«свойства, структура, фазовый состав и закономерности формирования пористых наносистем на основе zrO 2»




Скачать 18,38 Kb.
Название«свойства, структура, фазовый состав и закономерности формирования пористых наносистем на основе zrO 2»
страница3/4
Дата04.02.2016
Размер18,38 Kb.
ТипАвтореферат
1   2   3   4
В третьей главе «Структура керамики, получаемой из высокодисперсного порошка ZrO2(Y2O3 представлены результаты исследований пористой структуры, фазового состава, тонкой кристаллической структуры керамики, полученной из нанокристаллического порошка ZrO2(Y2O3). Исследования показали, что относительно среднего размера зерна в структуре керамики присутствуют два вида пор - субмикропоры, размер которых на порядок меньше размера зерна, и микропоры – эквичастичные поры, размер которых соизмерим с размером зерна и размером частиц порошка.

Субмикропоры в исследуемой керамике расположены на стыках зёрен (данные о субмикропорах получены при РЭМ исследованиях керамики). Размер преимущественного количества этих пор находится в пределах диапазона 30 - 80 нм, но их средний размер уменьшается пропорционально увеличению размера зерна. Так при среднем размере зерна в керамике 0,4 мкм, средний размер зернограничных пор составил 70 нм, а при среднем размере зерна 0.65 мкм, средний размер субмикропор пор составил 55 нм. Количество пор на стыках зёрен в керамике заметно увеличивалось с уменьшением общего объёма порового пространства, т.е. при сокращении числа микропор и увеличении тем самым числа межзёренных контактов. Однако, даже при максимальном своём количестве субмикропоры сохранялись обособленными и их доля в общем объёме порового пространства не превышала долю микропор.

Микропоры по своему генезису в структуре исследуемой керамики являлись эквичастичными порами (не занятыми частицами местами), их размер соизмерим со средним размером зерна в керамике. Эти поры определяли характер пористой структуры в керамике. При общем объёме порового пространства менее 20%  5 форма этих пор близка к сферической, в структуре керамики они были либо обособлены, либо формировали обособленные кластеры (здесь и далее под «поровым кластером» понимается совокупность сообщающихся пор). Пористая структура керамики с пористостью в интервале 20%  5 <  < 50%  5 представлена и обособленными порами, и сообщающимися поровыми кластерами. В керамике при  > 50 % пористая структура представляла собой систему сообщающихся поровых кластеров. Распределения по размерам для микропор для всех обозначенных выше типов пористых структур унимодальны со смещением максимума влево.

В распределениях для керамики с изолированной пористостью максимум сформирован обособленными порами, размер которых не превышал 1,2 мкм. В керамике со смешанным типом пористости размер преимущественного количества пор находился в диапазоне 0,5 – 3 мкм. В распределениях пор по размерам для керамики со структурой с сообщающимися поровыми кластерами максимум сформирован ансамблями пор, размер которых составлял от 2 до 8 мкм. Средний размер микропор с увеличением объёма порового пространства изменяется немонотонно, зависимость с минимумом, рисунок 7. Наблюдаемое увеличение среднего размера эквичастичных пор при уменьшении объёма порового пространства в керамике явилось результатом коалесценции пор в процессе спекания.

С целью увеличения размера пор и объёма порового пространства в керамике использовались порообразователи, в качестве которых служили частицы органических легко выгорающих соединений и пористая моделирующая матрица из пенополиуретана.


Рисунок 7. Зависимость среднего размера микропор от объёма порового пространства в керамике (пористость  на графике приведена в долях).


После предварительного отжига порообразователей спекание керамики производилось при гомологической температуре =0,63, максимальная продолжительность изотермической выдержки составляла 10 часов.



Данные о среднем размере пор и объёме порового пространства в керамике из нанокристаллического порошка ZrO2(Y2O3), полученной с использованием порообразователей приведены в таблице 1.

Таблица 1. Характеристики пористой структуры в керамике, ZrO2(Y2O3), полученной с использованием порообразователей.

Вид порообразователя

Объёмная доля порообразователя в смеси с порошком ZrO2(Y2O3)

Пористость




Средний размер пор , мкм

(значения соответствуют максимальной и минимальной продолжительности изотермической выдержки)


субмикро

поры


микро

поры


макро

поры

частицы осколочной формы

(0,1< d >250, мкм)


10 %

20 %

30 %


0,3-0,35

0,4-0,45

0,5-0,55


0,065 – 0,055

0,07 – 0,055

0,07 – 0,055


5,7 – 5,2

11,6 – 10

19,7 – 19


101,7 – 98,9

133,3 – 128,2

193 – 189,5

стружка

(L  20003000, мкм,

размер в поперечнике

1000100)


10%


20%


0,3-0,35


0,4-0,45


0,07 – 0,055


0,07 – 0,06



4,7 – 4


5,5 – 5,2



724,9 – 720


910,8 – 903,9


моделирующая пористая матрица

(пенополиуретан)


 35%


0,75-0,8


0,08-0,075


4,8 – 4,6



1066 - 1000

Рентгенофазовые исследования керамики ZrO2(Y2O3) показали, что её фазовый состав представлен высокотемпературными тетрагональной t-ZrO2 и кубической c-ZrO2 модификациями диоксида циркония, и низкотемпературной моноклинной m-ZrO2 модификацией. При этом обнаружено, что при сохранении неизменным количества c-ZrO2 ( 5 %) соотношение количества t-ZrO2 и m-ZrO2 менялось при увеличении пористости в керамике, сокращалась доля высокотемпературной модификации. Интервалы пористости на зависимости количества t-ZrO2 от объёма порового пространства в керамике, рисунок 8, отличающиеся интенсивностью сокращения количества t-ZrO2, согласно результатам исследования характера пористости, соответствуют трём типам структур. Наиболее интенсивное уменьшение количества t-ZrO2 в керамике происходило в интервале объёма порового пространства, соответствующего структуре со смешанным типом пористости, когда с увеличением интегральной пористости увеличивалась протяжённость сообщающихся поровых кластеров. Согласно проведённым исследованиям, причиной сокращения количества тетрагональной фазы в керамике явилось превышение зёрнами t-ZrO2 критического размера Dкр.

Обнаружена корреляция между размером кристаллитов высокотемпературной тетрагональной модификации t-ZrO2 и объёмом порового пространства в керамике, рисунок 9, в которой проявляется влияние двух факторов – рост кристаллитов с уменьшением уровня сжимающих напряжений при уменьшении площади контактов между соседними зёрнами и появление напряжений, инициируемых тетрагонально-моноклинным превращением и дробящих кристаллиты тетрагональной фазы диоксида циркония. О наличии сжимающих контактных напряжений свидетельствует уменьшение межплоскостного расстояния d(111) тетрагональной фазы диоксида циркония с увеличением пористости, величина которых, согласно оценке в предположении упругой деформации, составила  200 МПа.





Рисунок 8. Количество тетрагональной фазы ZrO2 в зависимости от пористости в керамике.

Рисунок 9. Размер кристаллитов t-фазы ZrO2 в зависимости от пористости в керамике.

Методом «Box counting» измерена фрактальная размерность поверхности керамики ZrO2(Y2O3) с объёмом порового пространства в интервале от 10 до 60%, рисунок 10.



Согласно полученным данным, фрактальная размерность D пористой структуры увеличивается с появлением сообщающихся пор при слиянии обособленных пор и образованием поровых кластеров с разветвленными границами, но остаётся практически неизменной при сохранении в структуре керамики двух пористых систем – обособленных пор и сообщающихся поровых кластеров. Очевидно, при таком типе структуры увеличение объёма порового

Рисунок 10. Зависимость между фрактальной размерностью D и объёмом порового пространства в керамике ZrO2(Y2O3).

пространства происходит с изменением протяженности границ пор, но при сохранении их геометрической конфигурации. И, наконец, фрактальная

размерность пор уменьшается с увеличением объёма порового пространства при формировании непрерывной пористой структуры, вследствие чего границы пор становятся более гладкими и их изрезанность уменьшается.

В четвёртой главе «Деформационное поведение и механические свойства пористой нанокристаллической керамики ZrO2(Y2O3 приведены результаты исследований деформационного поведения и механических свойств при испытаниях на сжатие и трёхточечный изгиб пористой керамики, полученной из нанокристаллического порошка ZrO2(Y2O3).

Сопоставление - диаграмм, полученных при испытаниях на сжатие керамики с микропористостью, показало, что их вид зависит от объёма порового пространства. Деформационные диаграммы керамики с пористостью менее  20% линейны с незначительным отклонением от линейности на вершине, рисунок 11 (а), обусловленным диссипацией энергии распространяющейся трещины на тетрагонально-моноклинное превращение в ZrO2, реализующееся во фронтальной зоне трещины. Диаграммы деформирования керамики ZrO2(Y2O3) с пористостью выше 20% отличались более сложным видом и в большинстве случаев имели нисходящую ветвь с постепенным уменьшением напряжения в образцах. На восходящих ветвях этих диаграмм линейные участки чередовались с участками резкого падения напряжения и, кроме того, они имели не характерный для диаграмм деформирования консолидированных непластичных материалов прогиб вниз, рисунок 11 (б-г).

Аналогичный характер деформационных диаграмм, но с большей величиной прогиба вниз восходящей ветви, наблюдался и для керамики ZrO2(Y2O3), полученной с использованием порообразующих добавок, рисунок 12.

Число вертикальных участков резкого падения напряжения и глубина прогиба деформационных диаграмм возрастали с увеличением пористости в керамике. Чередование на кривых нагружения линейных участков, соответствующих упругому деформированию, с участками резкого падения напряжения свидетельствует о постепенном накоплении микроповреждений пористой керамикой в процессе деформирования. Инициируя процесс разрушения, пористость ограничивает развитие трещин, вследствие чего повреждения имеют локальный характер и материал в целом не утрачивает способности к дальнейшему деформированию.





Рисунок 11. Диаграммы деформирования при сжатии керамики ZrO2(Y2O3) со средним размером пор, соизмеримым с размером зерна. Кривые нагружения характерны для керамики с пористостью: а) от 2 до 15%, б) от 20 до 30%, в) от 30 до 50%, г) более 50%.


Рисунок 12. Диаграммы деформирования при сжатии керамики, полученной из высокодисперсного порошка ZrO2(Y2O3) при использовании порообразователя в виде частиц с размером 0,1-250 мкм. Диаграммы получены при испытании образцов, спечённых при  = 0,63 в течение:

а) 5 часов ( = 20 %, = 98,7 мкм), б) 3 часов ( = 23 %, = 99,7 мкм), в) 1 часа ( = 25%, = 100,5 мкм).

При перестройке в двойных логарифмических координатах деформационные диаграммы, регистрируемые при сжатии керамики ZrO2(Y2O3) с пористостью менее 25%, преобразовались в прямую линию. Показатель степенной функции =Kn для этих диаграмм имеет значения, близкие к единице (n=0.93 ÷ 0.98), поведение под нагрузкой этой керамики близко к линейно-упругому. Деформационные диаграммы керамики с пористостью более 25 % в результате логарифмирования преобразовались в ломаные линии, состоящие из нескольких линейных отрезков с разным наклоном к оси абсцисс. При этом на каждой из логарифмированных кривых нагружения присутствовали отрезки, для которых n1 и n1. С увеличением интегральной пористости в керамике наблюдалась тенденция к увеличению n для всех отрезков логарифмированных диаграмм деформирования. Характер зависимости показателя параболичности n от объёма порового пространства, рисунок 13, для диаграмм деформирования керамики, полученной из нанокристаллического порошка ZrO2(Y2O3), даёт основания утверждать, что существует критическое значение пористости, при котором деформационное поведение материала принципиально изменяется – появляется показатель степенной функции n со значением, превышающим единицу, материал фактически разделяется на две подсистемы, по-разному деформирующиеся под действием внешнего нагружения. Фиксируемые изменения в характере деформирования керамики связаны с качественным изменением пористой структуры. При пористости в керамике более 25% вклад в интегральную пористость сообщающихся пор начинает превалировать над вкладом изолированных пор.


Рисунок 13. Величина показателя степени уравнения =Kn для диаграмм деформирования нанокристаллической керамики ZrO2(Y2O3) в зависимости от объёма порового пространства (n1 – показатель степени уравнения деформирования первых участков логарифмированных кривых нагружения, n2 – усреднённое значение показателя степени для всех участков, кроме первого).



Учитывая, что керамика ZrO2(Y2O3) с пористостью более 25% имеет каркасную структуру, составленную линейными цепочками нанокристаллических зёрен с высокой прочностью связи на границах, в качестве причин обратного прогиба деформационных диаграмм (n>1) рассматривались, во-первых, перемещение локальных объёмов материала в поровое пространство под действием нагрузки и, во-вторых, проявление нелинейной упругости стержневыми элементами, подобно продольно нагруженным стержням в механике. Как показали детальные исследования поверхности деформируемых образцов керамики с сообщающейся пористостью, на участке прогиба деформационных диаграмм в нагружаемых образцах разрушение материала и перемещение локальных объёмов в поровое пространство не происходит. Кроме того, на участке прогиба деформационные диаграммы полностью обратимы по деформации, что также свидетельствует об отсутствии разрушения в нагружаемых образцах.

Произведённый в работе анализ деформационного отклика на прилагаемую нагрузку стержневых элементов, составляющих структуру керамического каркаса, с позиций механики сплошной среды показал возможность их деформации с потерей механической устойчивости без разрушения. Рассмотрев стержень, состоящий из n частиц диаметром D, спекшихся по площадкам диаметром d, получено условие прочности и определены области значений отношения D/d (для деформации Δε = 1%), в которых материал деформируется без разрушения, но с потерей устойчивости, и разрушением. Семейство таких кривых, делящих плоскость на указанные выше области для разных значений Z, представлено на рисунке 14, где область значений «D/d – n», при которых материал не разрушается, находится выше кривых, а область, где материал разрушается, - ниже.


Рисунок 14. Зависимости D/d от числа частиц в цепочке при различном числе зёрен в стержневых элементах керамического каркаса.


В соответствии с этими оценками даже при потере устойчивости малозвенных (n=2,3,4….) стержневых структур, при достаточно малых D/d, возможна их значительная



макродеформация как структурных элементов, осуществляемая в упругой области.

Исследования механических свойств пористой нанокристаллической керамики ZrO2(Y2O3) показали, что в интервале объёма порового пространства от 5 до 70% предел прочности и модуль упругости изменяются по закону, близкому к экспоненциальному (для аппроксимации данных по прочности и эффективному модулю упругости использована зависимость вида М=Мкe-b, где Мк – свойство беспористой керамики, b – константа, учитывающая структуру керамики), рисунки 15, 16.





Рисунок 15. Влияние пористости на предел прочности при сжатии керамики ZrO2(Y2O3). Зависимости соответствуют: а) керамике, полученной без использования порообразующих добавок; б) керамике, полученной методом порообразующих добавок.

Рисунок 16. Зависимость эффективного модуля упругости керамики ZrO2(Y2O3) от объёма порового пространства.

Независимо от объёма порового пространства в керамике ZrO2(Y2O3) на поверхности разрушения регистрировалось приращение количества моноклинной фазы диоксида циркония, что является доказательством реализации трансформационного упрочнения. Оценка количества моноклинной фазы диоксида циркония, образовавшейся в образцах керамики при нагружении, показала, что доля превращённой моноклинной фазы составляет от 15 до 20%.

Методами спекл-интерферометрии и оптической регистрации исследовались изменения, происходящие при нагружении сжатием на поверхности пористой керамики ZrO2(Y2O3). В качестве критериев эволюции структуры керамики принимались продольная , поперечная , сдвиговая и поворотная компоненты тензора дисторсии , и интенсивность деформации сдвига , которые определялись методом численного дифференцирования векторов смещения по координатам х и y во всех точках наблюдаемой поверхности.

Распределения компонент локальных деформаций и на регистрируемой поверхности керамики ZrO2(Y2O3) с пористостью  10%, полученных методом спекл-интерферометрии, свидетельствовали, что деформация с самого начала нагружения распределена по объему нагружаемого образца весьма неоднородно с локализацией в зонах, вытянутых вдоль оси сжатия x, в то время как другие объемы при этом же приросте деформации практически не деформировались, рисунок 17. При дальнейшем нагружении наблюдаемые на спекл-фотографиях зоны локализованной деформации эволюционировали сложным образом. В очагах локализованной деформации перераспределились таким образом, что высота локальных максимумов постепенно увеличивалась, в то время как прирост деформации в остальных зонах оставался неизменным, либо несколько уменьшался. В интервале общей деформации образца 104    102 наблюдалась устойчивая тенденция к слиянию очагов локализованной деформации в одной точке.






Рисунок 17. Изолинии компоненты в образце керамики ZrO2(Y2O3) с пористостью 0,1 при увеличении общей деформации от 9103 до 9.9103 (штриховой линией показана траектория откола образца).

Рисунок 18. Положение максимумов X локальных деформаций на средней линии образца в зависимости от времени деформирования t ; * - полюс разрушения

На графике в координатах «положение очага Х – время деформирования t», рисунок 18, видно, что на данном этапе деформирования движение очагов локализованной деформации синхронизировалось таким образом, что прямые при экстраполяции пересеклись в одной точке, пространственная Xf и временная tf координаты которой соответствовали месту и моменту разрушения материала.Сопоставление зависимостей продольной компоненты тензора дисторсии xx и интенсивности деформации сдвига  от продолжительности деформирования керамики ZrO2(Y2O3), полученных численным дифференцированием полей векторов смещений, регистрируемых по оптическим изображениям поверхности нагружаемых образцов, с диаграммой деформирования показало соответствие «мезо»-масштабных параметров структуры с «макро»-характеристиками, рисунок 19.

Первый участок на зависимости xx- соответствует участку диаграммы до появления первых микроповреждений в образце, на втором участке интенсивное увеличение xx вызвано смещением локальных объёмов материала, предшествующих катастрофическому его разрушению, а третий участок соответствует непосредственно разрушению образца. С появлением микроповреждений в образце значительно увеличилась скорость прироста интенсивности деформации сдвига .



а) б)

в)



Рисунок 19. Зависимости продольной компоненты тензора дисторсии xx (а) и интенсивности деформации сдвига  (б) от продолжительности деформирования и диаграмма деформирования (в) образца керамики ZrO2(Y2O3) с пористостью 40%.

Характер зависимостей величин продольной компоненты тензора дисторсии и интенсивности деформации сдвига от продолжительности деформирования указывает на существование корреляции между усреднённой величиной макронапряжений в образце и измеренными локальными параметрами распределения деформаций.На рисунке 20 приведена зависимость величины макронапряжений от интенсивности усреднённого напряжения  в материале деформации сдвига -. Величина зависит от роста интенсивности деформации сдвига, при этом области равномерного накопления деформации сдвига чередуются со скачкообразными



участками, свидетельствующими сначала о локальном, а затем макроразрушении нагружаемого образца керамики.


Рисунок 20. Зависимость напряжения от нормированной величины интенсивности деформации сдвига. Стрелками указаны моменты разрушения.

В пятой главе «Керамические композиционные материалы на основе нанокристаллического ZrO2(Y2O3) и поликристаллических металлических волокон» представлены результаты исследований структуры и свойств композиционных материалов, полученных на основе нанокристаллического порошка ZrO2(Y2O3) и поликристаллических волокон технической меди (марки М1), сплава никель – хром марки Х20Н80 и интерметаллического соединения TiNi эквиатомного состава (Ni – 50.5-50.8%, C - 0.02%, N – 0.05%, O – 0.03%, H – 0.1%, Ti - остальное). Объёмная доля Vf металлических волокон в композитах составляла 10, 15 и 20%. Композиционные материалы ZrO2 - Me получены методом горячего прессования (ГП) при температурах 1200, 1300 К с продолжительностью выдержки 30 мин под давлением 2 т/мм2. Спекание под давлением композиционных материалов позволило снизить температуру спекания и, тем самым, избежать оплавления металлических волокон.

Исследования границы раздела между керамической матрицей и волокном посредством рентгеноструктурного анализа и растровой электронной микроскопии не выявило каких-либо изменений в структуре волокна или матрицы, свидетельствующих о химико-реакционном взаимодействии между ними или об их взаимном растворении в композитах ZrO2-Cu и ZrO2-никель-хром. В композиционном материале ZrO2 – TiNi между керамикой и интерметаллидом происходило химико-реакционное взаимодействие с образованием переходной зоны, состоящей из сложных оксидов Ti4Ni2O, Ni4ZrO.

Характер деформационных диаграмм полученных композитов свидетельствовал, что, в отличие от катастрофического разрушения однофазной керамики, композиты даже при малой объёмной доле (Vf) армирующих волокон с разрушением керамической матрицы сохраняли несущую способность, о чем свидетельствует присутствие на диаграммах нисходящей ветви, принимающей более сложный вид с увеличением вклада волокон в деформационное поведение композитов.

Сопоставление - диаграмм композиционных материалов ZrO2 – Me показало, что их деформационное поведение определялось не столько химической природой волокна, сколько его объёмной долей в керамической матрице. Разрушение композитов ZrO2 – Me с объёмной долей волокна Vf – 10% при испытаниях на трёхточечный изгиб происходило с разрушением керамической матрицы.

Композиты с Vf – 15 и 20 % испытывали



множественное разрушение, при катастрофическом разрушении матрицы волокно продолжало сопротивляться возрастающей нагрузке, что сопровождалось значительным

Рисунок 21 Влияние объёмной доли волокон в композитах на прочность при изгибе, зависимости соответствуют композитам: 1 – ZrO2-TiNi; 2 - ZrO2-NiCr; 3 - ZrO2-Cu.

увеличением прочности материалов, рисунок 21. О множественном разрушении композиционных материалов с объёмной долей волокна Vf – 15% и 20% свидетельствует присутствие на деформационных диаграммах «пилообразных» участков с резким падением напряжения, на которых угол наклона к оси абсцисс восходящих отрезков уменьшается по мере увеличения деформации композитов.

В шестой главе «Биокомпозиты на основе нанокристаллического ZrO2(Y2O3 представлены результаты по получению, исследованию структуры и свойств композиционных материалов на основе нанокристаллического диоксида циркония ZrO2(Y2O3) и биоактивных компонентов – гидроксиапатита и поли-3-оксибутирата, предназначенных для реконструкции и замещения утраченных участков костной ткани.

Композиционные материалы ZrO2 – гидроксиапатит (ГАП) получены методом горячего прессования при температуре 1620 К, с продолжительностью изотермической выдержки 10 мин под давлением 2 т/мм2. В качестве исходных компонентов использовались нанокристаллический порошок ZrO2(Y2O3) и порошок гидроксиапатита (ГАП) животного происхождения. Количество ГАП в композитах составляло ГАП 10, 30, 50, 70 и 90 вес. %.

На рентгенограммах композиционных материалов присутствовали рефлексы высокотемпературной тетрагональной модификации t-ZrO2, низкотемпературной моноклинной модификации m-ZrO2 (не более 5 % относительно t-ZrO2), гидроксиапатита Ca5(PO4)3(OH) и слабые отражения Ca3(PO4)2. Определённые по уширению рентгеновских рефлексов средний размер кристаллитов t-ZrO2 составил 20 нм, а средний размер кристаллитов гидроксиапатита 70 нм.

Основная доля порового пространства в композитах сосредоточена во включениях гидроксиапатита - это поры, находящиеся непосредственно в частицах ГАП, и поры на их границах, рисунок 22 . В соответствии с этим, увеличение доли гидроксиапатита в композиционных материалах сопровождалось увеличением в них объёма порового пространства и среднего размера пор. Согласно проведённым измерениям, средний размер пор в композиционном материале с минимальным количеством гидроксиапатита 10 % вес. составил 25 мкм (при общей пористости 25 %), в композите с содержанием гидроксиапатита 90% средний размер пор составил 40 мкм (при общей пористости 50 %).

Механические испытания на трёхточечный изгиб композитов ZrO2 – гидроксиапатит показали, что увеличение в них доли ГАП сопровождается снижением прочности, рисунок 23. Однако композиционные материалы, даже при малом содержании в них ZrO2(Y2O3), существенно превосходят прочность самого гидроксиапатита.




( ___ 5 мкм)



Рисунок 22. Структура композита ZrO2 – 30 % вес. ГАП (РЭМ).

Рисунок 23. Прочность композитов ZrO2 – ГАП при трёхточечном изгибе.

Композиционные материалы ZrO2 - поли-3-оксибутират получены инфильтрацией раствора поли-3-оксибутирата (1%, молекулярная масса ПГБ = 450 кДа) в керамику ZrO2(Y2O3), с последующим высушиванием в вакууме в течение 12 часов. Пропитке подвергалась керамика с пористостью 40 % и средним размером пор 1,5 мкм, и с пористостью 75% и средним размером пор 1050 мкм. Создание композитов на основе биосовместимых и биорезорбируемых полимеров с биосовместимыми неорганическими материалами является новым и активно развивающимся направлением разработки новых медицинских материалов для остеосинтеза и регенерации костной и хрящевой ткани, поскольку такие материалы являются моделью костной ткани, также состоящей из органического и неорганического компонентов. Низкая тканевая реакция на ПГБ связана с тем, что ПГБ бактериального происхождения является природным полимером и, более того, присутствует в низкомолекулярном виде и в тканях млекопитающих

Исследования структуры образцов биокомпозитов ZrO2 - поли-3-оксибутират показали, что как для керамики с макропористостью, так и для керамики с микропористостью, полимер не заполнил поровое пространство, а образовал тонкую плёнку по всему объёму образцов. Согласно измерениям, толщина полимерной плёнки в среднем составила 0,09 мкм.

Важным обстоятельством является то, что керамика сохранила способность к заполнению жидкостью после инфильтрации полимера. Разница в объёме жидкости, заполнившей образцы ZrO2 без полимера и с полимером, к 24 часам пребывания в растворе не превышала 5 %, рисунок 24.

а)

б)

Рисунок 24. Кинетические зависимости насыщения физиологическим раствором для керамики ZrO2(Y2O3) (1) и композитов ZrO2(Y2O3) – ПГБ с микропористостью; б) керамики ZrO2(Y2O3) (1) и композитов ZrO2(Y2O3) – ПГБ с макропористостью (2).

При 1 часе и 24 часах культивирования клеток костного мозга белых крыс во взвеси нанокристаллического порошка ZrO2(Y2O3) в стерильном растворе хлорида натрия жизнеспособность клеток костного мозга крыс не отличалась от контроля (среды культивирования), рисунок 25. При 1-часовом культивировании образцов керамики ZrO2(Y2O3), жизнеспособность клеток костного мозга крыс составила 90-100 %, рисунок 26.






Рисунок 25. Жизнеспособность клеток костного мозга крыс в экстракте высокодисперсного порошка ZrO2(Y2O3) в стерильном растворе хлорида натрия (контрольный образец – среда культивирования).

Рисунок 26. Жизнеспособность клеток костного мозга крыс в нанокристаллической керамике ZrO2(Y2O3) в зависимости от объёма порового пространства.

1   2   3   4

Похожие:

«свойства, структура, фазовый состав и закономерности формирования пористых наносистем на основе zrO 2» iconСогласно паспорту специальности 08. 00. 01 программа кандидатского экзамена состоит из четырех обязательных разделов: общей экономической теории политическая
Структура и закономерности развития экономических отношений. Производительные силы: структура, закономерности и формы развития. Мотивация...
«свойства, структура, фазовый состав и закономерности формирования пористых наносистем на основе zrO 2» iconПрограмма-минимум кандидатского экзамена по специальности 05. 13. 01
Выделение системы из среды, определение системы. Системы и закономерности их функционирования и развития. Управляемость, достижимость,...
«свойства, структура, фазовый состав и закономерности формирования пористых наносистем на основе zrO 2» iconМатериал методики проведения исследований
...
«свойства, структура, фазовый состав и закономерности формирования пористых наносистем на основе zrO 2» iconСостав и структура белков
Среди органических соединений, входящих в состав живой материи, важную роль играют белки
«свойства, структура, фазовый состав и закономерности формирования пористых наносистем на основе zrO 2» iconГабриелян О. С. Химия 10 класс. Базовый уровень. Учебник для общеобразовательных учреждений
О. С. Габриеляна, 2010, и государственного образовательного стандарта.(в основе умк лежат принципы развивающего и воспитывающего...
«свойства, структура, фазовый состав и закономерности формирования пористых наносистем на основе zrO 2» iconФизика Магистерская программа 011200 07. 68 – "Физика наносистем и наноэлектроника"
Области профессиональной деятельности: являются все виды наблюдающихся в природе физических явлений, процессов и структур, в том...
«свойства, структура, фазовый состав и закономерности формирования пористых наносистем на основе zrO 2» iconЛитература 98 Раздел I общие закономерности психического дизонтогенеза глава I клинические закономерности дизонтогенеза § Понятие дизонтогении в 1927 г Швальбе (цит по Г. К. Ушакову, 1973) впервые употребил термин «дизонтогения»
Показана роль различных факторов в возникновении асинхроний развития и патопсихологических новообразований. Автором представлена...
«свойства, структура, фазовый состав и закономерности формирования пористых наносистем на основе zrO 2» iconПредмет аналитической химии, ее структура. Методологические аспекты аналитической химии; ее место в системе наук, связь с практикой. Значение аналитической
Виды анализа: изотопный, элементный, структурно-групповой (функциональный), молекулярный, вещественный, фазовый. Химические, физические...
«свойства, структура, фазовый состав и закономерности формирования пористых наносистем на основе zrO 2» iconМатематическая модель миграции загрязняющих веществ с малоконцентрированными суспензиями в пористых средах
На основе математической модели разработано проблемно-ориентированное программное обеспечение, которое было использовано для исследования...
«свойства, структура, фазовый состав и закономерности формирования пористых наносистем на основе zrO 2» iconЗаседание секции “Магнетизм”
Электронная структура и оптические свойства гексагональных мультиферроиков-ортоферритов rfeO3
Разместите кнопку на своём сайте:
Библиотека


База данных защищена авторским правом ©lib2.znate.ru 2012
обратиться к администрации
Библиотека
Главная страница