PLGA组织工程支架材料在SBF中的降解性能和生物矿化性能

生物材料和支架的设计和制备生物材料和支架是医学界中非常重要的概念。

它们是用于医学上维持人体器官和组织结构的材料和设备。

生物材料和支架可以用于骨科手术、牙齿修复、心血管手术、皮肤修复和组织重构等多种医疗领域。

在过去的几十年中，科学家们一直在进行各种尝试，研究如何制备更好的生物材料和支架，以提高患者的治疗效果。

一、生物材料的类型生物材料可以分为两大类：天然材料和人工材料。

天然材料来自人体内部或外部，例如骨头、血管、皮肤等。

人工材料是指用人工手段合成或制备的材料，例如聚酰胺、聚乳酸、聚己内酯等。

目前，人工材料是制备生物材料和支架的主要材料。

在制备生物材料和支架的过程中，材料的生物相容性是一个非常重要的问题。

生物相容性是指材料对身体组织的刺激和排斥程度。

生物相容性好的材料可以在人体内长期存在，不会引起排斥反应和炎症反应。

因此，在制备生物材料和支架时，必须考虑其生物相容性、耐腐蚀性、力学性能等方面的问题。

二、支架的设计和制备支架的设计和制备是非常复杂和严谨的工作。

支架需要具有良好的生物相容性、高度的生物活性和良好的机械性能。

支架通常由三部分组成：支架主体、支架表面涂层和生物学功能材料。

支架主体是支架的基本骨架，通常由金属、陶瓷或高分子材料制成。

金属支架的优点是良好的可塑性和强度，但使用寿命相对较短，容易发生腐蚀。

陶瓷支架的优点是抗腐蚀性好，但韧性差，易破裂。

高分子支架的优点是生物相容性好，但强度不足。

因此，支架主体的材料需要根据具体应用的情况来选择。

支架表面涂层是支架上的一层附加材料，通常用于增强支架的生物相容性和生物活性。

支架表面涂层可以通过生物降解材料、生物矿化材料、抗菌材料等方式进行制备。

生物降解材料可以促进支架与人体组织的结合，促进骨骼生长。

生物矿化材料可以增强支架的力学性能和生物活性。

抗菌材料可以防止支架表面的细菌感染。

生物学功能材料是支架上的另一种特殊材料，用于增强支架的功能性。

生物学功能材料可以促进治疗效果，例如放疗、化疗、药物缓释、光动力治疗等。

PLGA分子量1. 简介PLGA（聚乳酸-羟基丁酸共聚物）是一种生物可降解高分子材料，由乳酸和羟基丁酸的共聚反应制得。

PLGA具有良好的生物相容性和可降解性，因此在医学领域被广泛应用，特别是在药物传递和组织工程方面。

PLGA的分子量是衡量其性能的重要指标之一。

分子量的大小对于PLGA的降解速率、机械强度、药物释放速率等都有影响。

本文将详细介绍PLGA分子量对其性能的影响以及常用的测定方法。

2. PLGA分子量对性能的影响2.1 降解速率PLGA的降解速率与其分子量密切相关。

较高分子量的PLGA降解速度较慢，而较低分子量的PLGA则降解较快。

这是因为较高分子量的PLGA链段之间交联程度更高，难以受到水和酶等外界条件的侵蚀；而较低分子量的PLGA链段之间交联程度较低，易受到外界条件的侵蚀。

2.2 机械强度PLGA的分子量对其机械强度也有显著影响。

较高分子量的PLGA具有更高的强度和韧性，适用于制备需要较高机械强度的组织工程支架或缝线材料。

而较低分子量的PLGA则具有较低的机械强度，适用于制备需要较快降解和吸收的药物传递系统。

2.3 药物释放速率PLGA被广泛应用于药物传递领域，其分子量对药物释放速率也有重要影响。

较高分子量的PLGA具有较低的溶解速度和药物释放速率，能够实现长期缓释效果；而较低分子量的PLGA则具有更快的溶解速度和药物释放速率，适用于需要快速释放药物的应用。

3. PLGA分子量测定方法3.1 凝胶渗透色谱法（GPC）凝胶渗透色谱法是目前最常用、最可靠的测定PLGA分子量的方法之一。

该方法通过将PLGA样品溶解在适当的溶剂中，经过一根填充有固定相的柱子后，使用合适的检测器（如折射率检测器或光散射检测器）来测定不同分子量范围内PLGA的相对含量。

3.2 核磁共振波谱法（NMR）核磁共振波谱法也可以用于测定PLGA的分子量。

通过核磁共振仪器对PLGA样品进行测试，可以得到PLGA中乳酸和羟基丁酸单体的峰面积比例，从而计算出平均分子量。

生物活性玻璃在医学中的应用摘要：生物活性玻璃（bioactive glasses，BG）是由氧化钙、五氧化二磷以及氧化硅等为主要成分的无机非金属材料组成，具有良好的生物相容性，在医学领域一直受到人们的密切关注。

对生物活性玻璃在医学中的应用进行综述。

关键词：生物活性玻璃；组织工程；再矿化生物活性玻璃（bioactive glasses，BG）是由氧化钙、五氧化二磷以及氧化硅等为主要成分的无机非金属材料组成，具有良好的生物相容性。

生物活性玻璃的结构呈网状，大多数由硅氧四面体组成[1]，它是由Si-O-P键与硅氧四面体连接，而钙离子作为网络的修饰体存在于结构中，然而钙离子的存在会使得四面体的结构容易断裂，使得网络结构变得疏松易破坏，离子容易溶出，在模拟体液中能够与溶液发生离子交换，钙离子与溶液中氢离子发生交换，使得四面体中氢离子浓度升高，PH下降，加速溶解。

另外钙离子与磷酸根离子以及碳酸根离子可以形成生成碳酸羟基磷灰石晶体（HCA）[2]。

羟基磷灰石具有良好的生物安全性，广泛应用骨组织工程，并且具有较好的修复、键合作用，且该材料生物安全性好植入体内后不发生炎症反应，目前被广泛地应用在生物医学领域[3]。

如颌骨缺损修复、牙体硬组织的矿化、软组织愈合的治疗等均具有较好的效果，近年来也被广泛地应用在牙科领域[4]。

以下就生物活性玻璃在医学领域的应用作一综述。

1、BG在骨组织工程中应用骨组织工程是近年来为临床解决骨缺损兴起的一门技术。

骨质工程材料是指能与组织活体细胞结合并能植入生物体的不同组织，并根据具体替代组织具备的功能的材料。

骨组织材料也必须满足一定条件：①生物相容性和表面活性：有利于细胞的黏附，无毒，不致畸，不引起炎症反应，为细胞的生长提供良好的微环境，能安全用于人体。

②骨传导性和骨诱导性：具有良好骨传导性的材料可以更好地控制材料的降解速度，具有良好骨诱导性的支架材料植入人体后有诱导骨髓间充质干细胞向成骨细胞分化并促进其增殖的潜能。

plga材料参数PLGA是一种常用于医学和生物工程领域的生物降解聚合物材料，其参数对于材料的性能和应用至关重要。

在本文中，我们将探讨PLGA材料的不同参数，并分析其对材料特性的影响。

通过深入了解PLGA材料参数，我们将更好地理解其在医学和生物工程中的潜在应用。

PLGA材料主要由乳酸和聚酮酸组成，具有可调节的降解性能和生物相容性。

然而，PLGA的性能受到多个参数的影响，包括分子量、共聚物比例、晶型、玻璃化转变温度以及降解速率等。

下面将详细介绍这些参数及其在PLGA材料中的作用。

首先，PLGA材料的分子量对其物理性能和生物降解速率具有显著影响。

一般来说，较高分子量的PLGA具有更高的机械强度和延展性，但降解速度相对较慢。

相反，较低分子量的PLGA则具有更快的降解速度，但机械性能较差。

选择适当的分子量范围是根据特定应用需求来平衡这些因素的关键。

其次，PLGA材料的共聚物比例也对其性能产生重要影响。

PLGA根据其乳酸与聚酮酸的比例可以调节降解速率和生物降解产物的性质。

乳酸的含量较高会使材料降解速度更快，而聚酮酸的含量较高则会使降解速度较慢。

这种调节能力使得PLGA材料可以根据特定应用的需要进行精确控制。

此外，PLGA材料的晶型对其物理性能和降解特性也具有重要影响。

晶型可以通过控制材料的结晶过程来调节。

一般来说，无定形或具有较少结晶的PLGA材料具有更快的降解速度和较低的机械强度，而结晶程度较高的PLGA材料则具有更慢的降解速度和较高的机械强度。

此外，PLGA材料的玻璃化转变温度也对其性能产生重要影响。

玻璃化转变温度是指材料在加热或冷却过程中从玻璃态转变为橡胶态的温度。

较高的玻璃化转变温度意味着PLGA材料在体内具有较好的力学稳定性，而较低的玻璃化转变温度则会导致材料较快地失去力学强度。

因此，控制玻璃化转变温度是设计和制备具有特定应用的PLGA材料的重要因素之一。

最后，PLGA材料的降解速率对于其应用的成功至关重要。

不同比例ＰＬＧＡ／β－ＴＣＰ电纺纤维支架的制备与性能研究谢江徽１贾骏１刘一涵１延卫２，张少锋１＊＊１．第四军医大学口腔医学院修复科　陕西西安７１００３２；２．西安交通大学能源与动力工程学院陕西 西安７１００４９ ［摘要］ 目的：通过静电纺丝法制备不同比例ＰＬＧＡ／β－ＴＣＰ纳米纤维支架，筛选出最合适比例，以便为进一步的体内植入提供依据。

方法：利用静电纺丝法制备比例为１０：０、９：１、８：２、７：３、６：４、５：５的ＰＬＧＡ／β－ＴＣＰ纳米纤维支架，扫描电镜观察纤维支架的多孔结构，液体置换法测量支架的孔隙率：分别于１％胰酶ＰＢＳ溶液中进行体外降解，测定材料的降解性；接触角仪测量材料的接触角，评价其亲水性能。

结果：电镜观察显示制备的不同比例的ＰＬＧＡ／β－ＴＣＰ纤维中（除６：４、５：５组），直径均一，呈相互联通的三维多孔结构，各组支架材料的孔隙率均＞８０％，其中６：４、５：５组的孔隙率＞８５％，电镜下观察纤维成分有限，大部分为颗粒状，不具有多孔支架的三维结构；体外降解实验中７：３、６：４、５：５组均在第７周时完全降解。

结论：通过静电纺丝法制备不同比例的ＰＬＧＡ／ＴＣＰ支架材料，９：１、８：２、７：３组均符合骨组织工程要求，体外降解实验中，７：３组的降解率较另两组材料为优，具有用作体内骨修复材料的潜力。

静电纺丝法；聚乳酸羟基乙酸：磷酸三钙Ｒ３１８．０８Ａ１０．３９６９　／　ｊ．ｉｓｓｎ．　１００３－１６３４．２０１１．１１．００４Ｐｒｅｐａｒａｔｉｏｎ　ｏｆ　ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ　ｒａｔｉｏ　ｏｆ　ＰＬＧＡ　／　β－ｔｒｉｃａｌｃｉｕｍ　ｐｈｏｓｐｈａｔｅ　ｅｌｅｃｔｒｏｓｐｕｎ　ｎａｎｏｆｉｂｒｏｕｓ　ｓｃａｆｆｏｌｄｓ　ａｎｄ　ｔｅｓｔ．ＸＩＥ　Ｊｉａｎｇ－ｈｕｉＪＩＡ　ＪｕｎＬＩＵ　Ｙｉ－ｈａｎＹＡＮ　ＷｅｉＺＨＡ　ＮＧ　Ｓｈａｏ－ｆｅｎｇ军队医药卫生科研基金资助［卫训２００８　（１３０）］万方数据・６５２・万方数据＠＠［１］ 朱洪光，徐欣．应用骨组织工程技术修复节段性骨缺损的研究进 展［Ｊ］．中国口腔种植学杂志，２００９（４）：１３９－１４２．＠＠［２］ 刘竞龙，余斌，高成杰．骨组织工程材料修复骨缺损：大鼠成骨细 胞与聚乳酸和聚乙醇酸共聚合物支架联合培养观察［Ｊ］．中国临 床康复，２００２（１６）：２３７１－２３７２．＠＠［３］ Ｔａｋａｈａｓｈ　ｉＹ，Ｙ　ａｍ　ａｍ　ｏｔｏ　Ｍ，Ｔａｂａｔａ　Ｙ．　Ｏｓｔｅｏｇｅｎ　ｉｃ　ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ　ｉａｔｉｏｎ　 ｏｆ　ｍ　ｅｓｅｎｃｈｙｍ　ａｌ　ｓｔｅｍ　ｃｅｌｌｓ　ｉｎ　ｂ　ｉｏｄｅｇｒａｄａｂ　ｌｅ　ｓｐｏｎｇｅｓ　ｃｏｍｐｏｓｅｄ　ｏｆ　 ｇｅｌａｔｉｎ　ａｎｄ　Ｂｅｔａ－ｔｒｉｃａｌｃｉｕｍ　ｐｈｏｓｐｈａｔｅ［Ｊ］．　Ｂ　ｉｏｍ　ａｔｅｒｉａ　Ｉｓ，　２００５，　２６： （１７）　３５８７－３５９６．＠＠［４］ Ｌａｎｅ　ＪＭ，　Ｂｏ　ｓｔ　ｒｏｍ　Ｍ　Ｐ．　Ｂｏｎｅ　ｇｒａｆｔ　ｉｎｇ　ａｎｄ　ｎｅｗ　ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ　ｂｉｏｓｙｎ ｔｈｅｔ　ｉｃ　ｇｒａｆｔ　ｍａｔｅｒｉａｌｓ［Ｊ］．　Ｉｎｓｔ　ｒＣｏ　ｒｔｓｅ　Ｌ　ｅｃｔ，　１９９８，４７　（５）：５２５－５３４．＠＠［５］ 迟蕾，姚永毅．静电纺丝制备纳米纤维的最新进展［Ｊ］．纺织科技 进展，２００４　（５）：１－６．＠＠［６］ Ｆｏｒｍｈａｌｓ　Ａ．　Ｐｒｏｃｅｓｓ　ａｎｄ　ａｐｐａｒａｔｕｓ　ｆｏｒ　ｐｒｅｐａｒｉｎｇ　ａｒｔｉｆｉｃｉａｌ　ｔｈｒｅａｄｓ． ＵＳ　Ｐａｔａｎｔ　Ｎｏ．　１９３４：　１９７５．５０４．＠＠［７］ Ｚｈｅｎｇ－Ｍｉｎｇ　Ｈｕａｎｇ，　Ｙ－Ｚ　Ｚｈａｎｇ，　Ｍ　Ｋｏｔａｋｉ　Ａ．　Ｒｅｖｉｅｗ　ｏｎ　ｐｏｌｙｍｅｒ　 ｎａｎｏｆｉｂｅｒｓｅｌｅｃｔｒｏｓｐｉｎｎｉｎｇ　ａｎｄ　ｔｈｅｉｒ　ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ　ｉｎ　ｎａｎｏｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ　 Ｓｃｉｅｎｃｅ　ａｎｄ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，　２００３：　６３：　２２２３－２２５３．＠＠［８］ 张维茹．关于滤材孔隙率的探讨［Ｊ］．天津造纸，１９９７（４）：１９－２２．＠＠［９］ Ｃｏｕｒｔｎｅｙ　Ｔ，　Ｓａｃｋｓ　ＭＳ，Ｓｔａｎｋｕｓ　Ｊ，ｅｔ　ａｌ．　Ｄｅｓｉｇｎ　ａｎｄ　ａｎａｌｙｓｉｓ　ｏｆ　ｔｉｓｓｕｅ　 ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ　ｓｃａｆｆｏｌｄｓ　ｔｈａｔ　ｍｉｍｉｃ　ｓｏｆｔ　ｔｉｓｓｕｅ　ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ　 ［Ｊ］．　Ｂｉｏｍａｔｅｒｉａｌｓ，　２００６，　２７　（１９）　：　３６３１－３６３８．＠＠［１０］ Ｋａｒｅｎ　ＪＬ　Ｂ，Ｓｃｏｔｔ　Ｐ，　Ｊａｍｅｓ　ＦＫ．　Ｂｉｏｍａｔｅｒｉａｌ　ｄｅｌｅｏｐｍｅｎｔｓ　ｆｏｒ　ｂｏｎｅ　 ｔｉｓｓｕｅ　ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ［Ｊ］．　Ｂｉｏｍａｔｅｒｉａｌｓ．　２０００，　２１　（２３）　：　２３４７－２３５９．＠＠［１１］ Ｓｐｅｃｔｏｒ　Ｍ．　Ａｎｏｒｇａｎｉｃ　ｂｏｖｉｎｅ　ｂｏｎｅ　ａｎｄ　ｃｅｒａｍｉｃ　ａｎａｌｏｇｓ　ｏｆ　ｂｏｎｅ　ｍｉｎ ｅｒａｌ　ａｓ　ｉｍｐｌａｎｔｓ　ｔｏ　ｆａｃｉｌｔａｔｅ　ｂｏｎｅ　ｒｅｇｅｎｅｒａｔｉｏｎ　［Ｊ］．　Ｃｌｉｎ　Ｐｌａｓｔ　Ｓｕｒｇ　 １９９４，２１　（３）　：４３７－４４４．＠＠［１２］段友容，姚吉吉，王朝元，等．多孔磷酸钙陶瓷在动态ＳＢＦ中类骨 磷灰石形成的研究［Ｊ］．生物医学工程学杂志，２００２，１９　（３）：３６５－ ３６９．２０１１－０７－１５万方数据不同比例PLGA/β-TCP电纺纤维支架的制备与性能研究作者：谢江徽， 贾骏， 刘一涵， 延卫， 张少锋， XIE Jiang-hui， JIA Jun， LIU Yi-han， YAN Wei，ZHANG Shao-feng作者单位：谢江徽,贾骏,刘一涵,张少锋,XIE Jiang-hui,JIA Jun,LIU Yi-han,ZHANG Shao-feng(第四军医大学口腔医学院修复科 陕西西安710032)， 延卫,YAN Wei(西安交通大学能源与动力工程学院陕西 西安710049)刊名：临床口腔医学杂志英文刊名：Journal of Clinical Stomatology年，卷(期)：2011,27(11)参考文献(12条)1.朱洪光;徐欣应用骨组织工程技术修复节段性骨缺损的研究进展[期刊论文]-中国口腔种植学杂志 2009(04)2.刘竞龙;余斌;高成杰骨组织工程材料修复骨缺损:大鼠成骨细胞与聚乳酸和聚乙醇酸共聚合物支架联合培养观察[期刊论文]-中国临床康复 2002(16)3.Takahash iY;Y am am oto M;Tabata Y Osteogen ic different iation of m esenchym al stem cells in b iodegradab le sponges composed of gelatin and Beta-tricalcium phosphate[外文期刊] 2005(17)ne JM;Bo st rom M P Bone graft ing and new composite biosynthet ic graft materials 1998(05)5.迟蕾;姚永毅静电纺丝制备纳米纤维的最新进展 2004(05)6.Formhals A Process and apparatus for preparing artificial threads 19757.Zheng-Ming Huang;Y-Z Zhang;M Kotaki A Review on polymer nanofiberselectrospinning and their applications in nanocomposites 20038.张维茹关于滤材孔隙率的探讨[期刊论文]-天津造纸 1997(04)9.Courtney T;Sacks MS;Stankus J Design and analysis of tissue engineering scaffolds that mimic soft tissue mechanical anisotropy[外文期刊] 2006(19)10.Karen JL B;Scott P;James FK Biomaterial deleopments for bone tissue engineering[外文期刊] 2000(23)11.Spector M Anorganic bovine bone and ceramic analogs of bone mineral as implants to faciltate bone regeneration 1994(03)12.段友容;姚吉吉;王朝元多孔磷酸钙陶瓷在动态SBF中类骨磷灰石形成的研究[期刊论文]-生物医学工程学杂志 2002(03)本文链接：/Periodical_lckqyx201111004.aspx。

可降解聚氨酯型组织工程多孔支架材料的制备可降解高分子材料亦称绿色高分子材料是一种环境友好型材料。

根据美国ASTMD0833- 92技术标准，在特定环境中化学结构发生重大改变，并导致在确定的时间内出现某些性能损失的高分子材料叫可降解高分子材料。

通俗的讲，就是指在一定的使用期内，具有与普通塑料同样的使用功能，之后其分子结构发生变化而被自然环境同化的高分子材料。

从20世纪80年代，随着高分子材料大规模生产，废弃高分子材料对环境的污染也日益加剧，可降解高分子材料的研究和开发逐渐被世界各国所重视。

可降解聚氨酯材料在医用包装等诸多领域都有广阔的应用前景，其开发已成为世界范围的研究热点。

生物组织工程用材料在近年来得到广泛的关注和研究。

作为组织工程用材料最基本的要求是能够与细胞外基质及组织发生相互作用从而引导细胞在其中分化及增殖。

可降解型聚氨酯由于具有很好的生物相容性及可降解性而成为一种重要的组织工程用材料，此外，聚氨酯具有较强的分子结构可设计性，易于加工成型，力学性能优异，通过将分子设计与先进多孔制备技术相结合便可制得理想的组织工程材料。

1 可降解聚氨酯的合成方法随着聚氨酯材料的大规模使用，其对环境的污染问题也越来越严重。

为了更好的解决这一问题，研究者们不断地研究可降解聚氨酯材料的合成方法。

其合成方法按时间顺序和技术发展程度，可分为与天然物质共混、改性后共混、与天然物质共聚、分子链设计等几个阶段。

1.1与天然物质共混共混是一种物理方法，即将天然高分子粉体作为聚氨酯合成的原料之一，以填料或交联剂的形式进入聚氨酯基体，是较早采用的可降解塑料合成方法之一。

天然高分子一般具有很好的降解性，与聚氨酯复合后可以提高其降解性能。

另外，通过共混可提高高分子材料的物理力学性能、加工性能，降低成本，扩大使用范围。

总的来说，直接共混的方法简单易行，但所达到的效果不好，例如降解性不彻底，力学性能较差等，限制了材料的广泛应用。

所以研究者们开始寻求新的途径来对这一方法改进。

生物材料的制备与表征方法研究生物材料是一种具有生物相容性、生物活性以及生物可降解性的材料，在医疗领域、药物递送、组织工程等方面具有重要应用价值。

为了进一步提高生物材料的性能和功能，研究者们不断探索和发展新的制备和表征方法。

本文将介绍生物材料的制备方法和常用的表征技术，并探讨其在医疗领域中的应用前景。

生物材料的制备方法主要包括生物可降解聚合物的合成、蛋白质材料的提取和生物矿化过程。

其中，生物可降解聚合物的合成是目前应用最广泛的制备方法之一。

常见的合成方法包括聚合反应、酯交换反应、缩聚反应等。

通过调整合成条件和材料组成，可以控制材料的物理化学性质，从而实现对生物材料性能的调控。

蛋白质材料的提取是另一种常用的制备方法。

通过从自然界中提取蛋白质，可以制备出具有特定功能的生物材料。

生物矿化过程是利用生物体内的成分沉积形成材料的过程，通过模仿生物体内的矿化过程，可以制备出具有良好生物相容性和生物活性的材料。

生物材料的表征方法主要包括形态学表征、化学性质表征和力学性能测试。

形态学表征是对材料的形貌、尺寸和结构进行观察和分析。

常用的形态学表征技术包括扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）和原子力显微镜（AFM）等。

这些技术可以提供关于材料表面形貌、粒径分布和孔隙结构的信息。

化学性质表征是对材料的化学成分和功能基团进行分析和检测。

常用的化学性质表征技术包括傅里叶变换红外光谱（FTIR）、X射线光电子能谱（XPS）和质谱（MS）等。

这些技术可以提供关于材料表面化学组成、功能基团和相对含量的信息。

力学性能测试是对材料的力学性能进行评价和分析。

常用的力学性能测试技术包括拉伸测试、压缩测试和硬度测试等。

这些技术可以揭示材料的强度、韧性和刚度等力学性能指标。

生物材料的制备和表征方法的研究对于材料领域的发展具有重要意义。

通过不断改进和优化制备方法，可以制备出更具有良好性质和功能的生物材料。

通过精确和准确地表征材料的形态和化学性质，可以揭示材料的微观结构和宏观性能之间的关系，为进一步的应用和改进提供参考。

plga材料参数
1. 分子量：PLGA 的分子量可以通过调节单体的比例和聚合条件来控制。

分子量的大小会影响材料的物理性质和降解速率。

2. 乳酸/羟基乙酸比例：PLGA 的乳酸和羟基乙酸的比例可以在一定范围内调整，通常在 50/50 到 85/15 之间。

比例的不同会影响材料的降解速率和力学性能。

3. 玻璃化转变温度（Tg）：PLGA 的玻璃化转变温度取决于其分子量和组成。

一般来说，PLGA 的 Tg 在 40-60°C 之间。

4. 熔点（Tm）：PLGA 的熔点也受分子量和组成的影响。

通常，PLGA 的 Tm 在 140-180°
C 之间。

5. 降解速率：PLGA 的降解速率可以通过调节其分子量、组成和分子量分布来控制。

一般来说，较低分子量和较高 GA 含量的 PLGA 会降解更快。

6. 力学性能：PLGA 的力学性能包括弹性模量、屈服强度和断裂伸长率等。

这些参数可以通过调节分子量、组成和加工条件来调整。

7. 生物相容性：PLGA 具有良好的生物相容性，已被广泛用于生物医学领域。

它可以被人体逐渐吸收和代谢，不会引起明显的免疫反应。

8. 可加工性：PLGA 可以通过多种方法加工成各种形状和尺寸的制品，如注塑、挤出、纺丝等。

需要注意的是，PLGA 的具体参数可能因不同的生产厂家和产品而有所差异。

在使用PLGA 材料时，建议参考相关的产品规格和文献资料，以获得准确的参数信息。

骨组织工程多孔支架材料性质及支架制备吴景梅* 吴若峰*上海大学材料科学与工程学院高分子化学与物理系(201800)email:wujingmei@摘要：多孔性生物可降解支架的选择和制备是组织工程技术成功运用的关键，本文从骨架的材料要求、常用的骨架材料、骨架的制备技术等几个方面对组织工程和生物降解支架的工作进行了综述，并对该研究的前景进行了展望关键词：组织工程多孔支架生物降解性制备方法1. 引言组织工程是应用生命科学和工程学的原理和方法，在正确认识哺乳动物的正常和病理两种状态下组织结构与功能关系的基础上，研究、开发用于修复、维护、促进人体各种组织或器官损伤后的功能和形态的生物替代物的一门新兴学科[1—3]。

组织工程学的基本方法是首先分离培养相关的细胞，然后将一定量的细胞种植到具有一定空间结构的三维支架上，再将此细胞支架复合物植入体内或在体外培养，通过细胞之间的粘附、生长繁殖分泌细胞外基质，从而形成具有一定结构和功能的组织或器官[4—6]。

近年来，随着细胞生物学、分子生物学及生物材料学研究的突飞猛进，组织工程作为一门新兴的交叉学科在其研究和应用方面也取得了很大的进展。

目前组织工程研究的领域主要有皮肤组织工程，骨、软骨组织工程，神经、肌腱组织工程等，其中骨组织工程的研究是最活跃的领域之一。

骨组织工程的研究和应用将会克服现有骨缺损修复中自体骨移植来源少、异体骨移植存在排斥反应的问题和不足，预期它将为骨缺损修复带来美好的前景。

但是骨组织工程研究中还存在许多困难，其中理想的细胞外支架材料的选择和制备是骨组织工程研究中急需解决的困难。

2. 组织工程对支架材料的要求理想的骨组织工程支架材料的要求有[7—8]：(1)良好的生物相容性：除满足生物材料的一般要求，如无毒、不致畸之外，还要有利于种子细胞的粘附、增殖，降解产物对细胞无毒害作用，不引起炎症反应，有利于细胞的生长和分化。

（2）良好的生物降解性：支架材料在完成支撑功能后应能降解，降解速率应与骨组织细胞生长速率相适应。

聚(L-谷氨酸)水凝胶介导羟基磷灰石的生物矿化颜世峰;王卫东;任婕;滕畅畅;尹静波【摘要】以1-乙基-3-(3-二甲基氨基丙基)碳二亚胺盐酸盐(EDC·HCl)为羧基活化剂,己二酸二酰肼(ADH)为交联剂,制备了生物活性聚(L-谷氨酸)(PLGA)水凝胶.通过X射线衍射和扫描电子显微镜等表征了在不同浓度模拟体液(SBF)中羟基磷灰石(HA)的形成和生长.PLGA水凝胶的表面和内部均可观察到HA的形成和生长.同时探讨了PLGA水凝胶矿化前后的力学性能.将矿化前后PLGA水凝胶用于脂肪干细胞(ASCs)的培养,研究其细胞相容性.【期刊名称】《高等学校化学学报》【年(卷),期】2019(040)004【总页数】9页(P815-823)【关键词】聚(L-谷氨酸)水凝胶;生物矿化;羟基磷灰石;骨再生【作者】颜世峰;王卫东;任婕;滕畅畅;尹静波【作者单位】上海大学材料科学与工程学院, 高分子材料系, 上海 200444;上海大学材料科学与工程学院, 高分子材料系, 上海 200444;上海大学材料科学与工程学院, 高分子材料系, 上海 200444;上海大学材料科学与工程学院, 高分子材料系, 上海 200444;上海大学材料科学与工程学院, 高分子材料系, 上海 200444【正文语种】中文【中图分类】O636在骨组织工程中, 理想的支架材料应具有诱导钙化能力[1]. 天然骨在结构上是由胶原(一种基于蛋白质的水凝胶模板)和羟基磷灰石(HA)组成的有机/无机复合材料[2]. HA具有良好的生物相容性和骨传导性[3],但HA硬而脆的特性限制了其在骨修复领域的应用. 将HA与弹性聚合物水凝胶网络相结合可制备柔性生物活性复合材料, 其低刚度、抗外力、高断裂韧性[4]以及易成型的优点而备受关注[5]. 此外, 在水凝胶的制备过程中, 可通过引入极性配体(如羧基), 来模仿调节矿物质生长的骨基质酸性蛋白[6], 模拟骨的形成过程.制备聚合物/HA复合材料的方法通常有3种: 与HA纳米颗粒直接混合[7]、聚合物存在下HA沉淀[8]和仿生矿化[9]. 虽然前2种方法简单且成本低, 但难以实现表面化学性质和形貌的调控[10,11]. 而生物矿化方法, 即模仿生物系统的矿化过程, 是一种简单有效的模拟复杂形状类骨结构的方法. 通常, 用于生物矿化的聚合物模板包括天然生物大分子, 如胶原蛋白、明胶、多糖[12], 以及合成聚合物[13](如聚丙烯酸[14]). 受天然骨组织形成过程中蛋白质调控矿化的启发, 在蛋白质及其类似物存在下调控HA生长是最常用的一种生物矿化研究模型[15]. 骨唾液蛋白(BSP)是一种骨特异性糖蛋白, 含有磷酸丝氨酸及硫酸酪氨酸残基且富含谷氨酸残基, 这些氨基酸残基可以作为HA异相成核的引发剂[16～18]. BSP中谷氨酸残基的化学修饰会导致HA的成核能力降低, 表明BSP中富含的谷氨酸序列在成核中起重要作用[17,19]. 基于胶原蛋白的矿化过程已被广泛研究[20,21], 但由于天然来源的胶原提取过程复杂, 并且可能具有免疫原性反应, 加之材料成本高、强度低, 在骨组织支架中胶原基材料的使用受到限制[11,22].考虑到BSP中谷氨酸残基能够诱导矿化, 本文研究了聚(L-谷氨酸)(PLGA)水凝胶的生物矿化. PLGA是一种具有良好生物相容性的合成多肽, 由天然存在的L-谷氨酸通过酰胺键连接而成, 具有亲水性、生物降解性、非抗原性和免疫原性的优点.PLGA因其分子链侧链上具有羧基的残基具有诱导HA形成的能力[23]. 本文以己二酸二酰肼(ADH)为交联剂, 通过化学交联构建PLGA水凝胶, 评估了PLGA水凝胶在SBF中的矿化能力, 并提出可能的矿化机理.1 实验部分1.1 试剂聚(L-谷氨酸)(PLGA, Mη=5.0×104)参照文献[24]方法制备. 己二酸二酰肼(ADH)和1-乙基-3-(3-二甲基氨基丙基)碳二亚胺盐酸盐(EDC·HCl)购自上海达瑞化学品公司.1.2 实验过程1.2.1 PLGA水凝胶的制备配制质量分数为6%的PLGA水溶液, 加入ADH, 利用NaOH或HCl调节溶液的pH至4.5, 搅拌2 h后加入EDC, 控制ADH/EDC/PLGA中—COOH摩尔比为0.325∶1∶1.将溶液快速混合均匀, 静置反应4 h后形成透明水凝胶.1.2.2 PLGA水凝胶的仿生矿化将PLGA水凝胶浸泡于模拟体液(1.5SBF和1.0SBF)中以诱导HA的形成. 1.5SBF和1.0SBF是按照模拟血浆中的离子浓度而配制的盐溶液, 主要成分如表1所示. 其中1.5SBF的离子浓度是1.0SBF的1.5倍, 可加速HA的生长[25]. 浸泡2, 6, 10, 14, 21和28 d后, 取出水凝胶, 用蒸馏水洗涤3次, 利用滤纸吸去表面残留水分, 将水凝胶置于液氮中快速冷冻, 而后置于冷冻干燥机内干燥48 h.Table 1 Comparation of the ion concentration(mmol/L) in human plasma, 1.0SBF and 1.5SBFSampleIon concentration/(mmol·L-1)Na+K+Ca2+Mg2+HCO-3Cl-HPO2-4SO2-4Plasma142.05.02.51.527.0103.01.00.51.0SBF142.05.02.51.54.2148.01.00.51. 5SBF213.17.53.82.36.3221.91.50.81.2.3 测试与表征利用X射线衍射仪(XRD, D/MAX2550, Rigaku, 日本)和傅里叶变换红外光谱仪(FTIR, AVATAR 370, Nicolet, 美国)表征冻干水凝胶以确认样品的矿化成分. 将材料切开, 喷金, 通过扫描电子显微镜(SEM, JSM-6700F, 日本电子, 日本)观测水凝胶矿化后的表面形貌, 通过X射线能谱(EDS)表征样品表面元素分析. 称量一定量的冻干水凝胶, 用热重分析仪(Q500, TA Instruments, 美国)评估SBF 矿化不同时间HA的含量. 将水凝胶从SBF溶液中取出, 通过D-HR3旋转流变仪(D-HR3, TA Instruments, 美国)检测水凝胶矿化前后流变学性能.1.3 PLGA水凝胶的体外相容性考察参照文献[26,27]方法从新西兰白兔后颈处提取兔脂肪干细胞(ASCs). 将冷冻干燥的PLGA水凝胶和经1.5SBF浸泡14 d的PLGA水凝胶置于75%乙醇中1 h后灭菌后, 将细胞接种到水凝胶支架上, 细胞接种密度为5×107 Cell/mL[27]. 经1, 7, 14 d培养后将细胞/水凝胶复合物取出, 经2.5%(体积分数)戊二醛固定液固定过夜, 分别以25%, 70%, 80%, 95%的乙醇溶液梯度脱水, 每个梯度5 min; 再以梯度乙醇/六甲基二硅胺烷混合溶液(体积比为3∶1, 1∶1, 1∶3, 0∶1)逐级置换乙醇, 每级10 min, 干燥, 切除表层暴露截面, 喷金, 采用SEM观察细胞黏附和细胞外基质沉积情况. 使用活-死细胞染色试剂盒(Invitrogen)研究材料的生物相容性, 并采用共聚焦激光显微镜(CLSM, FV-1000, Olympus, 日本)观察细胞的存活情况.2 结果与讨论2.1 水凝胶的制备PLGA可通过含有2个酰肼基团的低分子量交联剂ADH交联. 将EDC作为羧基的活化剂, 形成具有氨基反应活性的O-酰基脲中间体, 然后与酰肼基团发生缩合反应, 形成酰腙化学键[28], 以实现羧基和氨基之间的“零长”交联[29]. 如Scheme 1所示, PLGA侧链羧基与ADH通过酰胺键交联形成三维网络结构. 据文献[30]报道, 在pH=3.5～4.5范围内, EDC介导的缩合反应的效率较高. 但当 pH<4.4(PLGA的pKa=4.4)时, 水相中的PLGA链易蜷曲并沉淀[31], 因此反应过程中将溶液的pH设为4.5. 图1为加入EDC前后的PLGA/ADH混合物溶液形态. 在未加入EDC时, PLGA不能直接通过ADH交联形成水凝胶. 加入EDC后, 可得到透明的PLGA水凝胶, 表明活化的PLGA可与ADH反应形成三维聚合物网络. 水凝胶在被镊子夹起后仍能保持原始形状, 表明其良好的机械强度.Scheme 1 Schematic of PLGA crosslinkingFig.1 Photographs of PLGA/ADH solution before(A) and after addition of EDC(B—D) (B) Investion; (C) lifting up; (D) picking up.2.2 PLGA水凝胶在模拟体液中的矿化能力Fig.2 XRD patterns of PLGA hydrogels after soaking in 1.5SBF for different time(A) and comparison of XRD patterns of PLGA hydrogels after soaking in 1.0SBF and 1.5SBF(B)Fig.3 FTIR spectra of PLGA(a), PLGA hydrogel before(b)and after mineralization(c)矿化PLGA水凝胶的XRD谱如图2(A)所示. 对于PLGA水凝胶, 其XRD图谱仅在2θ≈21°处出现一个宽峰, 表明其为无定形结构. PLGA水凝胶在1.5SBF中浸泡2 d 后, 其XRD图谱中并未显示HA晶体的特征峰. 浸泡6 d后开始观察到HA的特征峰, 其中最强的峰位于2θ=32°处, 这归因于HA的(211), (112)和(300)晶面衍射峰的叠加[32]. 随着浸泡时间的增加, 在2θ=39°, 46°和49°处出现新的特征峰[24], 并且所有特征峰的强度均随着浸泡时间增加而逐渐增加, 这表明PLGA水凝胶基质中HA的成核和生长. 同时, PLGA水凝胶在2θ=21°处的特征峰强度减弱, 这归因于PLGA/HA复合材料中HA含量的逐渐增加和PLGA含量的降低. 图2(B)显示了PLGA水凝胶经不同浓度SBF浸泡后的XRD图谱. 在1.0SBF溶液中浸泡28 d, 仅出现了以2θ=26°和32°为中心的2个衍射峰, 其衍射峰强度明显弱于经1.5SBF浸泡14 d的对照组. 因此, 增加模拟体液中的离子浓度可明显加速HA晶体的沉积.图3为PLGA, PLGA水凝胶以及经1.5SBF浸泡14 d后复合水凝胶的红外光谱图. PLGA在1713, 1624和1518 cm-1处显示特征吸收峰, 分别对应于—COOH、酰胺Ⅰ和Ⅱ以及CO的伸缩振动[24]. 对于PLGA水凝胶, 1650 cm -1处新峰的出现证实了交联反应发生. PLGA水凝胶经1.5SBF浸泡后, 于1035, 603和565 cm-1处出现了离子的振动吸收峰. 此外, 在1448, 1411和870 cm-1处可观察到离子的特征峰, 表明少量的被取代[33].图4显示了经1.0SBF和1.5SBF溶液浸泡不同时间后PLGA水凝胶的照片. 即使在1.0SBF中浸泡28 d, 水凝胶几乎还是透明的. 然而, 在1.5SBF中浸泡14 d后的PLGA水凝胶透明度就明显变差, 表明HA晶体沉淀. 当浸泡时间增加至28 d时, PLGA水凝胶的透明度进一步降低, 表明更多的HA发生矿化.Fig.4 Photographs of PLGA hydrogels before(A) and after soaking in1.0SBF(B, B′)/1.5SBF(C, C′) for 14 d(B, C) and 28 d(B′, C′)Fig.5 SEM images of the mineralized surface of PLGA hydrogels after soaking in 1.0SBF and 1.5SBF for different time (A—F) 2, 6, 10, 14, 21 and 28 d in 1.0SBF; (A′—F′) 2, 6, 10, 14, 21 and 28 d in 1.5SBF; (G, H) different magnification in 1.5SBF for 14 d.2.3 矿化PLGA水凝胶的微观结构Fig.6 EDS spectrum of the cross-section of the hydrogel after soaking in 1.5SBF for 14 d图5显示了经1.0SBF和1.5SBF浸泡不同时间后PLGA水凝胶的表面微观形态. 经1.5SBF浸泡2 d后, 水凝胶表面仍然相对光滑, 只存在少量沉淀物[图5(A′)]. 浸泡6 d后, 一些球形颗粒开始出现在水凝胶表面上[图5(B′)]. 浸泡10 d后, 颗粒数量和尺寸均增加[图5(C′)]. 颗粒数随浸泡时间增加进一步增加[图5(D′), (E′)]. 浸泡28 d 后, 可观察到粒径为3～5 μm的球形颗粒几乎覆盖水凝胶外表面[图5(F′)]. 而经1.0SBF浸泡后, 在PLGA水凝胶表面上也可观察到球形HA颗粒随浸泡时间延长而逐渐生长[图5(A)～(F)], 但与经1.5SBF浸泡样品相比, 其颗粒尺寸和数量都明显变小. 因此, 提高模拟体液中离子浓度可加速HA的沉积. 图5(G)显示了经1.5SBF浸泡14 d后PLGA水凝胶的内部微观结构. 矿化后水凝胶内部仍保持多孔结构, 且水凝胶孔壁覆盖一层致密的球形HA颗粒, 颗粒尺寸为3～5 μm. 因此, PLGA水凝胶在模拟体液中的矿化导致在水凝胶内部和表面上形成HA. 图5(H)显示了矿化层的高倍放大形貌. 可见HA球形颗粒的表面显示纳米多孔的微结构[11], 纳米拓扑结构在骨组织工程应用中的重要性已经在成骨细胞分化[34]和细胞黏附等方面[35]得到证实. EDS能谱(图6)显示经浸泡的PLGA水凝胶表面主要元素为C, O, Ca和P, 其中Ca和P只能来自矿化物质. 经1.5SBF浸泡14 d的PLGA水凝胶中Ca/P摩尔比为1.63, 略低于HA的化学计量值1.67. 这可能归因于少量Ca2+位点的阳离子取代, 或位点被离子取代[36].2.4 羟基磷灰石的生长与时间的关系图7(A)为冷冻干燥的PLGA水凝胶在矿化前后的TGA曲线. 所有样品在25～150 ℃和200～500 ℃之间均有2个明显的质量损失. 前者归因于干凝胶中残留水分的蒸发, 而后者归因于大分子链的热分解[37]. 在高于500 ℃的温度下复合水凝胶的质量损失不明显, 表明复合水凝胶中的PLGA组分几乎完全分解. 但在500～600 ℃时, 剩余质量仍略有下降, 对应于从HA到β-磷酸三钙的热相转变所脱除的结构水[38]. 在1.5SBF溶液中浸泡2 d后, 其TGA曲线与矿化前水凝胶基本一致, 表明PLGA水凝胶基质中几乎没有矿化物. 随着矿化时间的增加, PLGA水凝胶热稳定性大大提高, 这是由于更多的HA沉淀物生成所致[图7(A)]. 由图7(B)可见, 初始分解温度和剩余质量随着矿化时间的延长而增加, 表明PLGA水凝胶的耐热性也随浸泡时间增加而提高. 与经1.0SBF浸泡28 d的PLGA水凝胶相比, 在1.5SBF中浸泡14 d的PLGA水凝胶表现出更高的初始分解温度和残余质量.Fig.7 TGA curves of PLGA hydrogels after mineralization (A) PLGA hydrogels after soaking in 1.5SBF for different time; (B) comparison of TGA curves for PLGA hydrogels after soaking in 1.0SBF and 1.5SBF; (C) percentage of mass increase with immersion time for PLGA hydrogels after soaking in 1.0SBF and 1.5SBF.通过称重法和TGA评估矿化后水凝胶质量增加的百分比[图7(C)]. 由于HA的逐渐生长, 在1.0SBF和1.5SBF中矿化的PLGA水凝胶的总质量随着浸泡时间延长而增加. 当浸泡时间从2 d增加到28 d时, 在1.0SBF中矿化的PLGA水凝胶增重率从3.3%增加到29.2%, 而经1.5SBF浸泡的水凝胶的增重率从5.7%增加到49.2%. 在1.5SBF中矿化的PLGA水凝胶的总质量增长得更快, 说明模拟体液中离子浓度的增加可明显加速PLGA水凝胶的矿化. 矿化后水凝胶质量增加也可以通过矿化前后TGA曲线的剩余质量的差值来估算, 在1. 0SBF中浸泡28 d PLGA水凝胶质量增加了29.43%, 而在1.5SBF中增加了51.17%. 2种方法的结果基本相同. 因此, 矿化时间和模拟体液浓度是影响PLGA水凝胶矿化的重要因素.2.5 PLGA水凝胶矿化机理羟基[39]、羧基、磷酸根[40]和磺酸根[41]等官能团可作为钙离子结合位点, 从而引发HA晶核的形成[42]. 另一方面, 水凝胶中的氨基却不能使HA成核[42]. HA形成的潜在机制如Scheme 2所示. PLGA中谷氨酸的结构单元富含羧基, 在HA的成核和生长过程中起重要作用[43]. PLGA中的羧基可首先螯合钙离子, 导致PLGA 水凝胶表面和内部的Ca2+富集, 然后进一步组装和Ca2+, 从而形成无定形HA团簇. 初始阶段的HA团簇可以作为HA晶体的核, 通过消耗SBF溶液中的Ca2+和而自发生长. 在矿化过程中, 无定形HA生长为结晶HA. PLGA水凝胶中的羧基充当成核位点以诱导HA晶体的成核, 而水凝胶作为支持HA结晶生长的3D模板, 形成有机/无机复合材料. Kawashitaet等[44]报道了羧甲基化的甲壳素和结冷胶凝胶,在SBF环境中凝胶表面逐步矿化形成HA, 表明HA的形成也归因于羧基对HA成核的诱导作用.Scheme 2 Schematic illustration of the HA mineralization induced by PLGA hydrogels Naka K(ed)2.6 PLGA/HA复合水凝胶的机械性能使用旋转流变仪在角频率扫描模式下测试矿化前后PLGA水凝胶的机械性能. 所有样品储能模量(G′)在测量频率范围内均远大于损耗模量(G″), 表明PLGA水凝胶形成稳定的交联网络. 矿化前PLGA水凝胶的G′为5.1 kPa, 矿化后水凝胶的模量大大增加. 在1.5SBF中浸泡28 d后, 水凝胶的G′可达45.2 kPa, 其数值比矿化前增加约8.9倍[图8(A)], 这主要归因于PLGA水凝胶中丰富的—COOH促进了Ca2+螯合和HA的沉积, 使水凝胶力学强度提高[45,46]. Heinemann等[47]也报道了HA矿化对胶原支架的增强效果. Jiao等[45]也报道了HA的引入改善了原位交联的聚(乙二醇)马来柠檬酸酯基水凝胶的力学强度. 动态黏度(∣η*∣)也随浸泡时间延长明显提高[图8(B)],这归因于HA的引入限制了大分子链间的相对运动.Fig.8 Rheological properties of PLGA hydrogels after mineralization(A) Storage modulus(G′) or loss modulus(G″); (B) complex viscosity ∣η*∣ of PLGA hydrogels after soaking in 1.5SBF for different time.2.7 PLGA/HA复合水凝胶的细胞黏附行为及细胞相容性采用CLSM和SEM研究矿化前后PLGA水凝胶能否为脂肪干细胞(ASC)的培养提供适宜的环境. 矿化前PLGA水凝胶显示出连续多孔结构, 孔径为150～200μm[图9(A)]. 球形细胞在水凝胶表面上充分增殖并迁移至PLGA水凝胶内部的孔洞中[图9(C)]. 对于在1.5SBF中矿化14 d的PLGA水凝胶, PLGA水凝胶的表面均匀覆盖一层HA, 矿化水凝胶仍保持多孔结构[图9(B)]. 将ASCs在水凝胶中培养3 d后, 可观察到细胞聚集并分泌大量的细胞外基质[48][图9(D)]. 因此, PLGA水凝胶的矿化可促进细胞迁移与生长[49].Fig.9 SEM images of PLGA hydrogels before(A) and after soaking in 1.5SBF for 14 d(B) and the ASCs proliferated on PLGA hydrogel(C) and mineralized hydrogel for 3 d(D)Fig.10 CLSM images of the ASCs-seeded PLGA hydrogels(A—C) and the ASCs-seeded mineralized hydrogel(D—F) at 1 d(A, D), 7 d(B, C) and 14 d(C, F) The living cells were stained with FDA(green) and the dead cell nuclei were stained with PI(red).将ASCs用FDA/PI进行死/活细胞染色, 利用CLSM观察不同时间点的细胞-水凝胶复合物. 对于PLGA水凝胶和矿化水凝胶, 球形细胞在7 d内沿着孔壁生长[图10(A), (B), (D), (E)]. 培养14 d后, 大多数孔洞充满细胞簇, 细胞密度随着培养时间延长而增加[图10(C, F)]. 大多数细胞在1, 7和14 d后仍存活, 证实在矿化前后PLGA水凝胶对细胞均没有明显的毒副作用. 前期的工作[50,51]也证实, PLGA是一种细胞相容性良好的生物材料, 可促进ASCs的黏附与增殖. 研究[10]表明, 材料的表面特性, 特别是化学成分和形态可影响细胞黏附. 矿化后HA层的引入改变了PLGA水凝胶的化学组成以及表面微观结构, 导致细胞黏附和存活的进一步改善. Chang等[52]也报道了HA的掺入促进了细胞的生长, 并改善了几丁质水凝胶的生物相容性.3 结论以ADH为交联剂, EDC为活化剂, 制备了PLGA水凝胶, 研究了PLGA水凝胶在模拟体液中的生物矿化情况. 结果表明, 具有丰富羧基的PLGA水凝胶可有效诱导HA 的形成. 模拟体液浓度和矿化时间的增加显著影响PLGA水凝胶的矿化过程和加速HA的沉积, 且矿化后水凝胶的力学强度明显提高. 矿化前后PLGA水凝胶均具有良好的细胞相容性, 并且用于ASCs的培养. 与PLGA水凝胶相比, 矿化PLGA水凝胶表现出更优的细胞黏附性和细胞相容性, 在骨组织工程领域具有潜在的应用价值.参考文献【相关文献】[1] Chirila T. V., Zainuddin., React. Funct. Polym., 2007, 67(3), 165—172[2] Song J., Saiz E., Bertozzi C. R., J. Am. Chem. Soc., 2003, 125(5), 1236—1243[3] Webster T. J., Ergun C., Doremus R. H., Siegel R. W., Bizios R., Biomaterials, 2000,21(17), 1803—1810[4] Weiner S., Wagner H. D., Annu. Rev. Mater. Sci., 1998, 28, 271—298[5] Miyazaki T., Mukai J., Ishida E., Ohtsuki C., Biomed. Mater. Eng., 2013, 23(5), 339—347[6] Barrera D. A., Zylstra E., Lansbury P. T., Langer R., J. Am. Chem. 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