmina abierto en aire a una temperatura de 1.000◦ C. Se formó un polvo fino a través de pulverización mecánica del material sinterizado en un mortero y maja motorizado (Retsch Modelo RM 100 EE.UU.). La presencia del aditivo en la cerámica sinterizada se verificó mediante análisis químico en húmedo. Ejemplo 6 Preparación de pellas de cerámica
65
Se formaron pellas de cerámica a partir de polvo previamente sinterizado que se había preparado según los Ejemplos 3, 4 ó 5, usando una pequeña cantidad de la suspensión coloidal concentrada mezclada en el polvo sinterizado como agente aglutinante. Los polvos se presionaron uniaxialmente en pellas con una presión de 1 x 108 N/m2 (15.000 15
ES 2 274 563 T3 psi). Se sinterizaron las pellas finales durante una hora en aire a una temperatura de 1.000◦ C para crear componentes cerámicos con las características deseadas. Después de procesamiento térmico, la pella era aproximadamente de 1,5 g/cm3 , y la pella mostraba una microporosidad uniforme por toda la estructura. 5
Ejemplo 7 Preparación de estructuras macroporosas
10
15
20
Se tamizó polvo sinterizado que se había preparado según los Ejemplos 3, 4 ó 5 usando un agitador de tamiz motorizado (Retsch Modelo AS200 BASIC, EE.UU.). Se recogió polvo que tenía un tamaño de partícula de malla de -325 y posteriormente se suspendió en agua para formar una suspensión espesa. Se recubrieron completamente las superficies interiores y exteriores de una pieza preformada de espuma de poliuretano (reticulada) de célula abierta sumergiendo la espuma en la suspensión espesa. A continuación se dejaron secar los componentes recubiertos con solución espesa y posteriormente se sinterizaron a 1.000◦ C durante 1 hora. Durante el procesamiento térmico, se eliminó la espuma de la estructura a través de pirólisis. De modo importante, la forma del componente cerámico final reproduce la forma original de la espuma, incluyendo la estructura de célula abierta. En la preparación de estos componentes, se seleccionó la densidad de poro de la espuma para producir el tamaño de poro requerido en la cerámica. Los tamaños de poro típicos preparados estaban en el intervalo de 45 a 80 poros por pulgada (18 a 31 poros por cm). Se trató el recubrimiento de la espuma para asegurar una cobertura completa de la espuma sin obstruir las células. Se seleccionaron la duración y temperatura del procesamiento térmico para asegurar la pirólisis de la espuma y obtener las propiedades físicas deseadas de la estructura macroporosa resultante. Ejemplo 8
25
Preparación de soporte de fármacos con agente farmacéutico asociado
30
Dependiendo de los requisitos de la aplicación, se esterilizó el polvo del Ejemplo 4 o la estructura macroporosa del Ejemplo 7 usando óxido de etileno o una técnica de esterilización similar con dispositivo médico homologado. En una caperuza de flujo laminar, se preparó un volumen de fármaco líquido según los requisitos de dosificación. En el caso del agente BCSFTM (Bone Cell Stimulating Factor, factor de estimulación de células óseas), esto requería la adición de solución salina normal estéril (NaCl al 0,9%) a partes alícuotas almacenadas liofilizadas previamente del fármaco, a temperatura ambiente. Después de reconstitución, se mezcló el fármaco por agitación suave con el polvo o se dispensó lentamente sobre la superficie de la estructura macroporosa.
35
Reconociendo la avidez natural de la proteína del material biocerámico, se dejó un periodo de 5 minutos para la percolación del fármaco y la unión al polvo o a la estructura macroporosa. Después de este periodo, el preparado estaba listo para administración directa al paciente como dispositivo terapéutico o para uso como un andamiaje de ingeniería de tejidos. 40
En el caso de administración terapéutica del preparado basado en polvo, se inyectó un volumen predeterminado de la suspensión (polvo más agente farmacéutico acoplado) percutáneamente en el sitio esquelético deseado. 45
En el caso de administración terapéutica de estructuras macroporosas, se requirió intervención quirúrgica para implantar el dispositivo en sitios esqueléticos para efectuar la reparación ósea subsiguiente. Ejemplo 9 Materiales de referencia comerciales
50
Los materiales HA disponible comercialmente (HAc), α-TCP, β-TCP, silicato de calcio y sílice recogidos en la Tabla 1 (a continuación) se usaron como estándares de referencia para las técnicas analíticas realizadas en la evaluación de los materiales HAm y Si-HAm preparados internamente descritos en este estudio.
55
60
65
16
ES 2 274 563 T3 TABLA 1 Lista de materiales para muestras experimentales y estándares de referencia 5
10
15
20
25
30
35
40
45
Ejemplo 10 Técnicas analíticas
50
55
60
65
Se adquirieron espectros de difracción de rayos X (DRX) de películas finas usando una técnica de ángulo de reflexión (GA-DRX) con un ángulo de incidencia θ = 2◦ , mientras que los polvos se examinaron usando geometría convencional θ-2θ. La fuente fue un generador DRX de ánodo rotatorio Rigaku de 12 kW acoplado con un objetivo de Cr para una resolución de picos mejorada. La geometría de ángulo de reflexión redujo de modo significativo la contribución del sustrato. Por comodidad de comparación con otra bibliografía, todos los espectros se convirtieron en los esperados para un ánodo de Cu usando la siguiente relación: sen(θCu ) = (λCu /λCr )sen(θCr ), en la que λCu = 1,54056 ˚ y λCr = 2,28970 A. ˚ La composición de fase se determinó por comparación de los espectros adquiridos con picos A identificados en la base de datos del Joint Committee on Powder Diffraction Standards (JCPDS) de normalización [20]. De particular relevancia para este estudio son los espectros de DRX de HA (JCPDS #9-432), α-TCP (JCPDS #9345) y β-TCP (JCPDS #9-169). Después de la recogida de datos de DRX, se restó el ruido de fondo y se calcularon las intensidades integradas de picos distinguibles como HA, α-TCP o β-TCP. Estos valores se usaron a continuación para determinar la composición de fase porcentual (más o menos el 5%). Se realizaron microscopia óptica, microscopia de barrido electrónico (MEB, usando un JEOL JSM 840) y microscopia electrónica de transmisión (MET, usando un Philips CM20) para evaluar la morfología superficial y de volumen. Se llevó a cabo un análisis químico de las muestras mediante procedimientos químicos húmedos y análisis de activación de neutrones. Se aplicaron experimentos de resonancia magnética nuclear (RMN) en 29 Si usando un espectrómetro Bruker NMR CXP 200 MHz con giro de ángulo mágico usando una anchura de pulso de 5 ms y un retardo de pulso de 20 s. La espectroscopia de infrarrojos (IR) de polvos con uso de una técnica de pellas de KBr usó un espectrómetro BOMEM MB-120. Se pulverizaron y prensaron aproximadamente 2 mg de muestra y aproxi17
ES 2 274 563 T3 madamente 200 mg de KBr en una matriz de 6 mm de diámetro a 10 toneladas durante 1 minuto para producir discos uniformes para su análisis. 5
10
Se realizó un análisis de tamaños de partículas del coloide Ca-P en varias fases del procesamiento por observación de luz láser de He-Ne de 633 nm difundida en diversos ángulos. Se prepararon las muestras añadiendo 10 gotas de la solución precipitada a 4 ml de agua amoniacal (una parte de NH4 OH al 30% mezclada con cinco partes de agua) que tenía un pH mayor que 10. Los resultados de estas suspensiones eran reproducibles para muestras equivalentes y estables con el tiempo. Se ajustó el espectro de potencia de la luz difundida en un ángulo conocido según una distribución lorentziana y se analizó mediante procedimientos estándar usando una viscosidad de solución de 8,9 x 104 kg·m−1 ·s−1 y un índice de refracción de 1,3312 [21, 22]. Aunque en el presente documento se han descrito en detalle formas de realización preferidas, los expertos en la materia entienden que pueden realizarse variaciones en las mismas sin apartarse del ámbito de la invención según se define en las reivindicaciones adjuntas.
15
(Tabla pasa a página siguiente) 20
25
30
35
40
45
50
55
60
65
18
ES 2 274 563 T3 TABLA 2 Resumen de radio iónico efectivo y radio iónico cristalino para diversos elementos 5
Datos de: Shannon, R.D., Acta Cryst. (1976) A32, 751
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
65
19
ES 2 274 563 T3 Referencias 1. Davies, J., G. Shapiro y B. Lowenberg. Cells and Materials 3(3) 1993; pág. 245-56. 5
2. Gerhart, T., R. Miller, J. Kleshinski y W. Hayes. J Biomed Mater Res 22 1988; pág. 1071-82. 3. Kurashina, K., H. Kurita, M. Hirano, J. deBlieck, C. Klein y K. deGroot. Journal of Materials Science: Materials in Medicine 6 1995; pág. 340-7.
10
4. Tofe, A., G. Brewster y M. Bowerman. Characterization and Performance of Calcium Phosphate Coatings for Implants editado por E. Horowitz y J. Parr. Filadelfia: ASTM, pág. 9-15 (1994). 5. Tolman, D. y W. Laney. Mayo Clin Proc 68 1993; pág. 323-31.
15
6. Levitt, S., P. Crayton, E. Monroe y R. Condrate. J Biomed Mater Res 3 1969; pág. 683-5. 7. Kadiyala, S., N. Jaiswal, S. Bruder. Tissue Engin 3(2) 1997; pág. 173-84. 8. Conklin, J., C. Cotell, T. Bamett y D. Hansen. Mat Res Soc Symp Proc 414 1996; pág. 65-70.
20
9. Yamashita, K., T. Arashi, K. Kitagaki, S. Yamada y T. Umegaki. J Am Ceram Soc 77 1994; pág. 2401-7. 10. Biominerals editado por F. Driessens y R. Verbeeck. Boston: CRC Press (1990). 25
11. Brown, W., M. Mathew y M. Tung. Prog Cys Growth Charact 4 1981; pág. 59-87. 12. Elliott J. Structure and Chemistry of the Apatites and Other Calcium Orthophosphates Nueva York: Elsevier (1994).
30
13. Meyer, J. y B. Fowler. Inorg Chem 21 1997; pág. 3029-35. 14. Santos, R. y R. Clayton. American Mineralogist 80 1995; pág. 336-44. 15. Brown, P., N. Hocker y S. Hoyle. J Am Ceram Soc 74(8) 1991; pág. 1848-54.
35
16. Brown, P. y M. Fulmer. J Am Ceram Soc 74(5) 1991; pág. 934-40. 17. Ito, K., Y. Ooi. CRC Handbook of Bioactive Ceramics editado por T. Yamamuro, L. Hench y J. Wilson. Boca Raton, Florida: CRC Press, pág. 39-51 (1990). 40
18. Ohgushi, H., M. Okumura, S. Tamai, E. Shors y A. Caplan. J Biomed Mater Res 24 1990; pág. 1563-70. 19. LeGeros, R., G. Daculsi. CRC Handbook of Bioactive Ceramics editado por T. Yamamuro, L. Hench y J. Wilson. Boca Raton: CRC Press (1990). 45
20. JCPDS-International Centre for Diffraction Data and American Society for Testing and Materials. Powder Diffraction File (Inorganic and Organic). Swarthmore, Pa. JCPDS-Intemational Centre for Diffraction Data. 1991. 21. Clark, N., H. Lunacek y G. Benedek. Am J Phys 38(5) 1970; pág. 575-85. 50
22. Schumacher, R. Am J Phys 54(2) 1986; pág. 137-41. 23. Bale, C.W., A.D. Pelton, y W.T. Thompson. FACT Database [programa informático]. Contacto: W.T. Thompson, Chemical and Materials Engineering, Royal Military College, Kingston, Canadá, K7K 5LO (1997). 55
24. Welch, J. y W. Gutt. J Chem Soc 1961; pág. 4442-4. 25. Schroeder, L., B. Dickens y W. Brown. J Solid State Chem 22 1977; pág. 253-62. 60
26. Dickens, B. y W. Brown. Acta Cryst B28 1972; pág. 3056-65. 27. Nurse, R., J. Welch y W. Gutt. J Chem Soc 1959; pág. 1077-83. 28. Elliott, J. Nature Physical Science 230 1971; pág. 72.
65
29. Dickens, B., L. Schroeder y W. Brown. J Solid State Chem 10 1974; pág. 232-48. 30. Labarther, J., G. Bone y G. Montel. Ann Chim (París) 14ª Serie 8 1973; pág. 289-301. 20
ES 2 274 563 T3 31. Calvo, C. y R. Gopal. Am Miner 60 1975; pág. 120-33. 32. Mathew, M., W. Schroeder, B. Dickens y W. Brown. Acta Cryst B33 1977; pág. 1325-33. 5
33. Keller, L., P. Rey-FessIer. Characterization and Performance of Calcium Phosphate Coatings for Implants editado por E. Horowitz y J. Parr. Filadelfia: ASTM, pág. 54-62 (1994). 34. Shannon, R.D., Acta Cryst. A32., 751, (1976).
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
65
21
ES 2 274 563 T3 REIVINDICACIONES
5
1. Un compuesto de fosfato de tricalcio de biomaterial biorreabsorbible que comprende calcio, oxígeno y fósforo, en el que una parte de al menos uno de dichos elementos está sustituida por un elemento que tiene un radio iónico de ˚ aproximadamente 0,1 a 0,4 A. 2. Un compuesto de biomaterial según la reivindicación 1, en el que una parte del fósforo está sustituida por al ˚ menos un elemento que tiene un radio iónico de aproximadamente 0,1 a 0,4 A.
10
3. Un compuesto de biomaterial según la reivindicación 2, que comprende además un elemento adicional que tiene una carga efectiva para compensar cualquier desequilibrio de carga resultante de la sustitución parcial de fósforo. 4. Un compuesto de biomaterial según la reivindicación 1 ó 2, en el que dicho elemento es silicio. 15
5. Un compuesto de biomaterial según la reivindicación 1 ó 4, en el que dicho compuesto tiene una estructura microporosa. 20
6. Un compuesto de biomaterial según la reivindicación 5, en el que dicho compuesto se forma como una estructura macroporosa que comprende una construcción de célula abierta con huecos interconectados que tienen un tamaño de poro de aproximadamente 50 a 1.000 micrómetros. 7. Un compuesto de biomaterial según la reivindicación 6, en el que dicha estructura microporosa se forma recubriendo dicho compuesto sobre un polímero reticulado y eliminando posteriormente dicho polímero mediante pirólisis.
25
8. Un compuesto de biomaterial según la reivindicación 5, en el que dicho compuesto tiene una estructura nanoporosa. 30
9. Un compuesto de biomaterial según la reivindicación 1 ó 2, en el que dicho compuesto exhibe simetría pseudorrómbica monoclínica y está en el grupo espacial monoclínico p2l a. 10. Un compuesto de biomaterial según la reivindicación 1 ó 2, en el que dicho compuesto se reabsorbe por la actividad celular de osteoclastos y promueve la generación de nueva matriz ósea mineralizada por la actividad de osteoblastos.
35
11. Un compuesto de biomaterial según la reivindicación 10, en el que dicho compuesto se sustituye progresivamente por hueso natural in vivo. 40
12. Un compuesto de biomaterial según la reivindicación 10, en el que dicho compuesto es esencialmente insoluble en medios biológicos a pH fisiológico humano de 6,4 a 7,3. 13. Un compuesto de biomaterial según la reivindicación 1 ó 2, en el que la proporción atómica calcio-fósforo está en el intervalo de 1,5 a 1,67.
45
14. Un compuesto de biomaterial según la reivindicación 1, en el que dicho elemento es boro. 15. Una composición de biomaterial que comprende el compuesto como se reivindica en cualquiera de las reivindicaciones precedentes y que comprende además un material de calcio seleccionado entre hidroxiapatito de calcio, αTCP, β-TCP, fosfato de octacalcio, fosfato de tetracalcio, fosfato de dicalcio y óxido de calcio.
50
16. Una composición de biomaterial que comprende el compuesto de biomaterial como se reivindica en la reivindicación 15 y que comprende además colágeno. 55
17. Un compuesto de biomaterial que tiene la fórmula: (Ca)i {(P1−x−y−z Bx Cy Dz )Oj }2 en el que B, C y D se seleccio˚ nan entre aquellos elementos que tienen un radio iónico de aproximadamente 0,1 a 0,4 A; X es mayor o igual que cero pero menor que 1;
60
Y es mayor o igual que cero pero menor que 1; Z es mayor o igual que cero pero menor que 1; x + y + z es mayor que cero pero menor que 1; i es mayor o igual que 2 pero menor o igual que 4, y
65
j es igual a 4 - δ, en el que δ es mayor o igual que cero pero menor o igual que 1.
22
ES 2 274 563 T3 18. Un compuesto de biomaterial según la reivindicación 17, en el que δ se determina por compensación de carga de los elementos presentes en el compuesto. 19. Un compuesto de biomaterial según la reivindicación 17 ó 18, en el que B es silicio. 5
20. Un compuesto de biomaterial según la reivindicación 17 ó 18, en el que B es boro. 21. Un compuesto de biomaterial según la reivindicación 17, en el que dicho compuesto se selecciona entre el grupo consistente en Ca3 (P0,750 Si0,25 O3,875 )2 y Ca3 (P0,9375 Si0,0625 O3,96875 )2 . 10
22. Una composición de biomaterial que comprende el compuesto de biomaterial como se reivindica en cualquiera de las reivindicaciones 17 a 21 y que comprende además al menos un material de calcio seleccionado entre el grupo consistente en hidroxiapatito de calcio, α-TCP, β-TCP, fosfato de octacalcio, fosfato de tetracalcio, fosfato de dicalcio y óxido de calcio. 15
23. Una composición de biomaterial según la reivindicación 22, en la que B es silicio y en la que dicho compuesto está mezclado con hidroxiapatito de calcio en una proporción de aproximadamente 20:80 a 80:20. 20
24. Una composición de biomaterial según la reivindicación 22, en la que dicha composición comprende adicionalmente un aditivo para aumentar la tenacidad y resistencia mecánica de dicha composición de biomaterial. 25. Una composición de biomaterial según la reivindicación 22, en la que dicha composición existe como una mezcla física o una solución sólida.
25
26. Una composición según la reivindicación 22, en la que la composición existe como un polvo fino o grueso, pellas, piezas conformadas tridimensionales, estructuras macroporosas y recubrimientos. 27. Una composición según la reivindicación 22, en la que dicha composición se reabsorbe por la actividad celular de osteoclastos y promueve la generación de nueva matriz ósea mineralizada por la actividad de osteoblastos.
30
28. Una composición según la reivindicación 22, en la que dicha composición se usa como un soporte y comprende adicionalmente un agente farmacéutico. 35
29. Un compuesto según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 14 ó 17 a 21 o una composición según una cualquiera de las reivindicaciones 15 a 16 ó 22 a 28 para su uso como un medicamento. 30. El uso de un compuesto según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 14 ó 17 a 21, o una composición según una cualquiera de las reivindicaciones 15 a 16 ó 22 a 28 en la fabricación de un medicamento para tratar dolencias clínicas relacionadas con el hueso.
40
45
31. El uso de un compuesto según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 14 ó 17 a 21, o una composición según una cualquiera de las reivindicaciones 15 a 16 ó 22 a 28 en la fabricación de un medicamento para sustituir hueso natural en sitios de cirugía esquelética en hospedadores humanos y animales; o para reparar grandes espacios esqueléticos segmentales y fracturas no consolidadas que proceden de traumatismo o cirugía en hospedadores humanos y animales; o para ayudar a la unión de prótesis implantables en sitios esqueléticos y para mantener la estabilidad a largo plazo de dichas prótesis en hospedadores humanos y animales; o para proporcionar andamiaje de ingeniería de tejidos para sustitución ósea en hospedadores humanos y animales.
50
55
60
65
23
ES 2 274 563 T3
24
ES 2 274 563 T3
25
ES 2 274 563 T3
26
ES 2 274 563 T3
27
ES 2 274 563 T3
28
ES 2 274 563 T3
29
ES 2 274 563 T3
30
ES 2 274 563 T3
31
ES 2 274 563 T3
32
ES 2 274 563 T3
33
ES 2 274 563 T3
34
ES 2 274 563 T3
35
ES 2 274 563 T3
36
ES 2 274 563 T3
37
ES 2 274 563 T3
38
ES 2 274 563 T3
39
ES 2 274 563 T3
40
ES 2 274 563 T3
41
ES 2 274 563 T3
42