CC BY
193
А.А. Фомин
ПЛАЗМЕННО-ИНДУКЦИОННОЕ ПОЛУЧЕНИЕ ТИТАН-ГИДРОКСИАПАТИТОВЫХ ПОКРЫТИЙ НА ДЕНТАЛЬНЫХ ИМПЛАНТАТАХ
Ключевым фактором клинического успеха применения имплантатов является наличие покрытий с высокими биоинтеграционными качествами, обусловленными развитым микрорельефом, необходимой шероховатостью, пористостью, высокими прочностными характеристиками и степенью кристалличности. Для улучшения свойств данных электроплазменных покрытий предлагается использование дополнительного термического воздействия на поверхность титановой основы с помощью специального индукционного нагревательного устройства.
A.A. Fomin
PLASMA-INDUCTION FORMATION OF TITANIUM-HYDROXYAPATITE COATINGS ON DENTAL IMPLANTS
The key factor of implant application of clinical success is the presence of coatings with considerable bio-integration properties caused by developed of micro relief, necessary roughness, porosity, high strength, and hardness and crystalline. To improve these properties of the plasma-spraying coatings additional temperature application to titanium base surface is suggested here employing induction-heating device.
При разработке и изготовлении перспективных типов имплантатов используются различные методы нанесения покрытий, из них наиболее эффективным является плазменное напыление. Для ускорения процессов остеоинтеграции покрытий и придания надежности долговременному функционированию имплантатов особое внимание уделяется свойствам поверхности, на которую наносятся биокерамические покрытия из кальций-фосфатных материалов, таких как гидроксиапатит (ГА), а- и в-трикальцийфосфат (ТКФ) и другие. Наибольшее предпочтение отдается ГА керамике с высокой степенью кристалличности, т. к. именно данная структура покрытий способствует оптимальным скоростям образования костной ткани (остеоиндукция, остеокондукция) и резорбции покрытия. В данной работе исследуется возможность получения биоактивных покрытий с улучшенными физико-механическими и биоинтегративными свойствами за счет заданной термической активации основы и выбора дистанции напыления в процессе их формирования.
Одним из определяющих условий получения необходимой адгезии отдельно взятой частицы и прочности всего покрытия является контактная температура, которая зависит как от температуры частицы в момент контакта и степени ее проплавления, так и от температуры основы [1]. Чтобы значение контактной температуры лежало выше точки
плавления основы при малом объеме частицы и ее сильной теплоотдаче, необходим предварительный нагрев основы титановых имплантатов при напылении в защитной атмосфере. Это способствует эффективному взаимодействию напыляемых частиц в расплавленном состоянии с пластичным материалом основы и активизирует диффузионные процессы. В условиях напыления гидроксиапатитовой биокерамики в покрытии происходят значительные структурно-фазовые превращения. Быстрый нагрев и плавление частицы ГА в струе плазмы, их взаимодействие с «холодной» основой, когда скорость остывания достигает значительных величин (106 К/с и более), вызывает деструкцию и аморфизацию материала покрытия. Это приводит к непредсказуемым скоростям резорбции и остеоинтеграции покрытия, сильно изменяя биоактивные качества и механические свойства, как в зоне контакта частицы с основой, так и по всему объему покрытия [2, 3]. Значения скорости резорбции различных фаз напыленного ГА покрытия располагаются в следующей последовательности: аморфная фаза >> тетракальцийфосфат > CaO > а-ТКФ > оксигидроксиапатит > Р-ТКФ >> ГА. Увеличение кристалличности покрытия с 77 до 96% значительно снижает скорость его резорбции in vivo без уменьшения биосовместимости и шероховатости поверхности [4].
Анализ процессов образования электроплазменных покрытий и теоретических закономерностей влияния температуры на активность поверхности позволил высказать рабочую гипотезу о возможности эффективного повышения физико-механических свойств электроплазменных покрытий за счет применения заданной термической активации с помощью специального индукционного нагревательного устройства [2, 5].
Проведенный обзор показал, что электроплазменные покрытия, получаемые при использовании традиционных способов напыления, имеют ряд недостатков, связанных с неполнотой результатов теоретических и, особенно, экспериментальных исследований в области технологии напыления биокомпозиционных металлокерамических покрытий.
В связи с этим целью работы является разработка технологических рекомендаций по электроплазменному напылению титан-гидроксиапатитовых покрытий дентальных имплантатов при улучшенных параметрах биосовместимости за счет индукционнотермической активации поверхности.
Методика исследования
Образцами для исследования являлись пластины с размером 10x15 мм и толщиной 2 мм из титана ВТ1-00 (ГОСТ 19807-74), на которые наносились опытные виды титан-гидроксиапатитовых покрытий. Формирование покрытий проводилось путем плазменноиндукционного напыления порошковых материалов.
Образцы после операции механической обработки промывали и обезжиривали в спирте при их размещении в ванне с воздействием УЗК. Поверхность образцов подвергалась пескоструйной очистке электрокорундовым порошком с размером частиц 200-500 мкм на установке «Чайка-20» при избыточном давлении воздушно-абразивной струи 0,65 МПа в течение 15-20 секунд на один образец.
Электродуговое плазменное напыление порошков титана и гидроксиапатита производилось на воздухе с использованием полуавтоматической установки ВРЕС 744.3227.001 (рис. 1). В качестве транспортирующего и плазмообразующего газа применялся аргон при расходе 5-7 и 40-50 л/мин соответственно. Напыление титана и ГА производилось при токе плазменной дуги 450 А, напряжении дуги 30 В, дистанция напыления являлась переменным фактором и для титана она составляла 110 и 150 мм, а для ГА - 90 и 130 мм. Использовались порошки титана марки ПТС (ТУ 14-1-3086-80) дисперсностью 100 мкм и синтетического ГА марки ВФС-42-2378-94 (ASTM-1185-80) дисперсностью 90 мкм, подаваемые инжекционно-вибрационным питателем типа Э1974 для ГА и питателем вихревого типа для титана.
Подготовленные образцы предварительно нагревались в устройстве индукционного нагрева до заданной температуры. Устройство содержит в своем составе
блок питания основной (БПО), генераторный блок (ГБ) и вспомогательный блок (ВБ) (рис. 1). ГБ обеспечивает питание индуктора переменным током с частотой f ~ 100 кГц, питание ГБ осуществляется от БПО. Драйвер генераторного блока питается стабилизированным напряжением 15 В от БПО, выходной силовой каскад -регулируемым постоянным напряжением 100-300 В от БПО, с помощью которого изменялась выходная мощность. ВБ обеспечивает напряжение 12 В для питания вентиляторов принудительного охлаждения ГБ и индуктора. Конструктивные решения БПО и ВБ соответствуют требованиям ГОСТ 12.2.007.0-75.
По истечении времени нагрева до заданной температуры поверхности на термически активированную основу производилось напыление подслоя титана по определенному режиму. Основной слой ГА наносился с заданным режимом на титановый подслой, с получением наилучших показателей прочности и гетерогенности морфологии, при этом приоритет отдавался последнему параметру. Полученным образцам опытных серий были присвоены номера (см. таблицу).
Для технологических рекомендаций, обеспечивающих получение покрытий с требуемыми свойствами, проводились комплексные исследования характеристик формируемой поверхности. Поэтому с целью формирования наиболее полной и достоверной информации о воздействии термической активации основы перед напылением на свойства покрытий изучались фазовый состав, морфология поверхности, параметры шероховатости, пористость, прочность и микротвердость.
Рис. 1. Камера экспериментальной установки для плазменно-индукционного напыления:
1 - БПО; 2 - ГБ; 3 - камера напыления пластинчатых образцов (муфель);
4 - дуговой плазмотрон; 5 - корпус
Рентгеноструктурный фазовый анализ проводился на дифрактометре ДРОН-4 с использованием рентгеновской трубки с кобальтовым анодом (Со-Ка излучение). Для анализа дифрактограмм использовалась база данных РСРБР'ШК, V. 2.02, 1999,
Международного Центра по дифракционным данным (ІСРББ).
Морфология и пористость напыленных покрытий исследовалась с помощью металлографического микроскопа МИМ-8М при увеличениях 1100 и 1800 крат, а также с использованием программно-аппаратного комплекса АГПМ-6М с программой
«Микрошлиф» (анализатор геометрических параметров микрообъектов), при помощи которого элементы структуры на фотографиях поверхности и микрошлифа поперечного среза покрытий подвергались статистической обработке и последующей оценке.
Шероховатость поверхности оценивалась по параметрам Rа, Rz, Rmax, Sm с применением профилометра 107622 (версия 3.1) при компьютерной обработке
полученных данных.
Микротвердость исследовалась на микротвердомере ПМТ-3 вдавливанием алмазной пирамиды под нагрузкой 20 г с измерением полученных отпечатков при использовании комплекса АГПМ-6М.
Прочность поверхности плазмонапыленных покрытий на срез измерялась по специально разработанной методике (рис. 2).
Методика имитировала установку цилиндрического гладкого или пластинчатого имплантата в костное ложе с натягом при действии усилия P. При этом резец шириной Ь внедрялся в покрытие на глубину И с помощью микрометрического приспособления.
Рис. 2. Схема установки имплантата в костное ложе с натягом под нагрузкой Р и испытания покрытия на срез: 1 - компактная костная ткань; 2 - губчатая костная ткань;
3 - костное ложе с диаметром йЛ; 4 - цилиндрический дентальный имплантат диаметром йИ;
5 - биокерамическое покрытие на имплантате
Результаты исследования и их анализ
Рентгеноструктурный фазовый анализ типовых образцов позволил получить их дифрактограммы с характерными пиками определенных фазовых составляющих (рис. 3).
С1 -----------------1------------1-----------1------------1-----------1-------------1-----------1-------------1-----------1------------1-----------1------------1
2й 40 Ей ДО Т«1 110 21. ЧЧ
Рис. 3. Дифрактограммы образцов покрытий ГА, напыленных по режимам № 4, 6 и 7 (см. таблицу)
Сравнивая показатели дифрактограмм данных покрытий с полученными в проведенном ранее исследовании (образцы № 0, 00 и порошка ГА) и напыленными без дополнительного нагрева основы, можно заметить, что исходный напыляемый ГА сохранился в достаточном количестве (видны характерные пики для ГА) [2]. В полученных образцах № 5, 6, 10 и 11 становится заметной фаза СаО, придающая покрытию повышенную прочность [6]. Присутствие более легкорезорбируемых, чем ГА, компонентов таких, как Са4О(РО4)2 и а-Са3(РО4)2, определить не удается в силу наличия в них значительного количества аморфной фазы. В покрытиях, напыленных без подогрева, обнаруживались следы ГА, что может быть существенным недостатком покрытий (особенно для образца № 00). Кроме того, были обнаружены фазы распада Са4О(РО4)2, а-Са3(РО4)2 и определенная выше аморфная фаза, которые имеют большую скорость резорбции, меньшую механическую прочность в сравнении с ГА. Это может привести к быстрой резорбции покрытия после установки имплантата без образования достаточного количества центров остеоинтеграции и повлечь за собой потерю имплантата. При нагреве основы до 200°С (образцы № 2, 7) возрастало количество фазы ГА, однако количество аморфной фазы было наибольшим, из-за чего не представлялось возможным определить наличие других фаз, например а-ТКФ, СаО. Наилучший фазовый состав был получен у образцов № 4, 5, 6, 9, 10, 11, напыленных при температуре основы 400-600°С. Они содержат повышенное количество фазы ГА и умеренное количество аморфной фазы с примесью СаО. Вышеуказанная аморфная фаза в своем составе может содержать, помимо кальций-фосфатных соединений, оксиды титана, придающие биоинертные свойства, что повышает коррозионную стойкость титанового подслоя.
Морфология, пористость и микротвердость оценивались по величине их показателей с помощью специального комплекса АГПМ-6М, включающего специализированную программу «Микрошлиф». Интерфейс программы имеет окна, предназначенные для обработки показателей размера и формы микроэлементов поверхности, таких как микровыступы (агломераты, крупные частицы, микрочастицы) и микровпадины (открытые поры и микропоры); для структурных составляющих по
микрошлифам - сплэты и несплошности структуры (размеры микроэлементов и суммарная пористость); для ручных измерений, при выборе поля зрения в соответствии с принятым увеличением; для измерения длины диагоналей отпечатков при оценке микротвердости (см. таблицу).
Наиболее гетерогенным можно считать покрытие, обладающее максимальным количеством элементов поверхности в поле зрения микроскопа. Как видно из таблицы, самыми рельефными ГА покрытиями можно считать покрытия образцов № 9 и, несколько в меньшей степени - № 2, 8, 4 и 7. По-видимому, это можно объяснить остыванием частиц при больших дистанциях напыления и образованием значительного количества микрочастиц в струе плазмы, вызванного дроблением крупных частиц. Это также подтверждается более высокими параметрами шероховатости поверхности образцов № 611. На больших дистанциях напыления было установлено снижение параметров шероховатости при увеличении температуры основы. Частицы начинают сильнее растекаться на поверхности основы, затекая в микронесплошности, что вызвано увеличением времени их пребывания в жидкой фазе. При напылении на короткой дистанции ситуация носит обратный характер. Согласно этому, хорошо проплавленные частицы с одновременным ростом температуры основы и, как следствие, с повышением контактной температуры при ударе об основу образуют выплески, формирующие микровыступы большой высоты. Средний шаг микронеровностей Sm являлся примерно одинаковым, что объясняется движением частиц примерно на равных расстояниях друг от друга, т.е. вероятность их взаимодействия в струе плазмы мала, что не противоречит ранее выдвигавшимся предположениям [1]. Уменьшение суммарной пористости, изменяющейся в пределах погрешности измерения, связано, как и для шероховатости, с увеличением пребывания частиц в вязкопластическом или жидком состоянии. При этих условиях частицам легче затекать в микропоры под действием кинетической энергии.
Анализ свойств титанового подслоя проводился по той же схеме и позволил установить, что наиболее рельефными и шероховатыми являются образцы титанового покрытия, напыленные на короткой дистанции 110 мм при температуре нагрева основы 200°С. Параметр шероховатости Rmax находился на максимальном уровне и был равен 18,1 мкм. Средний шаг микронеровностей Sm был примерно одинаковым для всех образцов -33,5-37,6 мкм. Как в случае с ГА, это объясняется особенностью процесса формирования электроплазменных покрытий из отдельных расплавленных частиц (рис. 4).
Влияние режимов напыления на параметры получаемых покрытий ГА
Режимы напыления Параметры покрытий опытней серии обрщцж
Дистанция напыления, I, КПП Т емперазура основы, Тасл ^ Рельефность* Средний размер, МКМ Дисперсия размеров, МКМ.' Пористость, % П арате тры шероховатости
Еа, мкм Яг, МКМ мкм £т, мкм
20 31 8,25 16,38 48 1,40 14,0 18,0 43,6 0**
200 110 5,62 11,85 48 1,75 16,4 17,6 40,2 2
90 300 83 6,17 14,71 47 2,15 17,7 19,2 41,2 3
400 95 6,76 13,17 47 2,18 19,3 22,9 41,6 4
500 79 6,93 13,59 46 2,34 20,1 23,7 42,2 5
600 66 5,42 14,53 45 2,35 20,3 23,8 42,4 6
20 89 6,21 14,12 47 2,49 21,7 30,1 47,5 00
200 95 6,13 13,16 46 2,47 21,6 30,3 47,2 7
130 300 103 6,29 13,52 45 2,40 19,0 24,2 43,0 8
400 121 5,96 12,87 45 2,26 16,6 17,9 47,0 9
500 81 8,03 16,54 45 2,14 16,1 18,6 45,8 10
600 70 5,89 15,71 44 2,11 16,0 18,2 46,5 11
- количество микроэлементов при увеличении 1100 крат в поле зрения микроскопа (167 мкм);
'V- -/ж Ч'Л' 1 • *; *• .• ». ях П V 4: • - ж Д Т . - . * .7 “ ч ^ ^ > 1., к. - V У’Х. * - »' ■ л. * . Ж А ш / 1 ^ | # •' Лгф ' \ * % * 4 ^ ' V -4Г Ш ф
а б
- 3»
? -М ^ п
€ 1 в и * и ■
в В*#-'*
Рис. 4. Микрофотографии биокомпозиционных покрытий: а - морфология титанового подслоя (х680, образец № 2); б - морфология ГА покрытия (х 1100, образец № 4); в - микроструктура ГА покрытия (х1800, образец № 4); г - микроструктура ГА покрытия (х1800, образец № 10); 1 - титановая основа; 2 - титановый подслой; 3 - ГА покрытие Параметры суммарной пористости для титанового подслоя не измерялись в силу малой его толщины (10-20 мкм). Подслой образован практически сплошным монослоем частиц титана, формирующих сильно развитый микрорельеф основы.
Механические свойства обоих слоев покрытия характеризовались результатами, которые обрабатывались с помощью программного пакета МЛТЬЛВ 6.0, при этом рассматривалось 10 точек. При измерении данных свойств каждая точка и доверительный интервал вычислялись с допустимыми погрешностями в 3-4 различных участках каждого из 3-5 образцов одной серии. Схема измерения прочности, представленная на рис. 2, создавала усилие Р с помощью динамометра при точности измерения 0,2 Н и пределом измерения до 500 Н. С целью получения математической модели, адекватно отражающей влияние температуры основы при формировании покрытий на различных дистанциях, проводилась аппроксимация результатов по методу наименьших квадратов. Степень полинома определялась при достижении заданной точности вычислений и полученные кривые должны были проходить в пределах доверительного интервала. Значения прочности и микротвердости для ГА слоя аппроксимируются полиномами 4-й степени, а значения прочности для титанового подслоя - полиномами 2-й степени.
Зависимости параметра прочности для ГА слоя на обеих дистанциях носили сходный характер (рис. 5, а). При температурах от 20 до 200°С прочность покрытий была невысока, особенно при напылении на большой дистанции. Далее при достижении температуры основы 300°С прочность покрытий, напыленных на всех дистанциях, монотонно возрастала и при достижении 400°С практически не увеличивалась. Применяя дополнительный подогрев, удалось увеличить прочность покрытий на срез с 55 до 80 МПа, что объясняется повышением содержания фазы ГА. Повышенное содержание аморфной фазы при нагреве до 100-200°С привело к снижению прочности до 40-50 МПа (образцы № 7 и 2). Наибольшая прочность около 80 МПа достигается при нагреве до 400°С при дистанции напыления 90 мм. Вероятно, это связано с высокой степенью кристалличности и однородности получаемых покрытий (рис. 4, г). При обычной толщине ГА слоя 50-70 мкм прочность
достигает максимальных значений 75-80 МПа (образцы № 4, 5, 9 и 10; рис. 4, в) и несколько в меньшей степени для образцов № 3 и 8 - около 67 МПа. Повышение прочности коррелируется с увеличением значений микротвердости (рис. 5, б). На участке нагрева от 20 до 200°С микротвердость находилась практически на одном уровне. При дальнейшем увеличении температуры основы начиналось монотонное возрастание микротвердости. Максимум достигался при температуре нагрева основы более 400°С и фиксировалось некоторое снижение при температуре 500°С. Это может быть связано с образованием менее твердых фаз, более чувствительных к наличию высокой пористости.
Прочность на срез титанового подслоя незначительно зависела от дистанции напыления и с увеличением температуры нагрева основы до 300°С прочность возрастала на 50% (рис. 5, в). Высокая химическая активность титана обусловливает некоторое снижение прочности при высоких температурах нагрева около 500°С, что, по-видимому, связано с образованием оксидных пленок ТЮ, ТЮ2 и Т1203. Максимальная прочность достигается при нагреве основы до температуры 300°С на всех дистанциях напыления (образцы № 3 и
8) и при нагреве до 400°С на большой дистанции (образец № 9). Целесообразнее проводить нагрев основы до 200°С и проводить напыление титанового подслоя на малой дистанции 110 мм, что связано с наилучшими параметрами морфологии получаемых покрытий (образец № 2; рис. 4, а). В связи с этим указанный образец выбирается в качестве подслоя под напыление основного слоя ГА.
Аппроксимированные выражения для температурной зависимости прочности на срез и микротвердости выглядят следующим образом:
- для гидроксиапатитового слоя:
Ст1 = 58,58 - 0,045508-Г - 0,00037229-Г2 + (3,4764- 10-6)-Г3 - (4,8125-10-9)-Г4 а2 = 43,696 - 0,18194-Г + 0,0017856-Г2 - (3,7796-10-6)-Г3 + (2,4167-10-9)- Г4 Н = 649,27 + 1,0161-Г - 0,017791-Г2 + (7,631-10-5)-Г3 - (8,6042-10-8)-Г4 И2 = 583,12 - 0,92368-Г + 0,00035069-Г2 + (2,4144-10-5)-Г3 - (4,0208-10-8)-Г4
- для титанового подслоя:
Ст1 = 60,85 + 0,057336-Г - (8,9643-10~5)-Г2 а2 = 56,036 + 0,10098-Г - 0,00018179-Г2
Рис. 5. Механические свойства покрытий, напыленных с использованием плазменно-индукционной технологии: а - прочность на срез гидроксиапатитового слоя; б - микротвердость гидроксиапатитового слоя; в - прочность на срез титанового подслоя; 1 - малая дистанция; 2 - большая дистанция
На основании результатов проведенного исследования и их анализа представляется возможным сформулировать основные технологические рекомендации по получению покрытий с улучшенными биоинтеграционными свойствами.
Рекомендуемые режимы при формировании биоактивных покрытий для улучшения биомеханических свойств представляют напыление титанового подслоя при токе плазменной дуги 450 А, напряжении дуги 30 В, уменьшенной дистанции напыления 110 мм и температуре предварительного нагрева основы 200°С (образец № 2). Напыление ГА слоя необходимо проводить на увеличенной дистанции 130 мм при температуре нагрева основы 400°С, токе плазменной дуги 450 А и напряжении дуги 30 В (образец №
9).
Выводы
1. Метод плазменно-индукционного нанесения биокомпозиционных покрытий является альтернативным традиционному плазменному напылению. При этом параметры получаемых покрытий с использованием нового метода имеют повышенные значения.
2. Установлено, что с ростом температуры содержание основного компонента ГА биоактивных покрытий заметно возрастает. Характерные пики становятся более выраженными, что свидетельствует об улучшении фазового состава. В связи с повышением содержания гидроксиапатита и снижением доли легкорезорбируемых составляющих таких, как тетракальцийфосфат, трикальцийфосфат и аморфной фазы, наблюдалось улучшение прочностных характеристик и параметров морфологии. Поэтому достаточным следует считать нагрев до 400°С, т.к. именно при этой температуре количество ГА являлось наибольшим, и образцы покрытий не содержали большого количества аморфной фазы.
3. Показатели прочности при срезе для ГА покрытий возрастают с 55 до 80 МПа, для титанового подслоя на короткой дистанции напыления они возрастают с 60 до 70 МПа при почти двукратном увеличении рельефности покрытия. Наилучшее сочетание механических свойств подслоя и его морфологии достигается при нагреве основы до 200°C при напылении на короткой дистанции 110 мм. Микротвердость ГА покрытий возрастает в 2 раза при напылении на титановый подслой, нагретый до 400°C на всех дистанциях. Сочетание высокой прочности и микротвердости является важнейшим условием успешной установки имплантата в костное ложе без отслоения покрытия и стабильном его функционировании при воздействии жевательных знакопеременных нагрузок.
4. Морфология ГА покрытия улучшается на 50% в условиях нагрева основы до 400°C при напылении на дистанции 130 мм по сравнению с традиционными методами. Улучшенная рельефность в сочетании с высокой шероховатостью и пористостью будут способствовать ускоренному протеканию процессов остеоинтеграции.
5. Разработаны технологические рекомендации по плазменно-индукционному напылению титан-гидроксиапатитовых покрытий с улучшенными биоинтеграционными свойствами.
6. Нагрев основы индукционными токами и варьирование дистанции напыления при формировании биоактивных покрытий является наиболее эффективным методом для управления их структурно-фазовым составом, который определяет такие важные свойства как биологическая активность и прочностные характеристики.
ЛИТЕРАТУРА
1. Соколов Ю.В. Плазменное формообразование: монография / Ю.В. Соколов. Минск: УП «Технопринт», 2003. 198 с.
2. Фомин А.А. Влияние термического воздействия и фазово-структурного состояния
плазмонапыленных покрытий дентальных имплантатов на их свойства / А.А. Фомин,
В.Н. Лясников // Материаловедение и технология конструкционных материалов -важнейшие составляющие компетенции современного инженера. Проблемы качества технологической подготовки: сб. статей Всерос. совещания зав. кафедрами
материаловедения и технологии конструкционных материалов России. Волжский: ВИСТех (филиал) ВолгГАСУ, 2007. С. 66-71.
3. Numerical simulation of hydroxyapatite powder behavior in plasma jet / S. Dyshlovenko, B. Pateyron, L. Pawlowski, D. Murano // Surface and Coating Technology. 2004. № 179. Р. 110-117.
4. International retrospective multicenter study of 8130 HA-coated cylinder implants: 5-year survival data / M.A. Pikos, G. Cannizzaro, L. Korompilas et al. // International Magazine of Oral Implantology. 2002. № 3(1). Р. 6-15.
5. Фомин А. А. Плазменно-индукционная технология нанесения покрытий на дентальные имплантаты / А.А. Фомин, В.Н. Лясников // Пленки и покрытия-2007: труды 8-й Междунар. конф. СПб.: Изд-во СПб политехн. ун-та, 2007. 305 с.
6. Choi J.-M. Formation and characterization of hydroxuapatite coating layer on Ti-based metal implant by electron-beam deposition / J.-M. Choi // Journal Material Research. 1999. Vol. 14. № 7. Р. 2980-2985.
Фомин Александр Александрович -
аспирант кафедры «Материаловедение и высокоэффективных процессов обработки» Саратовского государственного технического университета
Статья поступила в редакцию 19.11.07, принята к опубликованию 15.01.08
