1
Titanové beta slitiny v dentální implantologii.
Materiálové vlastnosti, biokompatibilita a
oseointegrace
Habilitační práce
MUDr. Sonia Bartáková, Ph.D.
Stomatologická klinika, Lékařská fakulta
Masarykovy univerzity
Pekařská 53, 621 56 Brno
Brno, 2020
2
Abstrakt
Výzkum nových materiálů uplatnitelných v medicíně je velmi důležitý. Výzkum a klinické
testování titanu a jeho slitin přináší důležité poznatky pro budoucí aplikace v implantologii.
Předkládaná habilitační práce je zaměřena na problematiku titanu a slitin titanu. Je tvořena
a) přehledem současných znalostí o titanu a slitinách titanu z biomedicínského hlediska, b)
přehledem a popisem výsledků autorky získaných v této problematice v období 2003-2020.
Teoretická část práce je zaměřenya na ty aspekty materiálu, které jsou důležité pro
posouzení biokompatibility, oseointegrace a celkové úspěšností zubních implantátů z titanu
a slitin titanu v klinické praxi. Přehledně jsou uvedeny poznatky o chemickém složení slitin
titanu se zvláštním zřetelem na využití legujících prvků, mechanických vlastnostem titanu a
jeho slitin, korozivitě těchto materiálů a v neposlední řadě odolnosti vůči mechanickému
namáhání a opotřebení. V práci jsou rovněž charakterizovány výhody a nevýhody
jednotlivých metod výroby a materiálového zpracování, zejména s ohledem na povrchovou
úpravu. Rovněž jsou uvedena základní kritéria a testy pro posouzení biokompatibility titanu a
slitin titanu, a to v oblasti cytotoxicity materiálu, adherence buněk na povrch materiálu, a
tvorby matrix. Pozornost byla věnována i faktorům ovlivňujícím oseointegraci, zejména
s ohledem na metodické postupy vedoucí k vytvoření povrchu podporujícího oseointegraci.
V neposlední řadě je pozornost věnována i moderním trendům ve výzkumu titanu a
titanových slitin pro budoucí uplatnění slitin titanuv zubní implantologii.
Výsledky výzkumné práce jsou prezentovány formou přiložených článků publikovaných
v odborných časopisech a formou popisu hlavních výsledků. Získané poznatky a hlavní závěry
těchto publikovaných prací lze shrnout v následujících bodech: (1) Vhodnost legujících prvků
(z hlediska cytokompatibility) ve slitinách titanu klesá v pořadí Ta Ni Va Mo. (2) Příměsové
prvky Fe a V ve slitinách titanu snižují rychlost adherence buněk. (3) Různé metody tvorby
mikrostruktury a mikroreliéfu povrchu materiálu (sledované pomocí nejrůznějších
mikroskopických metod) zlepšují adsorpci buněk. (4) Povlakování povrchu titanu a slitin
titanu HA se v in vitro studii prokázalo jako vhodná úprava pro zvýšení adherence a růstu
buněk na povrchu materiálu. (5) Implantologická studie in vivo testující titanové implantáty
typu PV prokázala jejich velmi dobrou oseointegraci. (6) Matematické modelování je
vhodným postupem pro určení částí zubních implantátů které po zavedení do kostní tkáně
vykazují kriticky vysoké hodnoty napětí. Pomocí matematického modelování lze indikovat
potenciální zlomy zubních implantátů a predikovat vznik kritického napětí v periodonciu a
okolní kosti. Tato místa jsou potenciálně riziková, a to z hlediska vzniku resorpce kosti.
Na základě této předkládané práce lze shrnout, že problematika titanu a jeho slitin se
v oblasti výzkumu a klinické praxe dynamicky vyvíjí a díky rychlému rozvoji technologií je
příslibem pro široké uplatnění těchto materiálů v zubní medicíně.
3
Čestné prohlášení
Prohlašuji tímto, že habilitační práci na téma Titanové beta slitiny v dentální implantologii.
Materiálové vlastnosti, biokompatibilita a oseointegrace jsem vypracovala samostatně
s využitím odborné literatury a dalších zdrojů uvedených v seznamu literatury této práce.
V Brně, dne 6.4.2020 ……………………………..
MUDr. Sonia Bartáková, Ph.D.
Poděkování
Děkuji tímto svým kolegům ze Stomatologické kliniky Lékařské fakulty Masarykovy univerzity
Brno za podporu a cenné diskuse, které vedly k formulaci výzkumné práce v oblasti výzkumu
titanu a titanových slitin v rámci Stomatologického výzkumného centra. Rovněž děkuji
spolupracovníkům z řady národních a zahraničních institucí, jmenovitě pak prof. Barešovi,
prof. Izakovičové-Hollé, prof. Vaňkovi, MUDr. Prachárovi, doc. Floriánovi, prof. Kukletové,
Prof. Kasugai, prof. Hanawa, prof. Tagami, Dr. Málkovi a prof. Vetterlovi. V neposlední řadě
pak děkuji své rodině.
V Brně, dne 6.4.2020 ……………………………..
MUDr. Sonia Bartáková, Ph.D.
Bibliografická citace:
Bartáková, S. (2020): Titanové beta slitiny v dentální implantologii. Materiálové vlastnosti,
biokompatibilita a oseointegrace. Habilitační práce. Lékařská fakulta Masarykovy univerzity
v Brně, 364 s.
4
Obsah
1. Úvod 6
2. Titan a jeho slitiny 6
2.1. Chemicky čistý titan 6
2.2. Nanostrukturní titan 8
2.3. Slitiny titanu 8
3. Chemické složení slitin titanu 10
4. Vlastnosti titanu a jeho slitin 14
4.1. Mechanické vlastnosti slitin 14
4.2. Mikrostruktura slitin titanu 15
4.3. Odolnost vůči korozi 23
4.4. Odolnost vůči namáhání a opotřebení 26
5. Současné trendy v materiálovém zpracování slitin titanu 26
6. Povrchová úprava 27
7. Biokompatibilita beta slitin 40
7.1. Cytotoxicita 42
7.2. Adhezivita / Adherence 45
7.3. Tvorba matrix 47
7.4. Biokompatibilita 48
8. Oseointegrace dentálních implantátů 49
8.1. Vytváření vrstvy TiO2 51
8.2. Povlakování povrchu pro podporu oseointegrace 51
9. Klinické studie 53
10. Nové směry ve výzkumu, klinické praxi 54
11. Souhrn 61
12. Přehled vlastní práce a hlavních výsledků autorky 62
12.1. Testy biokompatibility titanových slitin 62
12.2. Studium korozivizy slitin titanu 65
12.3. Vliv příměsí legujících prvků ve slitině 67
12.4. Testy dentálních implantátů „ in vivo“ 70
5
12.5. Povlakování hydroxyapatitem 72
12.6. Analýza mikrostruktury povrchu 76
12.7. Modelování přenostu napětí v systému implantát-kost 80
12.7.1. Čepelkové implantáty 80
12.7.2. Válcové implantáty 82
12.7.3. Diskové implantáty 83
12.8. Modelování periodontia 86
12.9. Průmyslové vzory zubních implantátů 88
12.10. Závěr 89
12.11. Seznam publikací autorky v období 2003-2019 90
13. Seznam použité literatury 94
14. Další zdroje 118
15. Příloha (originály odborných článků) 119
6
1. Úvod
Titan je prvek, který byl objeven roku 1791 anglickým chemikem Williamem Gregorem v minerálu
ilmenitu. Z hlediska barvy se jedná se o šedý až stříbřitě zabarvený lehký kov. Titan se vyskytuje
především v zemské kůře. Ve srovnání s ostatními kovy je poměrně tvrdý a mimořádně odolný vůči
korozi. Má schopnost pasivace, tedy vzniku ochranné vrstvy oxidů na povrchu materiálu. Titan se
vyznačuje mimořádnou chemickou stálostí a odolností. Tyto vlastnosti jej určují jako vhodný prvek
pro tvorbu implantátů neboť dochází k relativně nízké interakci s biologickou tkání. Titan navíc není
toxický, karcinogenní ani alergenní. Proto je titan a jeho slitiny považován za velmi perspektivní
materiál v biomedicíně. V současné době existuje mnoho přehledových prací, které se věnují
jednotlivým aspektům využití titanu a jeho slitin v dentální medicíně. Technologii přípravy výroby a
opracování titanu a jeho slitin je v posledním desetiletí věnována celá řada publikací. Rovněž velké
množství prací existuje v oblasti optimalizace složení slitin titanu z hlediska mechanicko-chemických
vlastností, biokompatibility těchto slitin a využití možnosti technologického ovlivnění struktury
povrchu dentálních implantátů pro optimalizaci přijetí dentálního implantátu po jeho zavedení do
čelisti.
Předkládaná práce shrnuje současné poznatky o titanu a jeho slitinách z hlediska jejich složení,
materiálových vlastností, biokompatibility a oseointegrace. V práci jsou rovněž uvedeny výsledky
získané v této oblasti výzkumu a klinické praxe na našem pracovišti (Stomatologická klinika
Masarykovy univerzity v Brně) v rámci Stomatologického výzkumného centra, jehož byla autorka
v období řešení tohoto výzkumného projektu (2005-2011) součástí.
2. Titan a jeho slitiny
2.1. Chemicky čistý titan
Čistý titan (cpTi), jakož i titanové slitiny, jsou často používány v klinické praxi pro výrobu zubních
protéz, dentálních implantátů, korunek a konstrukcí snímatelných náhrad. V současné době se velký
počet výzkumných institucí a velkých klinických pracovišť zabývá výrobou vhodných titanových slitin,
které by se mohly šířeji uplatnit ve stomatologické praxi. Stomatologické kliniky se podílejí nejen na
vývoji a testování nově navržených titanových slitin, ale i na klinických testech.
Díky biokompatibilitě se titan využívá již od 60. let minulého století jako úspěšný biomateriál pro
medicínské a dentální aplikace. Jeho nejčastější použití je ve formě technicky čistého titanu cpTi.
Technicky čistý titan má základní chemické a fyzikální vlastnosti (přehledně viz tabulka 1), které jej
předurčují pro tvorbu kovových slitin využívaných v medicíně.
Titan (Grade 1 až 5)
V porovnání s chemicky čistým titanem může technicky čistý titan obsahovat v malém množství další
prvky, které mění jeho mechanické vlastnosti, zejména Youngův modul pružnosti. Podle podílu
příměsových prvků jsou technicky čisté titany klasifikovány do několika různých stupňů (angl. grades).
Tyto stupně čistoty jsou charakterizovány rozdílnými mechanickými vlastnostmi, které se mění se
zvyšujícím se číslem (stupněm) označení (viz obr. 1). Následující tabulka (tabulka 2) uvádí srovnání
jednotlivých stupňů titanu.
7
Základní charakteristiky Ti
protonové číslo 22
relativní atomová hmotnost 47,88
teplota tání [°C] 1668
teplota varu [°C] 3287
hustota [g cm-3
] 4,5
hustota při teplotě tání [g cm-3
] 4,11
specifické teplo [J g-1
K-1
] 0,52
slučovací teplo [kJ mol-1
] 15,45
tepelná vodivost [W m-1
K-1
] 21,9
elektrická vodivost [S m-1
] 2,6.106
měrný elektrický odpor [10-6
Ω.m] 0,42
tvrdost podle Vickerse [MPa] 970
tvrdost podle Brinella [MPa] 716
modul pružnosti ve smyku [GPa] 44
modul pružnosti v tahu [GPa] 116
Tabulka 1. Přehled základních vlastností titanu jako kovu. Upraveno s využitím elektronického zdroje:
https://pt.kle.cz/cs_CZ/titan.html.
Podíl titanu a příměsových prvků ve slitině
Ti [%] C [%] H [%] Fe [%] N [%] O [%]
Grade 1 99,5 ≤ 0,10 ≤ 0,015 ≤ 0,20 ≤ 0,03 ≤ 0,18
Grade 2 99,2 ≤ 0,10 ≤ 0,015 ≤ 0,30 ≤ 0,03 ≤ 0,25
Grade 3 99,1 ≤ 0,10 ≤ 0,015 ≤ 0,30 ≤ 0,05 ≤ 0,35
Grade 4 99,0 ≤ 0,10 ≤ 0,015 ≤ 0,50 ≤ 0,05 ≤ 0,40
Grade 5 99,0 ≤ 0,10 ≤ 0,015 ≤ 0,30 ≤ 0,03 ≤ 0,25
Tabulka 2. Chemické složení cp-Ti materiálů (rozdílných stupňů čistoty) s vyznačením povolených
množství příměsových prvků. Kompilováno podle Fernández et al. (2003).
8
Obr. 1. Rozdílné materiálové charakteristiky cp-Ti materiálů v závislosti na stupni čistoty. Youngův
modul pružnosti (E), meze kluzu (Rm), pevnost v tahu (Re). Upraveno dle Legerský (2009).
2.2. Nanostrukturní titan
Nanostrukturní titan (nTi) je velmi perspektivním biomateriálem pro využití ve všeobecném lékařství
i v dentální implantologii (Valiev et al. 2008). Nanostrukturní titan (nTi) je materiálem, jehož
jednotlivé stavební prvky se pohybují v řádu nanometrů. Patří do skupiny tzv. objemových
nanostrukturních kovových materiálů. Tímto názvem jsou označovány materiály s velmi jemným
zrnem a to v rozměrech 1-100 nm. Jde o CP-Ti slitinu vyráběnou speciálním postupem: silnou
plastickou deformací (angl. Severe Plastic Deformation), a to pomocí úhlového protlačování kanálem
stejného průřezu s následným válcováním (angl. Equal Channel Angular Pressing).
Nanomateriál nTi je, stejně jako materiál technicky čistého titanu (cpTi), inertní, neobsahuje žádné
toxické nebo alergenní složky a jeho stabilita je vyšší než u mnoha druhů materiálů využívaných pro
dentální implantáty (Petruželka et al. 2006, Hrušák et al. 2009). V posledním desetiletí je nTi používán
zejména k výrobě šroubových implantátů typu nanoimplant (např. Mrázová et al. 2011).
Nanostrukturní titan je vhodným materiálem podporujícím oseointegraci implantátů jak ukazují
studie z poslední doby (přehledně viz např. Moztarzadeh et al. 2018).
2.3. Slitiny titanu
Kromě čistého titanu se v medicíně výrazně uplatňují i slitiny titanu s dalšími prvky, které jsou do
slitiny přidávány pro zlepšení mechanických vlastností a biokompatibility. Podle modifikace
krystalové mřížky vznikající při tvorbě slitiny rozlišujeme následující kategorie titanových slitin:
(1) α slitiny,
(2) β slitiny,
(3) slitiny α + β (přechodový typ)
(4) intermetalika (např. Ni-Ti)
9
Mezi α slitiny, které jsou charakteristické šesterečnou krystalovou mřížkou, se počítají slitiny TiAl, ve
kterých hliník (Al) působí jako stabilizátor α fáze. Slitiny TiAl dosahují velmi dobrých pevnostních
vlastností. Kromě toho mohou být α slitiny legovány cínem (Sn) nebo zirkonem (Zr). V omezeném
množství se mohou ve slitině vyskytovat i Mn, Fe, Cr a Mo. Tyto prvky jsou, obdobně jako Al,
považovány za stabilizátory α fáze.
Obr. 2. Schématická struktura šesterečné krystalické mřížky (α slitiny Ti) a krychlové krystalické
mřížky (β slitiny titanu) – upraveno z Lütjering, C. et al. (2000).
V β slitinách jsou atomy uspořádány do krychlové krystalové mřížky. Tyto slitiny jsou legovány
molybdenem (Mo), vanadem (Va), manganem (Mn), chromem (Cr). Tyto prvky snižují transformační
teplotu a rozšiřují a stabilizují oblast β fáze. Rovněž přítomnost malého množství železa (Fe) ve slitině
stabilizuje její β fázi. Tyto slitiny se díky jejich koeficientu tepelné roztažnosti, který dosahuje
podobných hodnot jako u fazetovací keramiky, využívají v zubním lékařství. Jsou tedy vhodné pro
aplikaci v protetických pracech (Hubálková et Krňoulová 2009).
Slitiny typu α + β obsahují α a β tuhé roztoky, jedná se tedy o dvoufázové materiály. Slitiny obsahují
zejména Al spolu s vyšším množstvím prvků, které stabilizují fázi βTi (2‚ 4 % β stabilizátorů). Hliník
stabilizuje α fázi a vanad fázi β.
Mezi intermetalika patří například slitina Ni-TTi-i, která je typická tvarovou pamětí (SMA, angl. Shape
Memory Alloy). V případě rovnátek se používá Ni-Ti drátek, který díky SMA působí na zuby konstantní
silou.
Rozdělení titanových slitin z materiálového hlediska je poněkud detailnější, než je uvedeno výše.
Úplná klasifikace zahrnuje ještě další typy, a to zejména kvůli charakteru jejich mikrostruktury (dle
Bonollo et al. 2003)
1. α slitiny
2. slitiny blízké α fázi
3. α/β slitiny
4. metastabilní β slitiny
5. stabilní β slitiny
10
Pro potřeby dentální medicíny se titan a jeho slitiny připravují několika výrobními postupy, které do
jisté míry mohou ovlivnit jejich mikrostrukturu a materiálové vlastnosti. Jde o (1) odlévání, při kterém
se slitiny taví ve vakuu a odlévají do forem grafitu, (2) svařování, při kterém jsou slitiny tavně
svařovány v prostředí inertních plynů nebo vakua. Tímto způsobem lze však vyrábět pouze slitiny s
hexagonální krystalickou mřížkou. Dalšími postupy je (3) kování titanových slitin a (4) prášková
metalurgie.
3. Chemické složení slitin titanu
K dosažení požadovaných mechanických vlastností slitin titanu pro aplikaci v zubním lékařství, a pro
dosažení vhodných chemických vlastností a biokompatibility se do titanových slitin přidává celá řada
příměsových (zušlechťujících) prvků. Mezi nejčastěji používané patří niob (Nb), tantal (Ta) a zirkon
(Zr). Tyto prvky obecně zlepšují fyzikálně-chemické vlastnosti výsledných titanových slitin (1). Obecně
platí, že se mohou tvořit slitiny titanu (v souladu s krystalickou strukturou), a to čtyři základní
kategorie : (a) α slitiny, (b) β slitiny, (c) přechodové α + β slitiny, a (d) intermetalika (např. Ni - Ti ). V
poslední době je obecně uznáváno, že zejména β slitiny představují materiál s velmi vysokým
potenciálním využitím v lékařství a dentálních aplikacích (přehledně viz např. Niinomi et al 2005,
Niinomi 2008).
Pro požadované mechanické, fyzikálně chemické a hlavně biologické vlastnosti titanových slitin je
důležité nejen množství a počet příměsových prvků ale zejména jejich hmotnostní či objemové
poměry. Hmotnostní procenta těchto legujících prvků v titanové slitině se užívají pro specifické
označení slitiny a tvoří její identifikační kód (například Ti-36Nb-6Ta pro slitinu s příměsi niobu a
tantalu, viz Kuderman et al. 2008).
U většiny starších titanových slitin je legující přísada přidávána do základu Ti-Al. Důvodem přísady
hliníku je stabilizace fáze α a tím dosažení velmi dobrých pevnostních vlastností. V současné době
jsou sledovány dvě základní skupiny slitin, a to (1) slitiny, které jsou legovány hliníkem a které se stále
používají pro medicínské účely a (2) moderní β slitiny s obsahem dalších legujících prvků, které jsou
pokládány pro svou vysokou biokompatibilitu za velmi perspektivní pro výrobu implantátů. Na našem
pracovišti jsme v posledních letech testovali desítky titanových ß slitin s různými podíly legujících
prvků: niob (Nb), molybden (Mo), tantal (Ta), vanad (Va), železo (Fe) – přehledně viz např. (Bartáková
et al. 2009a, 2009b). Ve slitinách titanu se však mohou vyskytovat i nežádoucí příměsové prvky,
jejichž podíl je nezbytné snížit, neboť negativně ovlivňují strukturu výsledné slitiny. Jsou to zejména
intersticiální prvky kyslík, dusík, uhlík a vodík, které tvoří intersticiální tuhé roztoky (O, N a C jsou αstabilizátory,
H je β- stabilizátor) nebo křehké oxidy, karbidy, nitridy nebo hydridy. Tyto příměsi
snižují úroveň plastických vlastností (klesá tažnost), zhoršují svařitelnost a zvyšují náchylnost ke
korozi (Losertová 2012). Na druhé straně zvyšují pevnost a tvrdost.
Slitiny Ti-Al-Nb
Přísada niobu stabilizuje fázi β a uzavírá fázi α již při 4,7 %hm niobu. Maximální rozpustnost Nb je při
teplotě 450 °C. V teplotách pod 400 °C existuje široká koncentrační oblast koexistence fází α a β. Fáze
α se může vyskytovat až do koncentrace 50 %hm niobu. Toto široké pásmo podporuje při vyšších
11
rychlostech ochlazování vznik metastabilních fází, podle zvyšujícího se obsahu niobu, označovaných
α´ (0 – 9 %hm Nb), α´´ (14 – 43 %hm Nb), ω (16 - 45 %hm Nb) a τ (26 – 41 %hm Nb). S hliníkem tvoří
niob řadu intermetalických fází. Vzhledem ke složení experimentálních slitin je však výskyt
intermetalických fází ve struktuře nepravděpodobný. Slitiny tohoto typu se tedy precipitačně
vytvrzují pouze při vyšším obsahu niobu ve formě precipitátů fáze α v matrici β titanu. Ze slitin
obsahujících Nb jsou používané zejména slitiny Ti6-Al7-Nb, slitiny s 35 %hm. Při nejmenší koncentraci
niobu byla zjištěna martenzitická struktura jak po odlití, tak po žíhání. S rostoucím obsahem niobu se
po rychlém ochlazení stávají martenzitické destičky masivnější a v prostorech mezi martenzitem se
postupně zvyšuje objemový podíl netransformované fáze β.
V současné době se mnoho slitin s různým chemickým složením na bázi Ti-Nb a různým opracováním
povrchu slitiny (v mikrostrukturním měřítku) testuje s ohledem na Youngův modul pružnosti a
hodnotu pevnosti v tahu (např. Hon et al. 2003, Nakai et al. 2009). Mnoho autorů zkoumalo vliv
příměsi niobu, tantalu, zirkonia a přídavku kyslíku na fázovou stabilitu (poměr α a β fáze) a
mechanické vlastnosti slitin. Tomuto apektu, tedy příměsovým prvkům a přídavku kyslíku do slitiny,
respektive vlivům těchto faktorů na mechanické vlastnosti slitin, se věnovala naše poslední práce
(Bartáková et al. 2019).
Slitiny Ti-Al-Fe
Železo se v tuhém roztoku αTi prakticky nerozpouští. Při teplotě 595 °C dochází k eutektoidní
transformaci, při níž se tvoří eutektoid αTi s intermetalickou fází TiFe. Maximální rozpustnost železa v
tuhém roztoku je 0,047 %hm. S hliníkem tvoří železo intermetalickou fázi FeAl3, vznikající eutekticky
při 655 °C. Železo se prakticky nerozpouští ani v hliníku. V ternárním systému je možno očekávat
binární fázi Fe-Ti a nelze vyloučit ani přítomnost fáze Fe(Ti,Al)3, kde titan může být částečně
substituován hliníkem.
S rostoucím obsahem železa se mírně snižuje podíl martenzitu, objevují se ostrůvky fáze α a zvyšuje
se podíl částic intermetalické fáze. Tyto částice jsou u rychle ochlazených vzorků jemné, globulární a
u pomalu ochlazených vzorků se vylučují na rozhraních martenzitu ve formě destiček. Vliv žíhání se
výrazně neprojevuje, je-li příměs Fe relativně malá, a to do 6% hmotnosti slitiny (6%hm). Při vyšším
obsahu železa ve slitině se mezi stavem po odlití a po žíhání projevují výrazné morfologické rozdíly
vyloučené intermetalické fáze. V litém stavu je precipitát TiFe velmi jemný. Morfologie struktury po
žíhání 850 a 950 °C s ochlazení v peci je odlišná. Tento režim vedl ke vzniku dvoufázové struktury
vytvrzené destičkami intermetalické fáze.
Slitiny Ti-Al-V
Přísada vanadu vede ve slitině k podobným mikrostrukturám jako přísada niobu. Vanad je v β
slitinách titanu velmi dobře rozpustný a tuto fázi stabilizuje. Oblast α se uzavírá zhruba při 3 %hm. Při
nižších teplotách existuje široká oblast koexistence fází α a β. Fázová transformace β↔α však není v
odborné literatuře jednoznačně popsána. Ve starších pracích je uváděno, že při teplotě 675 °C a
koncentraci vanadu přibližně 20 %hm dochází k eutektoidnímu rozpadu. Velmi široké koncentrační
pásmo společného výskytu fází α a β má za následek vznik více typů metastabilních fází - α/ (0 – 5
12
%hm V), α´´ (5 – 16 %hm V), ω (12 – 51,5 %hm V). U slitin legovaných vanadem s obsahem hliníku 6
%hm byla prokázána precipitace intermetalické fáze Ti3Al. Slitina se tedy může mírně vytvrzovat.
Slitina s koncentrací vanadu 1,75 %hm má po rychlém ochlazení strukturu tvořenou fází α, ve které
jsou martenzitické jehlice fáze α´ a drobné globulární částice intermetalické fáze Ti3Al. Při postupu
využívajícím pomalé ochlazování je objemový podíl martenzitické fáze α´ znatelně vyšší. S rostoucím
obsahem vanadu podíl fáze β vzrůstá. Po rychlém ochlazení je u slitiny legované 7,85 %hm vanadu
struktura tvořena fází β, ve které jsou drobné jehlice α´. Po pomalém ochlazení se podíl martenzitické
fáze α´ zvyšuje. Velmi rozšířenou a v medicíské praxi využívanou je slitina Ti-6Al-4V, přičemž ve formě
této slitiny se zpracovává zhruba polovina veškerého titanu.
Slitiny Ti s příměsí Zr, Nb, Ta
V posledním desetiletí je velká pozornost soustředěna na využití slitin s podílem příměsových prvků,
které příznivě ovlivňují výslednou mikrostrukturu slitiny. Jde o takzvané izomorfní stabilizátory fáze .
Některé prvky jako tantal (Ta), molybden (Mo), niob (Nb), vanad (V) vytvářejí velký rozsah fází + 
bez intermediárních sloučenin, protože mají neomezenou rozpustnost ve fázi  a jen malou
rozpustnost ve fázi . V cílové slitině titanu se tyto prvky uplatňují relativně velkou měrou (viz
tabulka 3) a klasifikace těchto slitin, rovněž jejich formální označení, odráží pouze zkratky prvků
uvedených velkými písmeny. Uvedená TNZTO slitina (tabulka 3) obsahuje Nb a Ta, které patří mezi
izomorfní β-stabilizátory. Ve slitině je Zr obvykle uváděn jako neutrální prvek, v kombinaci s Ti, Nb a
tTa má však ve slitině β-stabilizační účinek. Slitina TNZTO je na rozdíl od výše uvedené a rozšířené
slitiny Ti-6Al-4V složena z prvků, které jsou ze všech β-stabilizátorů nejvíce biokompatibilní
(Eisenbarth et al. 2004).
Prvek Ti Nb Zr Ta O
Hm % 51,0 35,3 7,3 5,7 0,7
At % 66,6 23,7 5,0 2,0 2,7
Tabulka 3. Složení slitiny TNZTO v hmotnostních (hm %) a atomových procentech (At %) - upraveno
dle Stráský (2014).
Z hlediska mechanických vlastností je slitina TNZTO velmi výhodná, neboť Youngův modul pružnosti
dosahuje relativně nízké hodnoty 80 GPa (Stráský 2014). V současné době je proto testováno velké
množství slitin patřících do skupiny slitin titanu s významým podílem Nb, Ta, Zr zejména s ohledem na
jejich korozivitu a biokompatibilitu s cílem nalézt nejvhodnější složení slitiny pro využití v ortopedické
a dentální implantologii. Příkladem z poslední doby je studie Zareidoost et Yousefpour (2020), která
je zaměřena na čtyři různé slitiny na bázi TZNT (Ti55-Zr25-Nb10-Ta10, (Ti55-Zr25-Nb10-Ta10) 99,5
Fe0,5, (Ti55-Zr25-Nb10-Ta10) 98 Sn2 a (Ti55-Zr25-Nb10-Ta10) 98,5 Ag 1,5, (T%), TZN, TZN, Sn, TZNTAg.
Tyto slitiny se vyrábějí vakuovým obloukovým tavením a pomocí sacího lití. Uvedená studie
posuzuje korozivitu TZNT slitin s ohledem na jejich biokompatibilitu. Autoři rozsáhlé testování
13
uzavírají sdělením, že TZNT jsou při vhodném metalurgickém zpracování slitiny velmi dobrým
kandidátem na využití v biomedicínských aplikacích. Podobně zaměřená současná studie (Acharya et
al. 2020) charakterizuje TNTO slitinu jako velmi vhodnou díky nízké hodnotě Youngova modulu
pružnosti, vhodné mikrostruktuře povrchu (podíl ,  a přechodových - fází) jako vhodnou pro
biomedicínké využití, zejména v ortopedii. Obdobně je hodnocena slitina TNZTO, a to s ohledem na
nízkou korozivitu (Zhou et al. 2017).
Velkou roli pro využití slitin Ti s příměsí Zr, Nb, Ta hraje biokompatibilita, která je do značné míry
závislá na povrchové úpravě materiálu. Na tuto problematiku se zaměřili Liu et al. (2004). Autoři
uvádějí, že současné techniky (přehledně viz např. Jemat et al. 2015) opracování povrchu tohoto typu
slitin jsou dostatečné pro to, aby tyto slitiny byly ve velké míře využívány pro výrobu dentálních
implantátů. Rovněž současná studie TNTZ slitiny (Kuczyńska-Zemła et al. 2020) doporučuje tento
materiál pro výrobu dentálních implantátů. V poslední době se do slitin tohoto typu přidává jako
příměsový prvek i (Si), jak o tom svědčí studie Guo et al. (2000).
Binární slitiny
Během posledních desetiletí se ve výzkumu materiálů a lékařské klinické praxi používal nejen čistý Ti,
ale i některé slitiny, jako jsou binární a terciární slitiny Ti. V současné době existuje široká škála
binárních slitin titanu (přehledně porovnány například ve studii Liu et al. 2017): Ti-Zr, Ti-In, Ti-Ag, TiCu,
Ti-Au, Ti-Pd, Ti-Mo, Ti-Cr, Ti-Co, Ti-Sn, Ti-Ge a Ti-Ga. V následujím textu jsou uvedeny a popsány
hlavní binární slitiny titanu využívané pro výrobu dentálních implantátů.
Binární slitiny (Ni-Ti)
Slitiny na bázi Ni-Ti jsou považovány za velmi dobře využitelné v lékařství. Jejich využití v dentální
implantologii nedosahuje významnějšího podílu. V praxi se používají zejména dvě hlavní slitiny: SE508
(superelastická slitina) a SM495 (slitina s projevem tvarové paměti). Tyto slitiny nacházejí uplatnění v
traumatologii a ortopedii. Ve stomatologii se uplatňují zejména v ortodoncii při výrobě rovnátek a
nástrojů na úpravu kořenových kanálků. V poslední době se uplatňuje takzvaný nitinol (Ni, 55.91 %;
Ti, 44.03 %), který je velmi odolný vůči korozi (Nasakina et al. 2014) a je využíván při výrobě stentů.
Binární slitiny (Ti-Nb)
Binární slitiny Ti-Nb jsou považovány za perspektivní biomateriály využitelné v lékařství. V poslední
době se zkoumají materiálové vlastností těchto slitin ve vztahu jak k jejich biokompatibilitě
(Bartáková et al. 2009d), tak ve vztahu ke složení slitiny. Například studie Friák et al. (2012) se
zaměřila na zvyšující se podíl Nb ve slitině (Ti-10%Nb, Ti-20%Nb, Ti-25%Nb, Ti-30%Nb), a tím
pozměněný podíl mezi částicemi α a β fází ve slitině. Tento fenomén se odrazil ve snížení hodnot
Youngova modulu pružnosti se stoupajícím podílem β fáze ve slitině. Studie Friák et al. (2012) rovněž
vnesla do výzkumu mechanicko-fyzikálních vlastností binárních titanových slitin nový aspekt, a to
matematické modelování vlastností slitin pomocí „ad inicio“ výpočtů, které mohou významně
napomoci při hledání optimálního chemického složení, respektive podílu jednotlivých prvků ve slitině.
14
Binární slitiny (Ti-Ta)
Slitiny Ti-Ta obvykle obsahují základní podíl Ti 40-50%. Tyto slitiny vykazují velmi dobré vlastnosti jak
z hlediska materiálových vlastností (malé hodnoty Youngova modulu pružnosti a vysoká odolnost
vůči korozi - Zhou et al. 2004), tak mikrostruktury povrchu a biokompatibility (Bartáková et al. 2009c)
včetně malé cytotoxicity (Villa et al. 2002). Tyto slitiny jsou považovány za velmi perspektivní a
v současné době se uplatňují jak v dentální, tak i v ortopedické implantologii. Výzkumy z poslední
doby se zaměřují na vhodné opracování či úpravu povrchu těchto slitin tak, aby byla zvýšena
schopnost jejich oseointegrace – například pomocí anodické oxidace (Lin et al. 2014).
Binární slitiny (Ti-Zr)
Binární Ti-Zr slitina je považována za velmi vhodnou pro aplikace v dentální implantologii a protetice,
a to jak z hlediska mechanických charakteristik, tak biokompatibility (Grandin et al. 2012). Kromě
výzkumu zaměřeného na mechanické vlastnosti Ti-Zr slitin je v poslední době věnována pozornost i
možnostem úpravy mikrostruktury. Z tohoto pohledu se slitina Ti-15Zr jeví velmi slibnou pro budoucí
uplatnění v dentální implantologii (Medvedev et al. 2016).
Binární slitiny (Ti-V)
Slitiny Ti-V jsou v poslední době detailně zkoumány pro využití v dentální implantologii. Jsou odlévány
a studovány slitiny s různým podílem vanadu (Ti-xV), a to v rozmezí od 5 do 20% hmotnosti příměsi
vanadu. Současná studie (Park et al. 2016) uvádí, že slitina Ti-V s obsahem vanadu nejméně 5% hm. je
díky uspokojivým mechanickým vlastnostem vhodným kandidátem pro nové dentální materiály.
Binární slitiny (Ti-Ag)
Slitiny Ti-Ag jsou z materiálového hlediska a potenciálu pro zubní lékařství zkoumány v posledních
dvou desetiletích (např. Takahashi et al. 2002). Ti-Ag slitiny vykazují velmi dobrou biokompatibilitu
(Zhang et al. 2012). Studie z poslední doby se zaměřily na mikrostrukturu povrchu slitin Ti-Ag a její
vlastnosti z hlediska výskytu dendritických α částic titanu ve slitině (Nagase et al. 2018).
4. Vlastnosti titanu a jeho slitin
4.1. Mechanické vlastnosti titanu a jeho slitin
Z mechanických vlastností titanu lze uvést zejména jeho vysokou pevnost v kombinaci s nízkou
hmotností. Důležité jsou i technologické vlastnosti titanu. Titan nemá například příliš dobrou
obrobitelnost, což může způsobovat dílčí technologické problémy při výrobě určitého konkrétního
tvaru. Při svařování je nutné použití inertní atmosféry či vakua, aby nedocházelo k reakcím s
atmosférickými plyny. Další vlastností titanu je, že jak komerčně čistý titan, tak jeho α slitiny (s
šesterečnou krystalickou mřížkou) jsou dobře tvárné, a to i za studena.
15
Typ
slitiny E YS US
(GPa) (MPa) (MPa)
cpTi  105 692 785
Ti–6Al–4V    110 850–900 960–970
Ti–6Al–7Nb    105 921 1024
Ti–5Al–2.5Fe    110 914 1033
Ti–12Mo–6Zr–2Fe  74–85
1000–
1060
1060–
1100
Ti–15Mo–5Zr–3Al  82 771 812
Ti–0/20Zr–0/20Sn–4/8Nb–2/4Ta+  neurčeno 726–990
750–
1200
Ti–Zr    neurčeno neurčeno 900
Ti–13Nb–13Zr    79 900 1030
Ti–15Mo–3Nb–0.3O  82 1020 1020
Ti–35Nb–5Ta–7Zr  55 530 590
Ti–35Nb–5Ta–7Zr–0.4O  66 976 1010
kost 10–40 – 90–140
Tabulka 4. Mechanické vlastnosti vybraných titanových slitin ve vztahu k jejich složení a
mikrostruktuře. E – Youngův modul pružnosti, YS – mez kluzu, (upraveno dle Liu et al. 2004).
Youngův modul pružnosti (E) β slitin titanu je v porovnání s ostatními kovovými materiály velmi nízký
(viz tabulka 4). V současné době se výzkum materiálových vlastností slitin titanu zaměřuje na další
snižování hodnot E za současného zachování charakteristik pevnosti. Svědčí o tom například současná
studie Mohammed et al. (2014), která uvádí rozsah E od 14 do 85 GPa. V této studii byla nejnižší
hodnota (E=14 GPa) zjištěna pro slitinu Ti-19Nb-14Zr a nejvyšší pro slitinu Ti-7,5Mo-3Fe. Nejnovější
studie (např. Kang et Yang, 2019) hodnotí a srovnávají mechanické vlastnosti slitin titanu podle jejich
způsobu výroby a úpravy mikrostruktury.
4.2. Mikrostruktura titanových slitin
Struktura alfa slitin
Základním variabilním prvkem mikrostruktury α slitin je velikost zrn, kterou lze ovlivnit zejména
chemickým složením slitiny a postupem výroby. Hlavním legujícím prvkem v α slitinách je Al, ale
některé α slitiny a většina čistého komerčního titanu obsahují malá množství prvků stabilizujících
oblast β. Příkladem mohou být slitiny Ti8-Al1-Mo1-V nebo Ti-6Al-2Nb-1Ta-0,8Mo, které bývají
označovány jako super α".
Martenzitická struktura
Martenzitická struktura slitin je typická výskytem fází (α+β) a označuje se α' nebo α''. Dochází k ní
zpravidla při velmi rychlém ochlazení slitiny v procesu výroby. Touto přeměnou vzniká u kalených
16
a/nebo kalených a stárnutých slitin jehlicovitá (acikulární) struktura. Mikrostruktury jsou však závislé
na charakteru a množství legujících prvků, proto zatím nelze zobecnit výskyt typů jednotlivých variant
martenzitické struktury (Losertová 2012).
Struktura alfa + beta slitin
Slitiny α+β mají chemické složení, které umožňuje vznik směsi α a β fáze, při pokojové teplotě mohou
obsahovat 10-50% β fáze. Nejběžnější α+β slitinou je Ti-6Al-4V. V této slitině mohou částice α a β fáze
mítjehlicovitou, popřípadě při plazmovém přetavení přejít do dendritické formy mikrostruktury (viz
obr. 3, 4, 5).
Obr. 3. Dendritická struktura slitiny Ti-Al6-V4 po plazmovém přetavení (vlevo - převzato z Kursa et
Žitňavský 2003). Lamelární (jehlicovitá) struktura Ti-Al6-V4 připravená v teplotě 1000 o
C (převzato
z Andrade et al. 2010).
Obr. 4. Struktura povrchu slitiny Ti-6Al-4V: a) a b) α′ martenzitická fáze, c) a d) α + β duální fáze, e)
kombinace primární α a sekundární α + β fáze, e) ostrůvky α fáze uvnitř  β fáze (upraveno dle Liu
et Shin 2019).
17
Obr. 5. Jehlicovitá struktura se vytváří formováním α fáze ve struktuře β zrn, a to díky vzniku a růstu
Widmannstättenovy struktury (příklad slitiny Ti-6Al-4V, vlevo). Jehlice zpravidla dosahují šířky do 2
nm (upraveno z Losertová 2012 a Lütjering 1999).
Kromě jehlicovité struktury α+β slitin se může vyskytovat i bimodální struktura, a to tehdy, jestliže se
slitina tvoří při relativně nízké teplotě. Za těchto podmínek vzniká globulární struktura α částic,
zatímco fáze β je stabilizovaná. Velikost globulárních částic a jejich celkový výskyt v α+β slitině závisí
na množství příměsí, teplotě zpracování (přehledně viz např. Lee 2004) a teplotě ochlazování
(Lütjering 1998) slitiny titanu (viz Obr. 5). Současné studie ukazují, že ve slitinách titanu jsou
globulární částice tvořeny jak jádry α, tak jádry α+β, přičemž podíl jader α+β bývá zpravidla vyšší
(Klimova et al. 2014). Nejčastějším druhem slitiny titanu, která vytváří globulární částice na povrchu
slitiny je Ti-6Al-4V.
Obr. 6. Globulární struktura α+β slitin s rozdílným podílem základní fáze (a) 5%, (b) 15%, a (c) 25%
(převzato z Helm 1999).
18
Typickou mikrostrukturu však vytváří kromě Ti-6Al-4V i celá řada dalších slitin titanu například Ti-4Al-
4Mo-2Sn-0.5Si, Ti-5Al-2Sn-4Zr-4Mo-2Cr-1Fe, Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo a řada dalších slitin (přehledně viz
Sieniawski et Motyka, 2007).
Obr. 7. Deformované linie lamelární struktury α+β titanové slitiny vytvořené pomocí žíhání (angl.
annealing) - Převzato z Li et al. (2012).
Podíl α a β částic, respektive jejich lokalizace v titanové slitině se významně liší v závislosti na
fyzikálně-chemických podmínkách tavení, lití a ochlazování slitiny. I ve slitině jednotného chemického
složení se může v závislosti na výše uvedených faktorech významně odlišovat podíl α a β částic ve
slitině, stejně tak jako mikrostruktura slitiny. V následujícím obrázku (Obr. 8) je uveden příklad těchto
odlišností ve slitině Ti-35.5Nb-5.7T (Bartáková et al. 2015).
Dvoufázové slitiny titanu vytváří globulární a lamelární strukturu materiálu s rozdílným poměrem α+β
částic. Ziaja et al. (2016) uvádí typický příklad takové slitiny: Ti-6Al-2Mo-2Cr a vliv jednotlivých fází na
mikrostrukturu slitiny. Příkladem zvláštního uspořádání α a β částí je nově vyvinutá slitina Ti-6Cr-
5Mo-5V-4Al% (Ti6554), která patří do skupiny metastabilních β slitin vykazujících vynikající pevnost.
V této slitině jsou struktury vysrážených intragranulárních α částí uspořádané do tvaru řetězce
v základní metastabilní slitině tvořené β částicemi (Zhan et al. 2018).
Struktura β slitin
V těchto slitinách se vyskytují β stabilizátory ve velkém množství. Zároveň tyto slitiny obsahují pouze
malé množství α stabilizátorů, takže se typická β mikrostruktura struktura vytváří při ochlazování
materiálu na pokojovou teplotu. Beta (β) slitiny jsou však metastabilní. Intermetalické slitiny Ti-AL-Nb
vykazují dva základní typy mikrostruktury, a to lamelární a dendritickou. Podíl jednotlivých
mikrostruktur v těle slitiny lze ovlivnit technologií přípravy, například plazmovou přípravou
doplněnou o vakuově indukční tavení (Smíšek et al. 2004).
Mikrostruktura povrchu slitin titanu - reliéf
Vhodné třídimensionální (3-D) uspořádání mikrostruktury povrchu slitin titanu je základním
předpokladem pro oseointegraci a biokompatibilitu zubního implantátu (přehledně viz např. Kumar
et al. 2019). 3-D struktura povrchu tvoří mikroreliéf, který je specifický pro jednotlivé slitiny,
respektive jejich metalurgickou přípravu a opracování povrchu. Měření výškových profilů
mikrostruktury povrchu dentální slitiny či dentálního implantátu se používá pro ověření účinnosti
metody povrchové úpravy (např. Tkhabisimov et al., 2018 - tradiční opracování povrchu, Shen et al.
2018 a Li et al. 2019 – laserové vyhlazování) nebo pro kontrolu vhodnosti výsledné mikrostruktury
povrchu pro adhezi buněk cílové tkáně. V naší práci (Bartáková et al., MS in prep.) jsme se zaměřili na
využití metody digitální mikroskopie, zejména techniky Depth-up focus pro tvorbu profilogramů
titanových slitin využívaných na našem pracovišti pro dentální implantáty. Pro potřeby studie jsme
19
testovali čepelkový implantát vzor PV, TNT S 0,6 (Antonín Martikáň, SK). Profilování povrchu bylo
uskutečněno na ploché části čepelky určené k oseointegraci. Byl využit digitální mikroskop Keyence
VHX-5000 (Japonsko) při maximálním objektivovém zvětšení 5000x a jeho ovládací a vyhodnocovací
sotware. Jednalo se o mikroskop pro pořízení 2-D a 3-D obrázků mikrostruktury povrchu s
maximálním rozlišením 18 megapixelů. Snímky povrchu (viz Obr. 9) byly dokumentovány pomocí
kamery s obrazovým snímačem CMOS a dále primárně zpracovány softwarem. Získané výstupy byly:
digitální 2-D, 3-D fotografie a mikrometrická měření povrchu.
Obr. 8. Vliv teploty popouštění na mikrostrukturu povrchu Ti-35,5Nb-5,7T (Bartáková et al. 2014).
Teplotní ovlivnění A
Mikrostruktura je tvořena poměrně velkými zrny
deformovaného tvaru. Podél okraje zrn jsou
patrné precipitáty fáze α a v menší míře
precipitáty fáze ω.
Teplotní ovlivnění B
Zrna β fáze tvoří mikrostrukturu se zřetelnými
hrubými částicemi ω fáze, které se nacházejí
podél okrajů těchto zrn.
Teplotní ovlivnění C
Mikrostruktura je tvořena zrny β fáze, v nichž
jsou precipitáty ω fáze. Malý podíl α fáze je
rovněž možný (zvyšuje charakteristiky pevnosti).
Teplotní ovlivnění C (550 o
C)
Mikrostruktura je tvořena zrny β s precipitáty α
fáze. Tvorbě dalších fází brání s velkou
pravděpodobností nerovnoměrné rozložení
elementů stabilizjících β fázi ve slitině.
20
Obr. 9. Mikrostruktura povrchu slitiny titanu (Titan grade 5, Martikáň, čepelkový implantát).
Struktura povrchu je tvořena nepravidelně tvarovanými zrny (A, B, D, F) s občasnými liniemi
jednotlivých lamel (C,D, F) - Bartáková et al. (MS in prep.).
21
Obr. 10. Mikroreliéf povrchu slitiny titanu (titan, grade 5, Martikáň, čepelkový implantát). Profily
jsou vyznačeny v různých částek povrchu (fialová a zelená úsečka). Vertikální profil lamel lze rozlišit:
linie lamel jsou vystouplé přibližně o 3-5 m oproti okolnímu povrchu (A, B, D). Mikroreliéf mimo
lamely je relativně plochý (D) - Bartáková et al. (MS in prep.).
Naše měření prokázala vertikální diferenciaci profilu od +3.0 to -4.0 m (Obr. 11), což je ve shodě
s údaji z literatury. Například práce Li et al. (2019) udává celkovou diferenciaci 6,42 m (Obr. 12).
22
Obr. 11. Příklady výsledků měření profilů (vertikální mikrostruktury, viz také Obr. 9) povrchu
implantátu (čepelkový implantát Ti, Martikáň) - Bartáková et al. (MS in prep.).
-5
-3
-1
1
3
5
0 500 1000
Výška profilu (m)
-5
-3
-1
1
3
5
0 500 1000
Výška profilu (m)
-5
-3
-1
1
3
5
0 500 1000
Výška profilu (m)
-5
-3
-1
1
3
5
0 500 1000
Výška profilu (m)
-5
-3
-1
1
3
5
0 500 1000
Výška profilu (m)
-5
-3
-1
1
3
5
0 500 1000
Výška profilu (m)
-5
-3
-1
1
3
5
0 500 1000
Výška profilu (m)
-5
-3
-1
1
3
5
0 500 1000
Výška profilu (m)
23
Obr. 12. Příklady vizualizace (vlevo) a měření profilů vertikální mikrostruktury povrchu slitiny titanu
(vpravo) - Li et al. (2019).
Struktura β slitin
V těchto slitinách se vyskytují β stabilizátory (Mo, Nb, V, Cr aFe) ve velkém množství. Zároveň tyto
slitiny obsahují pouze malé množství α stabilizátorů (Al, Sn, C, O a N), takže se typická β
mikrostruktura struktura vytváří při ochlazování materiálu do pokojových teplot – přehledne viz např.
Findik (2020). Beta (β) slitiny jsou však metastabilní.
Intermetalické slitiny Ti-AL-Nb vykazují dva základní typy mikrostruktury, a to lamelární a
dendritickou. Podíl jednotlivých mikrostruktur v těle slitiny lze ovlivnit technologií přípravy, například
plazmovou přípravou doplněnou o vakuově indukční tavení (Smíšek et al. 2004).
4.3. Odolnost vůči korozi
Koroze kovových slitin, která se vyskytuje v dutině ústní, je elektrochemický proces, který probíhá v
přítomnosti molekul vody, a proto bývá terminologicky vymezována jako mokrá koroze. Ta vyžaduje
kromě přítomnosti vody také další tekutiny a elektrolyty v dutině ústní a slinu. Elektrochemický
proces probíhající na dentálním materiálu v dutině ústní má komplexní charakter a je spojen s
fenoménem galvanických proudů a povrchových korozí. Koroze kovových materiálů v dutině ústní se
obecně dělí podle hlavní příčiny vzniku, a to do tří základních skupin (přehledně viz např. Chaturvedi
(2009), Noumbissi 2012):
1. Galvanické koroze
2. Trhlinové koroze
3. Mikrobiální koroze
24
Galvanická koroze vzniká při styku materiálu kovové slitiny s tekutinami v ústní dutině. Dochází
k elektrickému toku a vzniká galvanický článek. Galvanický proud prochází přes kov a jeho hranici do
okolí a souvisejících tkání, ve kterých může způsobit zánět. Sliny a jiné tekutiny v měkkých tkáních i
kosti se stávají elektrolyty a umožňují vznik korozivních galvanických proudů. Elektrony uvolněné v
průběhu koroze mohou být vnímány pacientem jako „šok“ (galvanické koroze), který může být pro
osobu znepokojující a dokonce vysilující. Kovové částečky uvolněné galvanickou korozí mohou rovněž
způsobit nežádoucí kovovou příchuť pociťovanou pacientem v dutině ústní. Dlouhodobé působení
galvanické koroze pak vyvolává imunitní odpověď a nakonec až ztrátu dentálního implantátu.
Galvanická koroze je rychlejší a nastává preferenčně tam, kde je vyšší obsah ušlechtilých kovů ve
slitině. Kromě titanu a titanových slitin, které vykazují vysoký stupně rezistence vůči galvanické korozi
se nejčasněji v dentální klinické praxi používají vysoce ušlechtilé zlaté slitiny (zejména jako materiál
pro protézy a nástavby). Nicméně, tyto materiály jsou velmi nákladné, a proto se kromě nich využívají
i cenově dostupnější, avšak méně ušlechtilé slitiny, jako je Ni -Cr , Ag - Pd a Co- Cr. Tyto slitiny oproti
titanu a jeho slitinám mají horší mechanické vlastnosti, jsou méně ušlechtilé a jejich biologická
kompatibilita, stejně tak jako jejich odolnost proti galvanické korozi jsou nižší (Mellado-Velero 2018).
Koroze kovových slitin může být kvantifikována pomocí měření elektrického toku spojeného s oxidací
kovu či koncentrace iontů uvolněných kovů. Tato měření mohou být prováděna za různých podmínek
„in vitro“ nebo v některých případech, „in vivo“ (Wataha et Messer 2004).
Trhlinová koroze je druhým typem koroze, která se vyskytuje zejména v místě mechanického
namáhání implantátu nebo nástavby. Implantát může mít při dlouhodobé mechanické zátěži drobné
mikroskopické jamky a trhliny. Během žvýkání musí dentální implantát snášet působení relativně
velkých hodnot sil jako je například torzní komprese. V důsledku tohoto mechanického stresu vznikají
jamky a trhlinky, ve kterých dochází k trhlinové korozi.
Mikrobiální koroze je dalším druhem koroze, ke kterému dochází v dutině ústní, i když její vznik a
charakter působení není dosud spolehlivě potvrzen „in vitro“ a „in vivo“ testy. Titan a jeho různé
slitiny, které se používají k výrobě dentálních implantátů, mají vyšší adhezivitu k plaku než zubní
tkáně a keramické materiály. Množství plaku je obvykle větší porovnáváme-li s keramickými či
zirkonovými implantáty. V plaku se vyskytuje velké množství bakterií, které uvolňují vedlejší produkty
svého metabolismu do bezprostředního okolí. Tyto metabolity mohou poškodit jak kostní tkáň, tak
samotný zub. V případě dentálních implantátů z titanu a jeho slitin tyto kyselé vedlejší produkty
bakteriálního metabolismu mohou vést ke korozi kovu implantátu.
Většina titanových slitin typu α vykazuje vynikající odolnost proti korozi, mají však omezenou pevnost
při nízkých teplotách. Oproti tomu α + β slitiny vykazují vyšší pevnost v důsledku přítomnosti jak α,
tak β fáze. β slitiny titanu mají kromě požadovaného nízkého modulu pružnosti rovněž vynikající
odolnost proti korozi (přehledně viz např. Bania 1993). Elektrochemické studie z poslední doby
využívající expozici v simulovaném prostředí s přídavkem chloridu sodného (NaCl) a fluoridu sodného
(NaF) povrdila, že slitiny titanu mají vyšší stupeň rezistence vůči korozi než Ni-Ti slitiny využívané
zejména jako ortodontické drátky (např. Kassab et Poncio Gomes 2013). Po hodinové expozici 0.02
NaF vykazovaly drátky Ni-Ti známky povrchové lokalizované koroze, zatímco β slitiny titanu byly beze
změny. Podobně jako Ni-Ti vykazují TiMo slitiny během elektrochemických experimentů využívajících
roztok NaCl a Ringerův roztok jistý stupeň senzitivity vůči korozi, a to úbytek materiálu až 43 m za
rok (Magheru et al. 2013). Rezistence vůči korozi se však zvyšuje s vyšším obsahem Mo ve slitině.
Kromě martenzicických částí (α´´) je slitina tvořena podílem β tuhého roztoku, který se zvyšuje se
25
vzrůstajícím podílem Mo ve slitině. Tím je dosaženo změny povrchové mikrostruktury slitiny a
zvýšené rezistence TiMo vůči korozi. Korozní chování titanových slitin je testováno zejména na
nejčastěji využívaných slitinách v dentálním výzkumu a v klinických studiích. Proto se v posledním
desetiletí uskutečnilo velké množství korozních testů na slitině Ti-Al-V s různým zastoupením
jednotlivých legujících prvků (např. Yamazone et al. 2007). Tyto studie se zaměřily zejména na tvorbu
produktů korozního chování slitiny Ti-6Al-4V ve slině obohacené různým množstvím NaF (např.
Huang et Lee, 2005). Z těchto studií lze odvodit, že slitina Ti-6Al-4V má podobné korozní chování jako
chemicky čistý titan (přehledně viz např. Chandar et al. 2017). Tento závěr je však v současných
srovnávacích studiích postupně zpřesňován (např. Luqman et al. 2020) a je zkoumána úloha dalších
doplňkových (legujících) prvků. Jde například o experimenty, ve kterých se ve slitině testovaly další
legující prvky namísto vanadu. Dilea et al. (2013) udávají, že relativně nová slitina Ti-6Al-4Zr vykazuje
oproti tradiční Ti-6Al-7Nb lepší elektrochemické charakteristiky v umělé slině, stejně tak jako nižší
rychlost koroze. Kromě běžných testů korozivity slitin titanu využívajících expozici ve standardních
fyziologických roztocích (např. Fojt et al. 2013, Shivaram et al. 2020) se v posledních letech uplatňuje
přístup simulace zánětlivého onemocnění v průběhu testů korozivity materiálu. Například Sotniczuk
et al. (2019) v testech slitin titanu simulovala zánětlivou reakci přídavkem 33 mM (0,1%) H2O2 do
expozičního media.
Charakteristika
materiálu na bázi
Ti (složení)
Oxidy na povrchu
materiálu
Detailní charakteristika povrchu
Titanium (Ti) Ti0+
, Ti2+
, Ti3+
, Ti4+
Ti2+
oxid je z termodynamického hlediska méně vhodný než
Ti3+
. Proto je lépe, vytváří-li se na povrchu převážně Ti3+
.
Oxidační procesy tvořící Ti2+
and Ti3+
probíhají na horní vrstvě
povrchového filmu a Ti4+
je tvořen převážně na nejvzdálenější
vrstvě povrchu.
Ti-6Al-4V TiO2 Povrch slitiny je tvořen malým množstvím Al2O3,
hydroxylovými skupinami a molekulami vody vázanými na
povrch
Ni-Ti Oxidy na bázi TiO2 Povrch je tvořen pouze minimálním množstvím niklu, jak ve
formě kovu, tak oxidu.
Ti-56Ni TiO2 Na povrchu se nachází pouze minimální množství niklu jak ve
formě kovu, tak oxidu NiO, hydroxylových skupin a vázaných
molekul vody.
Ti-Zr Oxidy titanu a
zirkonu
Titan a zirkonium jsou rovnoměrně zastoupeny na prvrchu i
v hlubších vrstvách slitiny. Tloušťka povrchového filmu oxidu
se zvyšuje se zvyšujícím se obsahem zirkonia.
Tabulka 5. Přehled vybraných slitin titanu a základní charakteristika jejich povrchu, respektive oxidů,
které se povrchu vytvářejí. Upraveno dle Manivasagam et al. (2010).
26
Mezi těmito třemi hlavními typy korozí, ke kterým může dojít u titanových slitin v dutině ústní,
existují přechodové typy, jako například únavové koroze („fretting corrosions“), které jsou přehledně
shrnuty a charakterizovány v práci Adya et al. (2005). Utváření vrstvy oxidů na povrchu titatnu a
titanových slitin je obecným mechanismem, který zabraňuje vzniku koroze. Tabulka 5 udává přehled
oxidů titanu, které se vytvářejí na povrchu titanu a slitin titanu.
Úprava povrchu dentálního implantátu může rovněž výrazně ovlivnit korozi. Studie z poslední doby
naznačují, že elektrolytické nebo magnetické leštění povrchu dentálního implantátu tvořeného
čistým titanem nebo slitinami Ti6-Al4-V, Ti6-Al4-V-ELI ovlivňují mikrostrukturu povrchu, náboj na
povrchu a tím odolnost vůči korozi (např. Rahman et al. 2014).
4.4. Odolnost vůči namáhání a opotřebení
V materiálové vědě je opotřebení (angl. wear) chápáno jako výsledek interakce vlivů působících na
povrch zkoumaného materiálu, a to zejména odstraňování či deformace materiálu na povrchu, v
důsledku mechanického působení protilehlé plochy či prostředí. Tato interakce je chápána jako
mechanické tření (angl. friction). V lékařství je opotřebení materiálu titanových slitin chápáno jako
poškození pevného povrchu, obvykle zahrnující postupnou ztrátu materiálu, a to v důsledku
relativního pohybu mezi tímto povrchem a kontaktními plochami. Cílem současného rozvoje
titanových slitin je proto zvyšování odolnosti vůči namáhání, a to zejména optimalizací přenosu
napětí mezi dentálním titanovým implantátem a okolní kostní tkání, která je s tělem implantátu
v bezprostředním kontaktu. Studie z poslední doby uvádějí jak opotřebení povrchu implantátu, tak
resorpci kosti v okolí implantátu, která je nežádoucí (např. Niinomi et al. 2004, Capitanu et al. 2008).
K velkému stupni opotřebení dochází zejména tehdy, jsou-li mechanické vlastnosti materiálu
dentálního implantátu příliš odlišné od mechanických vlastností kosti. Opotřebení vzniká hlavně
třením a posunem povrchů implantátu oproti kosti. V současné době je testováno mnoho postupů,
jak snížit namáhání povrchu slitiny třením a následným opotřebením. Jedním z moderních trendů je
kryogenní působení pomocí tekutého dusíku po dobu 24 h. Autoři Li et al. (2019) zjistili, že slitina Ti
vystavená krogenním účinkům tekutého dusíku vykazuje nižší součinitel tření a míru opotřebení. Míra
opotřebení zjištěná v této studii byla v rozmezí 5-17 mm3
m-2
.
5. Současné trendy v materiálovém zpracování slitin titanu
Současné trendy v materiálovém zpracování titanu a jeho slitin pro potřeby dentální implantologie
lze charakterizovat jako stálou konfrontaci mezi nově se objevujícími technologickými postupy a
ekonomickými možnostmi pro jejich využití v běžné klinické praxi. Je zřejmé, že metody fyzikálněchemické
či biologické úpravy povrchu materiálu již dnes umožňují ve výrazné míře podporu úspěšné
oseointegrace, nicméně komercionalizace těchto typů úpravy povrchu (3. a 4. generace v obr. 13)
naráží na ekonomickou rentabilitu těchto postupů.
27
Obr. 13. Schématické znázornění současných trendů v rozvoji povrchové úpravy titanu a titanových
slitin pro budoucí aplikace v biomedicínských oborech. Jednotlivé generace opracování a úpravy
povrchů odrážejí historický vědecký rozvoj v oblasti titanových slitin (upraveno dle Hanawa 2013).
6. Povrchová úprava
Texturovaný povrch dentálního implantátu patří mezi důležité faktory umožňující vrůstání tkáně
(Lacefield 2007). Studium mikro a nanostruktury povrchu implantátu patří mezi současné směry
v oblasti jak základního, tak klinického výzkumu. Některé způsoby povrchové úpravy mají schopnost
výrazně zvýšit oseointegraci (Simon et Watson 2002).
V současném výzkumu i klinické praxi je velká pozornost věnována povrchové úpravě dentálních
implantátů, která hraje významnou roli při interakci dentálního implantátu s okolní kostní tkání.
Snahou současných studií je najít optimální metody úpravy povrchu tak, aby systém (implantát-kost)
podporující rychlou oseointegraci a dlouhodobou funkčnost dentálního implantátu při zatížení, bez
nutnosti reimplantací (přehledně viz např. Vrbová et Sochor 2010). Původní bioinertní povrchy
dentálního implantátu se pomalu dostávají do pozadí a vývoj stále více směřuje k povrchům
bioaktivním, které urychlují proces hojení a zajišťují vznik pevné vazby mezi kostní tkání a povrchem
dentálního implantátu.
28
V současné době jsou komerčně dostupné zubní implantáty s různými konfiguracemi povrchu. U
většiny implantátů se vychází ze skutečnosti, že kostní tkáň se dobře přizpůsobuje reliéfu povrchu
implantátu v rozmezí 1 – 100 m, a že změny reliéfu povrchu implantátu mohou výrazně zlepšit jeho
stabilitu po implantaci (Albrektsson et al., 2003). Primárním cílem povrchové úpravy implantátu je
zvýšit adhezi buněk a buněčnou aktivitu při vytváření kostní tkáně v bezprostředním okolí implantátu
(Kohles et al. 2004). Dřívější klinické studie uskutečněné v devadesátých letech minulého století,
které se zabývaly enoseálními zubními implantáty, ukázaly, že implantáty s hrubým povrch (řádově
v m) se lépe integrovaly s kostí tkání než materiály s relativně hladkým povrchem (např. Cochran
1999). Kromě adheze buněk a následného zrychlení oseointegrace může povrchová úprava
dentálního implantátu v omezené míře ovlivnit rovněž i biomechanické vlastnosti povrchu implantátu
(Han et al. 2010).
Významným faktorem, který ovlivňuje oseointegraci titanových implantátů je krystalická forma a
hydrofilita povrchu. Na něm se obvykle tvoří TiO2, který může mít tři různé krystalické formy.
Povrchový oxid TiO2, respektive jeho krystalická froma, může být modifikována pomocí různých
technik, jako je například tepelné zpracování, oxidace odvozená od sol-gelu a elektrochemická
oxidace. Vliv různých titanových krystalických struktur na oseointegraci však není prozatím
uspokojivě objasněn (viz např Albrektsson 2019). Dosud uskutečněné studie „in vitro“ přinesly
rozdílné výsledky. Například McAlarney et al. (1996) uvádí, že krystalická forma oxidu titaničitého
může ovlivnit adhezi proteinu, a proto může být důležitá pro proces hojení. V nově publikovaných
studiích (např. Wheelis et al., 2018) se však neprokázal žádný vliv krystalické formy TiO2 na
dlouhodobou životaschopnost preosteoblastů a fibroblastů na povrchu titanu.
Samotný titan je obvykle hydrofilní, což znamená, že kontaktní úhel s kapkou vody na povrchu
dosahuje hodnoty pod 90 stupňů. Bylo však zjištěno, že většina běžných komerčních povrchů
implantátů na bázi titanu je hydrofobní. Může to být způsobeno různými výrobními technikami a
kontaminací, například uhlíkem a příměsovými prvky.
Pro proces vhojení dentálního implantátu z titanu a jeho slitin je výhodnější, pokud je povrch
implantátu upraven. V současné době se používá mnoho metod zdrsnění povrchu materiálu, a to
v měřítku mikrostruktur až nanostruktur (přehledně viz např. Alla et al. 2011). Mezi metody zdrsnění
povrchu patří:
1. pískování,
2. plazmové sprejování (při němž se využívá plazmového nanášení nejčastěji titanového
prášku),
3. leptání v minerálních kyselinách.
4. anodická oxidace ve vodných roztocích minerálních kyselin a solí
5. fyzikálně-chemická modifikace povrchu (otryskání, naprašování)
6. laserové opracování
7. nanášení bioaktivních povrchů
V následujícím přehledu jsou uvedeny pouze vybrané typy povrchové úpravy titanu a jeho slitin,
neboť technologie se v současné době velmi dynamicky vyvíjejí a podat jejich vyčerpávající přehled a
technologické principy jednotlivých metod je nad rámec této práce.
29
Leptání pomocí kyselin (Etching)
Pro úpravu povrchu dentálního implantátu se často využívá leptání v silné kyselině. Tento typ úpravy
vytváří na povrchu mikroprohlubně o průměru v rozmezí 0,5 až 2,0 µm. Často se používá i modifikace
této metody takzvané duální leptání. Podstatou metody je fakt, že se využívají současně dvě kyseliny
(obvykle HCl a H2SO4). Leptání ať již pomocí jedné kyseliny nebo pomocí duálního principu se
uskutečňuje v lázni o teplotě nad 100 o
C. Takto naleptaný povrch je vhodný pro adhezi fibrinu a
podporuje rovněž adhezi osteogenních buněk. Často se leptání kyselinou využívá po předchozím
pískování povrchu. Tato metoda se nazývá anglicky sandblasting and acid etching (SLA) a jejím
výsledkem jsou relativně velké prohlubně o rozměru 250-500 µm avšak s jemnou mikrostrukturou na
povrchu těchto prohlubní vzniklou leptáním. Tento typ úpravy povrchu je obecně považován za velmi
vhodný pro úspěšnou oseointegraci (Orsini et al. 2000).
Obr. 14. Schematický nákres principu sintrování. Povrchová prášková částice (Particle) o poloměru R
je přichycena na povrch materiálu (Substrate). Podél linie kontaktu (P) se díky vysoké teplotě vytvoří
vazba se zvýšenou hustotou oproti materiálu částice a základnímu materiálu slitiny (upraveno dle
Archbold 1999).
Sintrování
Sintrování je proces, respektive povrchová úprava materiálu titanové slitiny, při kterém je dosaženo
vazby mezi použitým práškovým materiálem a částicemi povrchu v důsledku atomové difúze při
zvýšených teplotách v peci. Tento proces obvykle probíhá za vysokých teplot, které podporují spékání
prášku a částic, stejně tak jako atomové difúzní procesy. Všechny typy této úpravy jsou závislé
především na umístění práškového materiálu na povrchu slitiny, neboť vazby mohou být vytvořeny
mezi a) částicemi navzájem, b) částicemi a pevnou látkou, c) mezi částicemi a jednotlivými
strukturními útvary pevných látek (vlákny). Sintrování má tři hlavní fáze. V první fázi se práškové
částice přimknou pomocí adheze k cílovému materiálu slitiny bez toho, že by se vytvořila vazba mezi
částicemi. Následuje druhá fáze, která je typická vytvořením vazeb podél linie kontaktu práškovou
částicí a materiálem slitiny (viz níže), třetí fáze je charakteristická zpracováním při vysoké teplotě,
která zmenší velikost pórů mezi jednotlivými (již vázanými) práškovými částicemi na povrchu
materiálu.
30
Obr. 15. Typická hemisférická struktura vzniklá sitrováním na povrchu chemicky čistého titanu (vlevo)
a slitiny Ti-6Al-4V (vpravo) - převzato z Esen et al. 2009).
Technika sintrování se tradičně používá při úpravách povrchu materiálu dentálních implantátů. Tento
způsob úpravy byl zaveden v 70. letech minulého století a je přehledně uveden v práci Ashby (1974).
V současné době se tento způsob úpravy povrchu dynamicky rozvíjí, zejména díky širšímu zavedení
laserových technologií (např. Traini et al. 2008).
Obr. 16. Příklad využití laserové technologie při úpravě povrchu titanové slitiny. Povrch je typický
velkou různorodostí poloměru hemisférických útvarů, což umožňuje vznik širokého spektra
mikrokavit různého tvaru a velikostí podporujících úspěšnou oseointegraci. Převzato z Traini et al.
(2008).
Metoda laserového sintrování utváří na povrchu titanové slitiny typickou porózní strukturu, ve které
póry (kavity) mají různou velikost a tvar. Současné studie využívající slitiny s touto povrchovou
úpravou se zaměřují na jejich oseointegraci. Testy konané na zvířatech (např. Fukuda et al. 2011),
stejně tak jako klinické studie (např. Shibli et al. 2013) potvrzují výbornou oseointegraci takto
upraveného povrchu, a to zejména v případech, kdy velikost póru je řádově desítky až stovky
mikrometrů (m).
31
Obr. 17. Ukázka povrchové úpravy implantátu pomocí laserového sintrování (vpravo) a ukázka
heterogenního rozdělení velikosti pórů (kavit) na povrchu v nepravých (spektrálních) barvách: 0–15
mikrometru (modrá), 15–30 m (zelená), 30–40 m (červená). A – sintrovaný vzorek, B - sintrovaný
vzorek očištěný organickou kyselinou (OK), C – sintrovaný vzorek očištěný OK. Převzato z Traini et al.
2008).
Otryskání (Blasting)
Požadované mikrostruktury povrchu titanu či slitiny titanu je dosaženo pomocí otryskání, a to
zejména metodou otryskání pískem (sand blasting), která se vyznačuje „bombardováním“ povrchu
silným proudem vzduchu, který nese částice o velikosti 250 µm (přehledně viz např. Contforto et al.
2004). Tato metoda úpravy povrchu bývá často kombinována s následným leptáním povrchu pomocí
kyselin. Pak se tento typ úpravy nazývá SLA (Sand-blasting and acid etching). Pomocí SLA je dosaženo
optimální drsnosti povrchu pro různé materiály (Nadar et al. 2014) tak, aby byla usnadněna
oseointegrace. V současné době se využívají další moderní technologie otryskání povrchu titanu a
slitin titanu, a to například otryskání plazmou – viz níže.
Obr. 18. Příklad otryskání pulzně-elektrickým proudem (plazma za 700 o
C za tlaku 50 MPa) a
návazného tepelného zpracování (1 100 o
C) povrchu. SEM snímky (a-d) ukazují nepravidelnou a
pórovitou strukturu povrchu slitiny Ti-6Al-4V - upraveno dle Zhang et al. (2013).
32
Anodická oxidace (Anodic oxidation)
Elektrolytické leštění a anodická oxidace patří mezi nejčastěji používané metody pro modifikaci
povrchu titanu. Jsou založeny na různých chemických reakcích, které probíhají na elektricky
napájeném povrchu (elektrodě) umístěném v elektrolytu. Za řízených podmínek probíhá vlivem
elektrochemické reakce rozpouštění povrchu. Míra odstranění povrchu je závislá na mnoha fyzikálněchemických
parametrech nastavených při procesu, a to obvykle v rozmezí 1 až 10 mikrometrů
povrchové vrstvy titanu za minutu. Odstraňování materiálu slitiny nastává zejména při okrajích zrn
tvořících mikrostrukturu. Na povrchu titanu anodizovaného za použití vysokého napětí dochází ke
krystalizaci oxidu, a tím se vytváří požadovaná drsnost a pórovitost. Druh oxidu vytvořeného během
anodizace a jeho vlastnosti jsou závislé především na anodovém potenciálu, složení elektrolytu,
teplotě a proudu použitém při procesu. Mezi hlavní kyseliny, které se běžně využívají jako elektrolyty,
patří kyselina sírová, kyselina fosforečná, kyselina octová a další (přehledně viz např. Kim et
Ramaswamy 2009). Často je lázeň doplněna o soli, které zlepšují mikrostrukturu povrchu tak, aby se
zvýšila biokompatibilita a oseointegrace. Příkladem studií využívajících soli, jako příměsi do
elektrolytu jsou současné práce Marenzi et al. (2019a,b), které použila fosfátové ionty (PO4
--
). Autoři
těchto studií konstatují, že navrhovaná metoda využívající fosfátové ionty vytváří povrchovou
nanostrukturu titanu, která zlepšuje biokompatibilitu dentálních implantátů.
Posouzení vhodnosti využití anodické oxidace povrchu dentálních implantátů z hlediska klinické
aplikace je předmětem dlouhodobého výzkumu. Výsledky klinických studií uveřejněné v posledních
10 letech zdůrazňují nutnost komplexní analýzy úspěšnosti různých povrchových úprav dentálních
implantátů (např. Aalam et Nowzari 2005). Příkladem analýzy vhodnosti anodické oxidace pro
podporu biokompatibility povrchu slitiny může být studie Kunii et al. (2019), ve které byla testována
osseointegrace Ti-Nb-Sn slitiny. Výsledky této studie ukázaly, že anodická oxidace indukovala tvorbu
apatitu a oxidů na povrchu slitiny, což zlepšilo biologickou kompatibilitu této slitiny v „in vitro“ testu,
tak oseointegraci v „in vivo“ testu.
Mikrooblouková oxidace (Micro-arch oxidation - MAO)
Mikrooblouková oxidace je postup úpravy povrchu, který vytváří porézní, adhezivní a bioaktivní
povlaky na povrchu implantátu. Tato úprava vykazuje dobré vlastnosti v oblasti biokompatibility.
MAO v kombinaci s různými druhy elektrolytu, předběžné a následné úpravy povrchu vytvářejí
vhodný mikroreliéf pro adhezi buněk (přehledně viz např. Wang et al. 2015). Metoda MAO je
založena na tvorbě vyztuženého keramického filmu na povrchu titanové slitiny či implantátu.
V posledních letech byla povrchová úprava MAO detailně studována v mnoha oborech, včetně
biomedicínských aplikací (předhedně viz např. Liu et al. 2019). Mikrostruktura a mechanické
vlastnosti filmu z oxidu vytvořeného mikroobloukovou oxidací je určena především typem
elektrolytu, složením matrice a parametry oxidačního procesu. Výsledná mikrostruktura pak určuje
interakci mezi titanovými implantáty a okolními hostitelskými tkáněmi. Vlastnosti výsledné
mikrostruktury povrchu řídí procesy buněčné adheze, proliferace buněk a jejich diferenciaci.
33
Obr. 19. Schéma metody mikroobloukové oxidace MAO – převzato z Chu et al. (2017).
Laserové opracování
Některé z metod opracování povrchu dentálního implantátu s sebou mohou nést riziko nežádoucího
znečištění povrchu příměsmi. Z tohoto důvodu se v poslední době stále více prosazuje metoda
laserového opracování, která toto riziko eliminuje díky skutečnosti, že k úpravě povrchu dochází bez
přímého kontaktu. Navíc současný rozvoj laserových technologií umožňuje precizní řízení tvorby
mikrotopografie povrchu. Z tohoto pohledu patří laserové opracování k velmi perspektivním
technikám s velkým potenciálem pro nejbližší budoucnost v dentální implantologii. Průměrná drsnost
laserově opracovaného povrchu dosahuje rozměrů prohlubní okolo 2 nm. Klinické studie
z posledního desetiletí potvrdily podporu tvorby kostní tkáně v okolí implantátu opracovaného touto
metodou. Metoda laserového opracování tedy zlepšuje jeho biokompatibilitu implantátu
(Matricorena et al. 2007). V poslední době se významně rozvíjí metoda selektivního laserového
opracování/tavení (SLM - selective laser melting, viz Obr. 20), která podporuje tvorbu β struktury
povrchu titanových slitin a zlepšuje jak mechanické vlastnosti, tak snižuje korozivitu povrchu slitiny
(Zhao et al. 2019).
Další z nových metod je laserové nanášení kovových povrchů (LMD - laser metal deposition). Metoda
LMD nabízí oproti jiným řadu jedinečných výhod zejména v tvorbě požadovaného tvaru (reliéfu)
povrchu. Například atypické velké části, které vznikají ojediněle při využití metody naprašování,
mohou být eliminovány pomocí metody LDM (Azarniya et al. 2019). Mezi kovy, které jsou nanášeny
na povrch slitiny pomocí LMD, patří například niob (Ni), který zvyšuje odolnost vůči korozi. Příkladem
studie z poslední doby je práce Pityana et al. (2019), která konstatuje, že vrstva Ti-Nb vzniklá
metodou LMD zvyšuje tvrdost povrchu slitiny Ti-6Al-4V a její odolnost vůči korozi. Kromě toho LMD
techniky jsou vysoce účinné v kombinaci s jinými laserovými metodami při tvorbě uniformních
povrchů - například Direct Metal Laser Sintering (Vance et al. 2018), viz Obr. 21.
34
Obr. 20. Schéma metody selektivního laserového tavení SLM – převzato z Zhao et al. (2019).
Obr. 21. Příklad prototypů implantátů vyrobených pomocí metody DMLS z Tie6Ale4V [222], (b)
mikroarchitektura buněčných struktur, které byly navrženy tak, aby odpovídaly tuhosti kostní tkáně
(vypočteno pomocí modelů). Ve struktuře jsou oblasti, které ukazují vysokou úrovní napětí. Příklady
d) a e) ukazují některé voštinové mřížové struktury vyrobené z Ti-6Al-4V - upraveno dle Vance te al.
(2018).
Další technologií využívající laser je metoda PLD (angl. pulsed laser depozition). Jedná se o laserem
podporované nanášení cílového materiálu na povrch slitiny či implantátu. PLD probíhá ve vakuové
depoziční komoře. Metoda je založena na interakci světelného záření produkovaného laserem
s povrchovou vrstvou cílového materiálu (keramiky), při které dochází k ablaci materiálu terče a jeho
přenosu na povrch implantátu. Částice cílového materiálu putují ve formě plazmového oblaku
k implantátu, kde kondenzují. Metoda PLD se využívá například pro vytvoření krystalické apatitové
35
fáze na povrchu implantátu. Pro optimální vytvoření mikropovrchu je nezbytné, aby proces depozice
probíhal za vysoké teploty (500 až 600 °C) a v přítomnosti reakčních plynů (např. kyslíku, vodní páry) Cotell
(1993) a optimalizovaných parametrech jako je např. vzdálenost povlakovaného substrátu od
terče, tlak prostředí, hustota energie laserového paprsku (přehledně viz např. Eason 2007). Mezi
nejnovější metody opracování povrchu patří laserem indukované periodické povrchové struktury
(LIPSS), které jsou založeny na tvorbě povrchových struktur pomocí femtosekundových pulsů laseru
(např. Florian et al. 2020).
Depozice podpořená pomocí ´bombardování´ionty
„Ion-bombardment-assisted deposition (IBAD), Dual-ion-beam-assisted-deposition (DIBAD)“
Podstatou této metody je využití dvou zdrojů o různě vysoké energii, jež bombardují povrch slitiny
ionty. Tato metoda je založena na faktu že nízkoenergetický tok čistí povrch slitiny, zatímco
vysokoenergetický tok způsobuje požadovanou implantaci cílových iontů na povrch slitiny. Princip
metody je zobrazen na schématu uvedeném na Obr. 22.
Obr. 22. Schéma DIBAD způsobu úpravy povrchu titanových slitin založené na toku vysokoenergetických
iontů (N+
) a nízkoenergetických iontů (Ar+
) – převzato z Rautray et al. (2011).
Implantace iontů s vysokou energií
V případě, že aktivní ionty o vysoké energii dopadají na povrch titanové slitiny, dochází v důsledku
interakce ion-pevná látka k několika základním procesům. V případě, že ionty jsou trvale včleněny do
materiálu titanové slitiny po ztrátě všech jejích energií, se proces nazývá iontová implantace. Během
procesu iontové implantace jsou ionty urychlovány a směřovány k povrchu slitiny titanu. Dochází
k interakcím s atomy materiálu slitiny (viz obr. 23) Základní energie dopadajících iontů je zvolena tak,
36
aby nepronikaly příliš hluboko do materiálu slitiny a zůstaly omezeny na oblasti blízké povrchu
materiálu (Sioshansi et Tobin 1998). Obvyklá hloubka, do které jsou ionty touto metodou
implantovány, dosahuje 1 nm.
Obr. 23. Schématické znázornění jednotlivých procesů při implantaci iontů s vysokou energií do
povrchové vrstvy slitiny titanu (upraveno dle Rautray et al. 2011).
Povlakování hydroxyapatitem (angl. HA coating)
Hydroxyapatitová keramika s chemicky čistým základem Ca10(PO4)6(OH)2 je materiál využívaný při
povrchové úpravě implantátů povlakováním. Na povrch titanu či titanové slitiny je v poslední době
nanášena především pomocí plazmového sprejování (např. Lu et al. 2004) nebo využitím laseru
(přehled technologií viz např. Selingerová 2008). Povlakování hydroxyapatitem (HA) je však stále
předmětem diskuse a experimentálního ověřování, neboť není dostatečně známo dlouhodobé
chování a stabilita vrstvy HA v biologickém prostředí. Buněčné testy prokázaly například jen nepatrný
vliv povlakování HA na adherenci a proliferaci buněk oproti hladkému povrchu titanu (Borsari et al.
2005). Často však bývá uváděna výrazná bakteriální kolonizace povrchu HA, a tím i podpora vzniku
zánětlivých onemocnění. Tento problém může být částečně omezen využitím povlaku fluorhydroxyapatitu
(FHA), který díky uvolňování F- potlačuje růst bakterií a podporuje tvorbu fosfátu
vápenatého při tvorbě kostní tkáně (Kim et al. 2004).
Povlakování hydroxyapatitem je z technologického hlediska obtížný úkol, neboť HA je relativně
křehký. Proto je žádoucí dosáhnout tloušťku vrstvy HA v rozmezí 50-100 m. Díky skutečnosti, že HA
vykazuje podobné biochemické vlastnosti jako kostní tkáň, dochází u dentálních implantátů na bázi
titanu k rychlé oseointegraci, a to zejména v první fázi vhojování. Povlak na povrchu implantátu však
není nikdy tvořen pouze krystalickým hydroxyapatitem, lze nalézt i amorfní hydroxyapatitovou fázi a
další nestabilní složky na bázi kalcium fosfátu. Ty mohou být příčinou postupného rozpouštění
materiálu na povrchu implantátu. Proto se pro zlepšení materiálových vlastností povrchu využívá
v technologii povlakování kombinace HA s oxidy (ZrO2, Y2O3 , CaO), což výrazně zlepšuje mechanické
37
vlastnosti takto vzniklého povrchu (Dudek 2009). Technickou novinkou je kombinace povlakování HA
v kombinaci se stronciem (např. Schmidt et al. 2020). Metoda využívá elektrodepozice stroncia do HA
a nazývá se stronciem substituovaný HA povlak (angl. Sr-substituted hydroxyapatite (Srx-HAp)
coatings).
V současné době se prosazuje povlakování titanu a titanových slitin hydroxyapatitem v tenké vrstvě.
Tato technologie se nazývá nanopovlakování, neboť vytváří tloušťku vrsty pouze 20 nm.
Nanopovlakování HA podporuje biokompatibilitu titanových implantátů, jak naznačuje studie
z poslední doby (Salaie et al. 2020). Mezi výhody povlakování hydroxyapatitem patří podpora
smáčivosti takto ošetřeného povrchu slitiny, což umožňuje snazší biointegraci.
Povlakování Ca-P (angl. Ca-P coating)
Povlakování Ca-P na povrch titanu se uskutečňuje ponořením chemicky ošetřeného kovu do vodných
roztoků, které obsahují vápník a fosfátové ionty při konstantním pH (většinou alkalický roztok) a za
fyziologické teploty tak, aby byl napodoben biologický proces. Jako častější metoda povlakování Ca-P
slouží ošetření povrchu nevodivými materiály, jako jsou polymery a uskutečnění následných
redoxních reakcí probíhajících za vysokých teplot za použití chloridu paladia (PdCl2) jako katalyzátoru
(Oliviera et al. 2005). V první fázi dojde k chemické absorpci iontů paladia na povrch titanu. Ve druhé
fázi dojde k depozici Ca-P na takto modifikovaný povrch. Tato metoda má v současnosti mnoho
technologických úprav. Často bývají dentální materiály na bázi titanu povlakovány současně jak HA,
tak Ca-F. Moderní techniky povlakování Ca-F (např. Le et al. 2014) umožňují u experimentů
založených na buněčných „in vitro“ testech dosažení velmi dobré biokompatibility Ca-F upravených
povrchů dentálních implantátů.
Problémem studovaným v poslední době je homogenita povlakované vrstvy Ca-P, a to jak z hlediska
tloušťky, tak z hlediska tvorby aglomerátů povlakovaného materiálu na povrchu implantátu.
Příkladem takové studie je práce Pierre et al. (2019), která uvádí, že bez odstředění po ukončení
povlakování se vždy získá povlak s velkým množstvím aglomerátů, tedy nehomogenní tloušťkou
povlaku.
Obr. 24. Vliv různých postupů při povlakování Ca-P na strukturu povrchu zubního implantátu. Je
zřejmý vliv odtsředění po vyjmutí implantátu z lázně Ca-P. Tento postus zaručuje homogenní vrstvu
Ca-P (viz a). Pokud není implantát vystaven centrifugaci (odstředění), pak vznikají na povrchu
implantátu agregáty Ca-P (viz b). Při zvolené nevhodné rychlosti otáček odstředění, dochází ke stavu
částečné nehomogenity materiálu. Proto se oblast s větší tloušťkou vrstvy Ca-P se jeví jako tmavší (viz
c) - převzato z Pierre et al. (2019).
38
Povlakování nitridy (TiN, ZrN)
Povlakování základního materiálu nitridy se uplatňuje jak u titanových, tak u chromkobaltových slitin
(např. Bartáková et al. 2007). Naše poslední studie se zaměřují na povlakování čistého titanu,
Ti6Al4V, Ti35Nb6Ta slitin titanu a slitiny CoCrMo. Z výsledků získaných pomocí testů cytotoxicity bylo
zjištěno, že TiN vrstvy nanesené pomocí metody PVD (Physical Vapour Deposition) jsou vhodné pro
výše uvedené typy materiálů. Povlaky TiN a ZrN splňují požadavky na biologickou kompatibilitu
implantovaných materiálů (Prachár et al., 2014).
Povlakování Zirkoniem (Zr)
Povlakování Zr je v současné době rychle a dynamicky se rozvíjející metodou povrchové úpravy slitin
titanu. Do této skupiny povlakování patří například ytriem zpevněný povlak zirkonia (YZP) na TiO2
povrchu slitiny. Tato úprava má význam pro smáčitelnost při aplikaci zubního implantátu (Jemat et al.
2018).
Povlakování terapeutickými a bioaktivními látkami
V současné době se za nejvýhodnější považuje začlenění terapeutických a bioaktivních látek do Ca-P
povlaku. Současné technologie umožňují možnost začlenit různá terapeutická činidla přímo do Ca-P
povlaku. Molekuly cílové látky se rozpustí v kalcifikačním roztoku, který se během procesu
potahování adsorbuje nebo inkorporuje do Ca-P povlaku (viz např. Lin et al. 2015).
Přehledná studie Al Mugeiren et Baseer (2019) uvádí hlavní skupiny terapeutických a bioaktivních
látek, které se v současné době používají pro povlakování s cílem zvýšení biokompatibility a
oseointegrace:
1. Albumin
2. Kostní morfogenní proteiny
3. Bisfosfonáty
4. Antibiotika
5. Amelogenin
Hodnocení povrchového opracování
V současné době existuje mnoho srovnávacích studií, které se zabývají porovnáním vhodnosti
různých typů povrchové úpravy titanových dentálních implantátů, a to z hlediska optimální
oseointegrace. Souhrnně lze říci, že většina prací upřednostňuje povrchovou úpravu zubních
implantátů pomocí povlakování a leptání kyselinou před jinými metodami úpravy povrchu
(přehledně viz např. Jemat et al. 2015). Tyto metody vedou k tvorbě drsnosti povrchu od 0,44 do 8,68
m.
Pro hodnocení vhodnosti povrchové úpravy materálu (Ti a slitin Ti) je nezbytné nalézt vhodnou
metodu pro kvantifikaci biokompatibility. Obecně metody využívané pro úpravu povrchu mění jak
morfologii povrchu, tak jeho strukturu a chemické složení, které však mohou mít vliv na mechanické
vlastnosti. V případě stomatologie se u zubních implantátů vyžaduje kompatibilita materiálu s
tvrdými tkáněmi při tvorbě kostí a oseointegraci. Rovněž je však důležitá kompatibilita měkkých tkání
při adhezi gingiválního epitelu a v neposlední řadě vhodné antibakteriální vlastnosti pro inhibici
39
bakteriální invaze. Z těchto důvodů je hodnocení vhodnosti povrchové úpravy materiálu složité,
neboť zahrnuje velmi moho kritérií. Aspekty hodnocení povrchové úpravy jsou shrnuty v přehledové
studii Hanawa (2019), která konstatuje, že mechanismy biokompatibility u různě povrchově
ošetřených materiálů (Ti, Ti slitiny) jsou dnes již uspokojivě popsány, nicméně hlubší analýza
příslušných mechanismů může urychlit vývoj nových metod pro optimální úpravu povrchů.
Obr. 25. Metody úpravy povrchu slitin titanu zaměřené na povlakování a chemické, respektive
elektrochemické metody. Dělené na suché (horní schéma) a mokré (dolní schéma) procesy úpravy
povrchu (upraveno dle Hanawa 2013).
Suché procesy
Sprejování,
naprašování
Povlak HA Povlak TiO2
Otryskání
Porézní
povrchy
PVD
Physical
Vapour
Deposition
Povlak HA Povlak TiO2
Povlak
Ca TiO3
CVD
Chemical
Vapour
Deposition
Povlak HA
Povlak DLC
Diamond
like coating
implantace
Iontů
Ionty N Ionty Ca
Ionty
ušlechtilých
kovů
Mokré procesy
Imobilizacefunkčních
biomeolekul
PEG
Peptidy,
proteiny
kolageny
Hydrogely
Elektrochemickámodifikace
katodická úprava
Chemické
ovlivnění
Kyselé leptání ponoření do H2O2 Alkalická lázeň
+ zahřátí
+ hydrotermální
ovlivnění
Elektrochemicképovlakování
Povlak HA Povlak TiO2
MAO
Mikrooblouková
oxidace
40
Chemické složení povrchové vrstvy
Na povrchu titanu či titanových slitin se po aplikaci implantátu/konstrukce do dutiny ústní vytváří na
povrchu tenká vrstva (3-7 nm) amorfních nanokrystalů oxidu titanu TiO2 (Liu et al. 2004). Ta je velmi
důležitá pro uchycení implantátu do kostní tkáně neboť vytváří vhodné podmínky pro adherenci
buněk. Na zvlhčeném povrchu TiO2 se díky přítomnosti OHvytváří
povrchový náboj, který podporuje
tvorbu hydroxidových komplexů, a to jak kyselých, tak alkalických. Principy tvorby oxidu titanu na
povrchu jsou detailněji popsány v oddílu 8.1. V této části (viz níže) jsou popsány pouze základní
úpravy chemického složení povrchové vrstvy titanu založené na přidání dusíku ve fázi závěrečného
zpracování slitiny titanu tak, aby v povrchové vrstvě vznikly nitridy titanu.
Slitiny titanu obohacené dusíkem (angl. N-implanted) podporují tvorbu nitridu titanu (TiN) na
povrchu. Technologicky se tvorba TiN uskutečňuje pomocí povlakování či naprašování. Takto
upravený povrch pak vykazuje jak lepší mechanicko-chemické vlastnosti zvyšující odolnost vůči korozi
(Huang et al. 2005), tak vyšší adhezivitu buněk na povrchu (Annunziata et al. 2011). V posledním
desetiletí několik přehledových studií potvrdilo přínosnost této povrchové úpravy z hlediska zlepšení
parametrů biokompatibility (např. Gordin et al. 2012) především díky struktuře povrchové vrstvy
tvořené směsí TiO2 a TiN (Tobola et al 2020).
Dalším příkladem účinné úpravy povrchové vrstvy slitiny zvyšující zejména její biokompatibility může
být řízená mikrooxidace povrchové vrstvy (angl. micro arc oxidized titanium: MAO-Ti), která potvrdila
zlepšenou adherenci buněk („in vitro“) a oseointegraci („in vivo“) – Kwon et al. (2007). Naprašování
nitridu titanu (TiN) nebo nitridu zirkonia (ZrN) patří k dalším úpravám povrchové vrstvy titanu či
titanových slitin, která výrazně snižuje cytotoxicitu slitiny způsobenou legujícími prvky, které samy o
sobě vykazují vyšší stupeň toxicity pro buňky (Prachár et al 2005).
7. Biokompatibilita titanových β slitin
Přehledně jsou testy biokompatibility titanových slitin shrnuty v několika přehledných pracech
z poslední doby, např. Lee et al. (2011). Většina studií využívá „in vitro“ experimentů. Kromě „in
vitro“ testů se často používají i „in vivo“ testy dentálních kovů a slitin. Ty se obecně dělí do tří
základních kategorií (Black 1992): (1) nefukční testy, (2) „ex vivo“ testy a (3) funkční testy.
V případě nefunkčních testů, které mají mnoho modifikací, se dentální implantáty vloží do měkkých
tkání (subkutáně, intramuskulárně nebo intraperitonálně) nebo do tvrdých tkání experimentálních
zvířat. Tyto studie jsou obvykle relativně krátkodobé (dny až měsíce) a poskytují cenné informace o
místních interakcích mezi implantátem a okolní tkáně. Důležitým faktorem, který je třeba brát
v úvahu při vyhodnocení výsledků je fakt, že experiemntální údaje jsou získány při absenci
mechanického zatížení (Ciocan et al. 2011). Testy „ex vivo“ využívají expozici materiálu slitiny či
celého dentálního implantátu krví zvířete, která je přesměrována z krevního oběhu zvířete na
materiál a zpět do oběhového systému. V takových případových studiích se získávají důležité
informace pro určení kompatibility krve s použitými slitinami jako je například kumulace proteinů,
buněčné adheze a tvorba buněčných shluků na povrchu testovaného materiálu. Funkční testy
zahrnují implantaci do zvířecího organismu v podobě funkčních protéz či implantátů. Tyto testy jsou
však zdlouhavé, vyžadují zvláštní podmínky týkající se konstrukce, výroby, zkoušení různých typů
41
protéz a implantátů. Z těchto důvodů se využívají jen výjimečně, jsou navíc nákladné. Poskytují však
cenné informace o složitých interakcích, chronických i akutních zánětlivých reakcích a podobně, které
se vyskytují mezi implantátem a organismem. Příkladem tohoto typu studií je práce Aparicio et al.
(2011), ve které se autoři zaměřili na hodnocení vhodnosti povrchové úpravy titanových dentálních
implantátů zavedených do horní a dolní čelisti prasete domácího. Úspěšnost oseointegrace byla
v této studii (Aparicio et al., 2011) hodnocena histometricky.
Do skupiny „in vivo“ testů patří testy biokompatibility titanových slitin na zvířatech. Pro tyto účely se
v závislosti na legislativě a zvyklostech v různých státech světa využívají různé druhy zvířat, různé typy
aplikací a metod vyhodnocení biokompatibility. Chung et al. (2004) například použili podkožní
aplikaci slitin titanu s naneseným povrchem nitridu hliníku u morčat. Biokompatibilitu poté hodnotili
jako rychlost tvorby fibrózní tkáně okolo testovaného materiálu po 12 týdenním pokusu. Zjistili, že
nanesená vrstva pozitivně ovlivnila biokompatibilitu. Obdobný přístup, tedy podkožní aplikace
testovaného materiálu, je aplikován i na jiných hlodavcích, například krysách (Lee et al. 2011 –
intrakutální a subkutánní test  slitiny titanu). V poslední době se uplatňují i testy implantátů
zavedených do kostní tkáně prasat. Do této skupiny můžeme zařadit například studii Friedmann et al.
(2014), jejímž cílem bylo vytvořit model přizpůsobení kostního defektu klinické situaci, a to
nepravidelné atrofii alveolárního výběžku, který by byl charakterizován určitým množstvím zbytkové
alveolární kosti ve frontální části alveolu, a nedostatečné výšky kosti v distální části alveolu. Umístění
implantátu v takové oblasti mělo odpovědět na otázku, s jakou úspěšností se uchytí implantát.
Hlavním cílem však byla srovnávací analýza měření úspěšnosti integrace implantátu pomocí
histomorfometrie a rentgenových snímů a rozhodnutí, zda je v takové situaci použití kontaktní
radiografie výhodnější než histomorfometrie.
Funkční testy „in vivo“ jsou zaměřeny především na následující aspekty biokompatibility titanu a slitin
titanu: (1) oseointegrace materiálu slitiny, (2) oseointegrace s ohledem na povrchovou úpravu
implantátu. Do této skupiny patří testy dentálních implantátů zaváděných do kostí (nikoli čelistí)
experimentálních zvířat, například stehenních kostí psů (Han et al. 2010). Jako testovací zvířata se
používají také králíci, které ve své studii biokompatibility využili Li et al. (2018). Autoři se zaměřili na
slitinu Ti6-Al4-V povlakovanou grafenem (nanopovlak jednovrstevného uhlíku) a sledování urychlení
„in vivo“ osteogeneze a oseointegrace na povrchu implantátu. Po zavedení testovaného vzorku slitiny
s takto bioaktivovaným povrchem do oblasti femorálního kondylu autoři sledovali pomocí
histologických metod osteogenezi a oseointegraci po 4, 12 a 24 týdnech. Autoři uzavírají, že grafen
může být novým typem nanopovlakovacího materiálu pro zvýšení povrchové biologické aktivity
slitinových materiálů na bázi Ti a může dále podporovat osteogenezi a oseointegraci „in vivo“.
Rozdělení testů „in vitro“
Testy cytotoxicity titanu a titanových slitin se provádí zejména ve čtyřech základních skupinách, které
jsou v různých experimentálních studiích často kombinovány, popřípadě doplňovány dalšími testy.
Jde především o níže uvedené testy cytotoxicity, které jsme v uplynulém desetiletí využívali i na naší
klinice pro hodnocení biokompatibility nově vznikajících materiálů na bázi titanu (např. Bartáková et
al. 2009a).
1. Test inhibice růstu buněk
2. Test dilatace buněk
42
3. Test adherence buněk k testovanému materiálu
4. Test tolerance materiálu buňkami
5. Testy genotoxicity materiálu
Biologické vlastnosti byly testovány na vzorcích ve tvaru válečků 8x3 mm. Byly sledovány stavy po
odlití a po tepelném zpracování při teplotě 650 °C po dobu 15 minut s ochlazením na vzduchu nebo
při teplotě 950 °C po dobu 10 minut s velmi pomalým ochlazením v peci. Následovaly testy
biokompatibility a genotoxicity (Výsledky studie Bartáková et al. 2009a - viz tabulka 6, s. 43).
Test inhibice růstu buněk se provádí na živočišných buňkách a hodnotí se toxicita výluhu z testované
slitiny. Hodnoceným parametrem je počet buněk zjišťovaný v Bürkerově počítací komůrce v závislosti
na koncentraci výluhu. Testy dilatace a adherence buněk kvantifikují schopnost buněk přichytit se a
růst na povrchu testovaného materiálu. Testy tolerance materiálu buňkami se hodnotí pomocí
biometrického kritéria, a to velikostí mezery mezi okrajem testovaného materiálu a dilatovanými
buňkami po pěti dnech. Je-li mezera mezi okrajem materiálu a rostoucí buněčnou populací větší než
stonásobek průměrného rozměru, pak se testovaný materiál považuje za netolerantní. Testy
genotoxicity existují v současné době v mnoha podobách. Ve výzkumu titanu a titanových slitin se
využívají například test frekvence chromozomálních aberací a test morfologických atypií mitóz.
Detailní popis nejčastěji využívaných testů je uveden v následující kapitole (viz 8.4 Biokompatibilita).
7.1. Cytotoxicita
Titan a jeho slitiny vykazují velkou míru biokompatibility, zejména z histologického hlediska.
Cytologické studie prováděné v minulosti prokázaly, že titan nemá vliv na rozšíření a aktivitu
například myších makrofágů (Rae 1975). Pozdější navazující studie zaměřené na lidské fibroblasty
(Rae 1981) prokázaly, že titan nevykazuje žádný toxický účinek ani zánětlivou reakci v okolí
implantátu zaváděného do zvířecích i lidských kostí (Breme et al. 1988, Hansson et al. 1983).
V průběhu posledních dvou desetiletí se postupně rozvíjely různé typy testů cytotoxicity kovových
dentálních slitin včetně titanových slitin (přehledně viz např. Geurtsen 2002). Pro posouzení
cytotoxických účinků zubních kovových materiálů se využívají kultivační systémy s různými typy
primárních a imortalizovaných buněčných linií lidských či zvířecích buněk (fibroblasty nebo
fibroblastům podobné buňky a kostní buňky) - např. Schmalz et al. (1997). V těchto studiích se
hodnotilo velké množství parametrů, které mohou být využity ke kvantifikaci cytotoxických změn,
nejčastěji buněčná proliferace, změna buněčné morfologie, uvolňování glykosaminoglykanů, exprese
transformujícího růstového faktoru β, vliv látek uvolňovaných ze slitiny na různé enzymatické
systémy (např. Leyhausen et al. 1998). V současné době se používá celá řada testů cytotoxicity, které
hodnotí titan a jeho slitiny. Mezi nejčastěji používané testy řadíme test označovaný zkratkou MTT
(MTT-3-(4,5-Dimethylthiazol-2-yl)-2,5-diphenyltetrazoliumbromid), který umožňuje detekovat cytotoxicitu
vůči buněčné linii (např. Sjögren et al. 2000, Sabaliauskas et al. 2011). Dalším rozšířeným
testem cytotoxicity titanu a jeho slitin je test MEM (angl. Minimum Essential Medium) – například
Dragan-Raileanu et al. 2013)
43
Snaha sjednotit hodnocení titanu a jeho slitin vedla ke standardizaci, která vyústila v předepsanou a
mezinárodně akceptovanou metodiku (viz ISO7405, ISO10993-5 v Dalších zdrojích). Tato metodika je
v současné době často používána při hodnocení cytotoxicity titanu a jeho slitin (viz např. VelascoOrtega
et al. 2010). Práce z posledního desetiletí prokazují, že většina titanových slitin používaných
v současné době v dentální klinické praxi nevykazuje cytotoxicitu nebo jen ve velmi omezené míře, a
to zejména v závislosti na mikrostruktuře povrchu testované slitiny (Colceriu et al. 2008). Nově
vyvíjené materiály na bázi slitin titanu jsou rovněž testovány a vykazují prakticky nulovou
cytotoxicitu, jako je tomu například u Ti-Ag-Fe slitin (Zhang et al. 2012). Rovněž tak slitiny titanu,
které mají SME (angl. Shape memory effect) a využívají se zejména v ortodoncii, vykazují vynikající
cytokompatibilitu, tedy nulovou cytotoxicitu zjištěnou pomocí MTT testu (Ti-Nb, Ti-Nb-Zr a Ti-Nb-Hf,
Wang et al. 2010).
Mezi nejčastěji využívané slitiny v dentální praxi patří Ti-6Al-4V. Přes všechny mechanické výhody
slitiny Ti-6Al-4V výzkumy z poslední doby naznačují určité obavy týkající se toxicity hliníku a vanadu
přítomného v této slitině. Cytotoxicita patří mezi nevýhody spojené s uvolňováním Al a V do těla.
Korozivita slitiny Ti-6Al-4V byla z tohoto pohledu sledována v modelových experimentech, např.
Afzali et al. (2019).
Současné práce ukazují, že v textech toxicity, které byly v posledních desetiletích použity pro
ohodnocení β slitin titanu, nebyl zohledněn faktor expoziční teploty běhen „in vitro“ studií. Faria et
al. (2009) uvádějí, že expoziční teplota může výrazně ovlivnit výsledek testu toxicity. Autoři použili
slinua posloupnost působení různých teplot (termocykly v teplotách 37°C/5°C/37°C/55°C/37°C)
v průběhu expozice různým druhům slitin. Jejich výsledky prokázaly, že extrakty ze slitin Ni-Cr, Co-CrMo,
Ti-6Al-4V a cp Ti extract (p>0.05) neovlivnily při použitém teplotním cyklu počet buněk a jejich
viabilitu, avšak slitina Ni-Cr-Ti, respektive expozicí získaný extrakt, měl negativní vliv na počet buněk a
jejich viabilitu.
Pro testy cytotoxicity je rovněž možno využít fluorescenčních barviv, která umožňují snadnější
identifikaci buněk na povrchu testovaného materiálu a semiautomatizované vyhodnocení obrazu
získaného během testů (Homolková et al. 2014). Tento trend v posledních letech získává na
významnosti a slibuje zrychlení a zpřesnění vyhodnocení testů cytotoxicity. Dalším ze současných
výzkumných trendů je propojení testů cytotoxicity testovaných slitin titanu s následnými testy
biokompatibility založenými na adherenci buněk na povrch testovaného materiálu (např. Dimić et al.
2017). Při hodnocení výsledků testů toxicity titanových a všeobecně všech kovových slitin
využívaných v dentálním výzkumu a klinické praxi je nezbytné zohlednit fakt, že údaje získané při „in
vitro“ studiích nemusí nezbytně odpovídat podmínkám během „in vivo“ aplikace materiálu v klinické
praxi. V „in vivo“ podmínkách hraje roli celá řada biologických faktorů, které nelze v „in vitro“ testu
dostatečně přesně napodobit. K těmto faktorům patří například výskyt a působení různých
organických kyselin a enzymů, které jsou produkty metabolismu různých mikroorganismů přítomných
v dutině ústní. Tyto faktory mohou oproti „in vitro“ podmínkám ovlivnit korozivní projevy na povrchu
použité slitiny. Rovněž stravovací návyky pacientů mohou výrazně modulovat variabilitu hodnot pH
v dutině ústní, složení sliny a další intraorální biochemické podmínky (Bumgardner and Johansson,
1998).
Kromě cytotoxicity se při hodnocení titanu a titanových slitin často hodnotí také genotoxicita.
Typickým postupem stanovení genotoxicity testované slitiny je zhodnocení vlivu eluátu (roztok
44
získaný dlouhodobým působením kyselin a solí, například kyseliny octové a roztoku chloridu sodného
na testovaný materiál) na poškození DNA v testovaných živočišných buňkách. Typickým
představitelem tohoto přístupu je práce Ribeiro et al. (2007), ve které autoři sledovali vliv korozních
sloučenin uvolněných z čistého titanu na zlomy DNA v kultuře buněk z vaječníků křečka. Závěry jejich
práce potvrzují fakt, že chemicky čistý titan je z hlediska genotoxicity velmi vhodným materiálem pro
využití v dentální implantologii, neboť v jejich studii nebylo prokázáno poškození DNA.
Současné studie cytotoxicity Ti poukazují na různé metodické aspekty a rozdělují testy cytotoxicity do
několika základních skupin. Příkladem takové práce je souhrnná publikace Kim et al. (2019), která
rozděluje účinky Ti na negativní projevy cytotoxicity Ti na jednotlivé orgány, tedy buňky jater, plic a
ledvin objevujících se v případě akumulace titanových částic v jednotlivých orgánech. Pro dentální
implantologii má význam studium cytotoxicity Ti a titanových slitin, zejména ve vztahu k zánětlivé
odpovědi okolních tkání v dutině ústní způsobené korozivními produkty titanu. V neposlední řadě
studie Kim et al. (2019) ukázala na projevy senzitivity lidského organismu na titan a potenciální rizika
nanočástic Ti používaných v titanových implantátech. V této souvislosti nelze opomennout toxicitu
titanu při syndromu žlutých nehtů (ang. yellow nail syndrome), která vzniká jako choroba související
s titanem. Klinická studie Ataya et al. (2019) popisuje pacienta, u kterého se krátce po zavedení
dentálních implantátu rozvinul syndrom žlutých nehtů. Studie uvolňování nehtů u tohoto pacienta
ukázala zvýšený obsah titanu v nehtech. Pacient s tímto syndromem vykazoval, po odstranění
implantátů, úplné vymizení sinusových příznaků avšak stejnou úroveň Ti nehtech. Autoři se proto
domnívají, že expozice titanu je příčinou syndromu žlutých nehtů. Na druhé straně nevylučují
nepřímou souvislost mezi expozicí Ti a syndromem žlutých nehtů.
Tabulka 6. Výsledky testů cytokompatibility a genotoxicity slitin titanu s přísadou tantalu. Jednotlivá
hodnocení: A: bez výhrad; naměřené hodnoty byly na úrovni pozitivní kontroly nebo s minimální
odchylkou, B: tolerantní; vykazuje malou negativní odchylku od pozitivní kontroly, nebo na úrovni
kontroly, ale buňky vykazují atypické morfologické změny. Převzato z Bartáková et al. (2009a).
45
7.2. Adhezivita /Adherence
Adhezivita buněk, respektive jejich orientace, je závislá nejen na chemickém složení povrchu slitiny,
množství a charakteru uvolňovaných látek, ale také na mikroreliéfu povrchu. Bylo například
prokázáno, že lidské gingivální fibroblasty byly orientovány náhodně na hladkém povrchu titanu,
zatímco na mikroreliéfu povrchu tvořeném souběžnými drážkami ve tvaru „V“ byly fibroblasty
orientovány ve směru těchto drážek. Mikroreliéf povrchu také výrazně ovlivňuje tvorbu
metaloproteináz (např. Chou et al. 1998).
Adhezivitu buněk na povrchu titanu či titanových slitin lze ovlivnit rovněž pomocí oxidů, které jako
keramické materiály (např. ZrO2 - TiO2) mohou být cíleně vytvářeny na povrchu slitiny. Marchi et al.
(2010) testovali adhezivitu lidské buněčné linie fibroblastů. Zjistili, že buňky adherovaly rychleji,
jestliže povrch byl tvořen směsí ZrO2 - TiO2 nežli v případě, že byl povrch tvořen pouze ZrO2. To
znamená, že afinita buněk k povrchu TiO2 keramiky se zlepšila smícháním se ZrO2. Proto lze
konstatovat, že kromě prostého chemického složení mají pro adherenci buněk význam i další
vlastnosti povrchu, jako je například biofyzikální chování povrchu, které může výrazně zlepšit
biokompatibilitu povrchu.
Studie adhezivity a proliferace buněk lidských osteblastů potvrdily, že tvorba mikrostruktur na
povrchu dentálního implantátu a to jak větších, než rozměr adherující buňky (angl. macro-roughness),
tak menších než rozměr buňky osteoblastu (angl. micro-roughness) tvoří vhodné isotropní prostředí.
Pro adherenci osteoblastů má dle posledních studií význam i struktura nanoreliéfu (Babuška et al.
2015). Vlivu nanostruktury povrchu na adherenci buněk se věnují zeména současné studie.
Jarolímová et al. (2020) využila lidské mesenchymální buňky (hMSC) pro testování adherence na
nanotubulární slitinu Ti6-Al4-V. Kromě velikosti mikrostruktur je důležitým faktorem pro adhezi a
proliferaci rovněž jejich prostorová heterogenita (Bigerelle et al. 2002). Z dalších významých faktorů
určujících adhezivitu buněk je doba kultivace osteoblastů na povrchu opracovaném různými
technologickými postupy. Například studie Bačáková et al. (2006) potvrdila, že na titanových slitinách
Ti6-Al4-V, Ti5-Al25-Fe lze po prvním dnu kultivace nalézt největší počet adherujících buněk na
středně velké mikrostruktuře (medium roughness). S pokračující dobou kultivace je proliferace buněk
nejrychlejší na jemně mikrostrukturovaných površích. Zároveň s dobou kultivace roste koncentrace
osteocalcinu a osteopontinu, které jsou markery diferenciace osteoblastů. Při dlouhodobé kultivaci
osteoblastů se na povrchu titanových slitin postupně vytváří typ adheze CMS (angl.
cell/matrix/substrate). Bezprostředně po nanesení osteoblastů buňky adherují přímo na povrch
materiálu (angl. interface cell/material) a teprve po několikadenní kultivaci na extracelulární
proteinovou matrix (angl. interface cell/extracellular matrix/material).
Adherence a proliferace buněk může být ovlivněna i dalšími způsoby přípravy povrchu titanových
slitin (Kawahara et al. 2004), které modifikuje biofyzikální okolí implantátu (Bartáková et al. 2009c).
Například alkalicky a tepelně zpracovaný povrch příznivě ovlivňuje proliferaci buněk a aktivitu
alkalické fosfázy (ALP) u Ti-Ta8-Ni3 slitin (Lee et al. 2012). Takto opracovaný povrch vytváří
nanostrukturu (drsnost) vhodnou pro adherenci buněk, rovněž pro proliferaci a syntézu proteinů
osteoblastů kultivovaných buněk, které se uchytí na povrchu slitiny (Lincks et al. 1998, Egusa et al.
2008). Další metodou, která příznivě ovlivňuje adherenci buněk díky vhodné nanostrukturě povrchu
je tvorba nanotubulů TiO2, které se tvoří v průběhu anodového žíhání titanové slitivy. Například práce
z poslední doby (Minaghar et al. 2013, Yu et al. 2010) uvádí, že nanostruktura o průměru jamek
46
tubulů v rozmezí 70-120 nm zvyšuje možnost přichycení preosteoblastů. Mezi moderní techniky
úpravy povrchové struktury podporující adherenci buněk je laserové opracování. Stelzer et al. (2009)
ve své komplexní studii prokázali, že laserové opracování povrchu titanové slitiny podporuje
adherenci buněk a tvorbu extracelulární matrix. V jejich práci využili extrakt pokožkových buněk a
zjistili, že jeho adherence je mnohem vyšší než u monomerů kolagenu I. Proto doporučují využívat
extraktu pokožkových buněk jako testovací médium pro hodnocení a případné pokrývání kovových
povrchů. Současné studie naznačují velký potenciál laserem upraveného povrchu slitin titanu, který
vykazuje antibakteriální účinky (viz např. Shaikh et al. 2018). Studie z poslední doby srovnávají
přilnutí osteoblastů k povrchu titanové slitiny s různou povrchovou úpravou. Do této skupiny patří
například studie Hatamleh et al. (2018), která posuzuje mechanické leštění, pískování, ponoření do
různých kyselin a elektrochemická anodizace, respektive jejich vliv na biokompatibilitu. Novým
trendem je sledovat adherenci buněk na laserově opracovém povrchu do geometrických struktur šestiúhelníků
se speciálním mikroreliéfem (Li et al. 2020). Studován je i vliv působení UV záření na
povrch slitin titanu, respektive UV-indukované tvorby povrchových biofilmů nežádoucích patogenů
(Yamada et al. 2014). Zároveň expozice povrchu slitiny titanu UV zářením ovlivní vlastnosti tohot
povrchu a zlepší adherenci proteinů. Do této skupiny prací patří např. studie Aried et al. (2018), která
zjistila, že expozice povrchu Ti-6Al-4V slitiny UV zářením výrazně zlepšilo trombogenitu všech
zkoumaných povrchů slitiny.
Materiálové charakteristiky slitiny mohou mít rovněž dopad na adherenci buněk. Například podíl
vanadu v titanové slitině může ovlivnit adherenci buněk na její povrch. Studie (Eisenbarth et al. 2002)
ukázala, že slitiny Ti-Al-Va s neupravovaným i mikrostrukturovaným povrchem mohou v povrchové
oxidované vrstvě obsahovat malé množství V2O5, které je v přímém kontaktu s okolní tkání. Současná
studie (Weiss et al. 2019) přináší poznatky o vlivu Mo a Nb na adhezivitu a proliferaci buněk na různě
upravovaných površích slitin titanu. Zejména oxidované povrchy vykazují sníženou cytokompatibilitu.
V poslední době se zkoumá vliv materiálových charakteristik slitiny na cytokompatibilitu a adherenci
buněk, a to ve srovnání se stejným, avšak povrchově povlakovaným materiálem. Příkladem takové
studie z poslední doby je práce Burugapalli (2016), ve které je zkoumán vliv povlakování ZrO2 nebo Zr
na cytokompatibilitu slitiny Ti-35.5Nb-5.7Ta.
Obr. 26. SEM Snímky povrchové morfologie vzorků Ti-6Al-4V se sadou šestiúhelníkův různých délkách
stran (a-d): 150, 200, 250 a 300 μm. Detaily mikrostruktury povrchu (e-h) - upraveno dle Li et al.
(2020).
47
7.3. Tvorba matrix
Tvorba matrix na povrchu implantátu je komplexní děj, který má několik dobře rozlišitelných fází.
Bezprostředně po implantaci se na povrch vážou molekuly vody a vytvoří monovrstvu nebo
dvojvrstvu. Poté se do této vrstvy dostávají a začleňují ionty Cl,
Na+
a Ca2+
. V dalším kroku se do
této struktury vážou krevní proteiny a proteiny okolních tkání, jejichž adhezivitu může výrazně
ovlivnit mikrostruktura povrchu implantátu (Puleo et Tomas 2006). Takto vytvořený biofim poté
určuje adherenci buněk, neboť právě proteiny představují složku regulující rychlost adherence a
množství adherovaných buněk. Rozhodující úlohu v tomto procesu mají integriny, specifické
transmembránové receptory, které se vážou na přilnavou část proteinů, které jsou lokalizovány na
povrchu biomateriálu, a rovněž také na cytoskelet okolních buněk přes jejich extra- a intracelulární
domény (de Jonge et al. 2008).
Obr. 27. Schématické znázornění tvorby extracelulární matrix na povrchu titanového implantátu
(upraveno dle de Jonge et al. 2008).
Práce z poslední doby uvádějí i testy tvorby biofilmů na povrchu materiálů na bázi titanu a jeho slitin.
Podstatou těchto testů je „in vitro“ kultivace bakteriálních kmenů na vzorcích materiálů s různým
chemickým složením a úpravou povrchu. Příkladem takové studie je práce (Sánchez et al. 2014), ve
které byly použity bakterie s velmi rychlou kolonizací povrchů (Streptococcus oralis a Actinomyces
naeslundii), časnou (Veillonella parvula), sekundární (Fusobacterium nucleatum) a pozdní kolonizací
(Porphyromonas gingivalis and Aggregatibacter actinomycetemcomitans). Hodnocena byla rychlost
tvorby biofilmu tvořeného bakteriemi na jednotlivých typech povrchu. Tento test prokázal, že
tloušťka vytvořeného biofilmu, stejně tak jako tvorba extracelulární polysacharidové matrix a složení,
respektive uspořádání bakteriálních buněk na povrchu byly závislé na zejména charakteru mikro
povrchu jednotlivých testovaných materiálů. Tyto závěry jsou platné i pro současné studie zaměřené
na faktory ovlivňující tvorbu matrix a biofilmu na povrchu různých slitin titanu (např. Reis Mello et al.
2019).
48
7.4 Biokompatibilita
Z hlediska biokompatibility můžeme implantační materiály využívané v lékařství rozdělit do tří
následujících kategorií:
(1) biotolerantní
(2) bioinertní
(3) bioaktivní
Materiály biotolerantní lze charakterizovat jako velmi vhodné při procesu vhojování implantátu. U
těchto materiálů dochází k bezproblémové oseogenezi, k fibriogenezi. Bioinertní materiál nevykazuje
žádnou biologickou aktivitu a bývá tkání zpravidla bezproblémově přijat. Oproti biotolerantním se
bioinertní materiály vhojují bez vzniku vazivové vrstvy. To znamená, že nedochází k oseogenezi
distanční, ale ke kontaktní oseointegraci (Šimůnek 2008). Chemicky čistý Ti a slitiny titanu patří
k typickým představitelům bioinertních materiálů. Bioaktivní materiály zdůrazňují vyšší stupeň
biokompatibility dosažený pomocí uvolňování kalciových a fosfátových iontů z kosti v okolí
implantátu. V tomto případě dochází k vazební oseogenezi. Mezi materiály tohoto typu patří
bioaktivní titan (přehledně viz např. Klusák 2010). V případě tohoto materiálu se jedná o úpravu
povrchu implantátu formou nástřiku (např. nástřik plazmy, angl. plasma spraying) nebo formou
chemického ošetření titanu v alkalickém prostředí s následným rozrušením pasivační oxidické vrstvy a
aktivním rozpouštěním kovu. Výsledným efektem interakce s vodným prostředí je vznik
hydratovaného mikro- až nanoporézního oxidu titaničitého TiO2 (detailněji viz 9.2.).
Jak α + β, tak β slitiny titanu jsou všeobecně považovány za biokompatibilní. Existují však rozdíly
v biokompatibilitě jednotlivých slitin, a to zejména díky příměsovým prvkům stabilizujícím β fázi. Jde
o ovlivnění biokompatibility způsobené jak přítomností či absencí některého z prvků, tak jejich
celkového množství ve slitině. Ve srovnání s α + β titanovými slitinami používanými pro
biomedicínské aplikace v současné době jsou β slitiny titanu výhodnější z mechanické vlastnosti. V
těchto β slitinách však ne všechny prvky stabilizující vlastnosti v titanové slitiny jsou vhodné z
hlediska biomateriálových vlastností a biokompatibility, a to zejména díky korozi, opotřebení a
následnému uvolnění těchto legujících prvků do okolní tkáně. Touto problematikou se detailně
zabývali např. Eisenbarth et al. (2004), a to pomocí detailních „in vitro“ testů biokompatibility.
Stanovili pořadí vhodnosti příměsových prvků (od nejvíce po nejméně vyhovující), a to: tantal, zirkon,
hliník, molybden.
V současné době se ve výzkumu biokompatibility titanu a jeho slitin uplatňuje celá řada testů, které
hodnotí vhodnost použití jednotlivých slitin pro biomedicínské aplikace. Na našem pracovišti jsme
v rámci Stomatologického výzkumného centra hodnotili velké množství slitin a využívali
standardizovaný jednotný postup (viz např. Bartáková et al. 2009c), který sestával z těchto testů:
zkoušky cytokompatibility (test růstu buněk), test adherence buněk, dynamický dilatační test, test
tolerance v monovrstvě a v suspenzi. Mezi zkoušky genotoxicity patřily test indukce atypických mitóz,
test indukce chromozomálních aberací v buněčné linii a v periferních lymfocytech člověka. Jednotlivé
testy jsou stručně charakterizovány v následujícím přehledu.
Test růstu buněčné suspenze ve výluhu testovaného materiálu
49
Tento test zjišťuje toxicitu výluhu testovaného materiálu. Je-li zjištěna závislost mezi
koncentrací testovaného výluhu a rychlostí růstu buněk, pak je prokázána i toxicita.
Test adherence buněk k testovanému materiálu
V tomto testu se na povrch testovaného materiálu vysadí 5000 buněk. Počet buněk, které
přilnou k materiálu, je porovnán s hodnotou počtu buněk na skleněném standardu a následně
se jejich poměr vyjádří a hodnotí v procentech.
Dynamický dilatační test
Cílem tohoto testu testu je stanovit do jaké míry daný materiál ovlivňuje přilnavost buněk ke
skleněnému substrátu a rozšíření jejich membrán. Tento test se provádí za přítomnosti výluhu
materiálu a vypovídá o schopnosti buněk tolerovat tento výluh.
Test tolerance buněk v monovrstvě k testovanému materiálu
Principem tohoto testu je přidání pevného vzorku testovaného materiálu do narostlé buněčné
kultury. Cílem testu je zjistit, zda se v důsledku přítomnosti testovaného materiálu vytváří zóna
odumírajících buněk. Určuje se rovněž i její případná velikost. Výsledek tohoto testu vypovídá o
míře tolerance rostoucích buněk k pevnému testovanému materiálu.
Test tolerance buněk v suspenzi k testovanému materiálu
Cílem testu je zjistit, zda se při adherenci buněk vytvoří kolem testovaného materiálu inhibiční
zóna (zóna zábrany růstu). Výsledek testu pak kvantifikuje míru tolerance testovaného
materiálu v kritických buněčných fázích.
Test indukce atypických mitóz
Cílem tohoto testu je stanovit zda výluh z testovaného materiálu může způsobit změny na
chromozomech, a to při dlouhodobé kultivaci. Výsledek testu pak vypovídá o mutagenních
vlastnostech materiálu.
Test indukce chromozomálních aberací v buněčné linii
V tomto testu se využívá klastogenního efektu, jenž vyvolává zlomy chromozomů. V tomto
testu jsou spočteny strukturální a numerické aberace. Pokud testovaný materiál způsobí tvorbu
více než 5% chromozomálních aberací z celkového počtu měření, pak je hodnocen jako
nevhodný.
Test indukce chromozomálních aberací v periferních lymfocytech člověka
V tomto testu je buněčná suspenze naočkována na krycí skla, případně jiný vhodný materiál.
V testu je hodnocen počet metafází, počet vícejaderných buněk, případně přítomnost
mikrojader, počet vícepolárních dělení a je stanoven mitotický index.
8. Oseointegrace dentálních implantátů
Dentální implantáty z titatu a jeho slitin mají vhodné materiálové charakteristiky ve vztahu
k oseointegraci (přehledně viz např. Sáenz de Viteri et Fuentes, E. (2013). V některých specifických
případech však může dojít k nedostatečné oseointegraci dentálního implantátu. Nedostatečná
schopnost integrace povrchu implantátu s přiléhající kostí vede k mikropohybům těla implantátu a
jeho postupnému nežádoucímu uvolnění (Viceconti et al. 2000). Mezi nejčastější příčiny
nedostatečné oseointegrace a uvolnění dentálního implantátu patří:
50
1. Reakce implantátu s cizím tělesem jako jsou například úlomky z implantátu způsobené
degradací či opotřebením, popřípadě uvolněním toxických látek z implantátu.
2. Poškození nebo léze na kosti způsobené mechanicky.
3. Působení mimořádných nebo nefyziologické podmínek na kost, jako je například tlak
tekutiny nebo pohybem proti tělu implantátu.
4. Změna mechanických signálů podporujících zahuštění kostní tkáně. Změna napětí v kosti.
Proto je dostatečná oseointegrace důležitým aspektem pro využití titanu a jeho slitin jako materiálu
dentálních implantátů. Dobrá oseointegrace implantátu zajistí bezpečnost a účinnost implantátu v
průběhu jeho životnosti. V dřívějších studiích bylo prokázáno, že zvýšení mechanického kontaktu
kostní tkáně a povrchu implantátů může být dosaženo zvýšením drsnosti nebo pomocí jiných
povrchových úprav (Carlsson et al. 2004). I když přesné molekulární mechanismy podpoření rychlosti
růstu kostní tkáně v bezprostředním okolí dentálního implantátu nejsou dosud známy, je zřejmé, že
chemické a fyzikální vlastnosti povrchu hrají hlavní roli v interakci mezi implantátem a okolní tkání, a
to především prostřednictvím adherence buněk na povrch implantátu, jejich růstovým potenciálem
(Junker et al. 2009, Kim et al. 2005, Vlacic-Zischke 2011).
Pro studie oseointegrace dentálních implantátů bývají často využívány studie na zvířatech, kterým
bývají implantáty aplikovány a poté je oseointegrace sledována nejrůznějšími metodami. Příkladem
naší práce uskutečňované na Stomatologické klinice v Brně jsou testy na prasatech, kterým byly ve
spolupráci s japonskými kolegy implantovány dentální implantáty z titanových β slitin (Ti38-Nb6-Ta).
Následně byly v tomto experimentu sledovány pomocí mikroskopických metod antikorozní
charakteristiky a charakteristiky biokompatibility implantátu (Prachár et al. 2014). Celkově můžeme
testy oseointegrace dentálních implantátů rozdělit do několika skupin, a to podle převažujícího typu
analýzy a sledovaných parametrů:
1. „Push-out“ test
2. Mikro CT (stanovení objemu kosti)
3. Enzymová a imunologická histochemie
4. Histomorfometrická analýza (plocha kosti, délka kontaktu s kostí apod.)
5. Značení (barvení) fluorochromy (např. calcein, alazarin, rolitetracylin)
Povrchová úprava implantátu může výrazně zvýšit stupeň oseointegrace. Například magnetové
naprašování fosforečnanu vápenatého (CaP), který vytváří povlak na povrchu dentálního implantátů,
vedlo v 8 týdenním experimentu k výrazně lepší fixaci implantátů v kosti experimentálních krys
(Alghamdi et al 2013). Rovněž složení slitiny titanu a její materiálové vlastnosti mohou ovlivnit
oseointegraci dentálních implantátů podobně, jak je uváděno ve studii Sáenz de Viteri et Fuentes
(2013). V současné době jsou intenzivně studovány postupy, jak podpořit úspěšnou oseointegraci
dentálních implantátů. Jde například o experimenty podporující polarizaci osteoklastů. Studie
Nakayama et al. (2014) ukázala, že polarizované osteoklasty tvoří aktinové kroužky, které podporují
rychlou oseointegraci.
51
8.1. Vytváření vrstvy TiO2
Na povrchu titanu či titanových slitin se po aplikaci implantátu/konstrukce do dutiny ústní vytváří
tenká vrstva (3-7 nm) amorfních nanokrystalů oxidu titanu TiO2 (Liu et al. 2004). Ta je velmi důležitá
pro uchycení implantátu do kostní tkáně, neboť vytváří vhodné podmínky pro adherenci buněk. Na
zvlhčeném povrchu TiO2 se díky přítomnosti OHtvoří
povrchový náboj, který podporuje tvorbu
hydroxidových komplexů, a to jak kyselých, tak alkalických. Hydrolytické procesy, které usnadňují
tvorbu TiO2 se dají vyjádřit dvěma základními rovnicemi.
TiOH + H2O, ½TiO + H3O+
(1)
TiOH + H2O, ½TiOH2+ + OH (2)
Reakce (1) vede k tvorbě záporných nábojů na povrchu, zatímco reakce (2) vytváří pozitivní náboj.
Schematické znázornění strukturálně vytvářeného TiO2 na povrchu se dvěma typy hydroxidů je
znázorněn na Obr. 28.
Obr. 28. Vytváření vrstvy TiO2 na povrchu titanu nebo slitiny titanu – schematické znázornění role
OH iontů. Upraveno dle Textor et al. (2001).
8.2. Povlakování povrchu pro podporu oseointegrace
Jedním z moderních trendů dentální implantologie jsou povlakované implantáty, které jsou
předmětem širokého uplatnění jak ve výzkumu, tak v klinické praxi. Kromě dnes již „klasických“
materiálů jako je povlak z hydroxyapatitu (HA) a zirkonia (Zr) – viz např. Seydlová et al. (2007) se
v současné době využívá široká škála materiálů, kterými se povlakují implantáty jz chemicky čistého
titanu i z titanových slitin. Jako příklad může sloužit nová úprava dentálních implantátů využívající
titanové ß slitiny Ti-35Nb-6Ta a povlakové vrstvoy DLC (uhlovodíková vrstva dopovaná titanem) –
Hnilica et al. (2010). Tato struktura je vhodná k zajištění dokonalé dlouhodobé oseointegrace i u
rizikových pacientů (Vaněk et al. 2011a). Dalšími materiály, které se osvědčily pro povlakování
dentálních implantátů z titanu a slitin titanu, jsou keramické povlaky nitridem titanu (TiN) – Vaněk et
al. (2011b) a povlak nitridem Zirkonia (ZrN) – např. Kabátová et al. (2009). Nejčastěji využívané
povlakové materiály jsou shrnuty v práci Osman et Swain (2015) a uvedeny v následující tabulce
(tabulka 7).
52
Hydroxylapatite (HA) Ca10(PO4)6(OH)2
Tricalcium phosphate (TCP) α, β,Ca3(PO4)2
Fluorapatite (FA) Ca10(PO4)6F2
Tetracalcium phosphate Ca4P2O9
Calcium pyrophosphate Ca4P2O7
Brushite CaHPO4, CaHPO4·2H2O
Bioglasses SiO2-CaO-Na2O-P205-MgO
Aluminium oxide Al2O3
Zirconium oxide ZrO2
Tabulka 7. Přehled povlakových materiálů - upraveno dle Osman et Swain (2015) na základě údajů
Lacefield (1998).
V současné době se testují povlakové materiály, které vykazují vhodné vlastnosti pro podporu
biokompatibility titanových slitin. Jde zejména o grafen a jeho deriváty, včetně oxidu (GO) a
redukovaného oxidu (rGO). Li et al. (2017) testovali povlak rGO na slitinách Ti6Al4V a sledovali vliv
povlaku rGO na růst a osteogenní diferenciaci buněk MC3T3-E1. Výsledky buněčných testů prokázaly
stimulaci jak adheze, tak proliferace buněk na Ti-6Al-4V implantátech. Substrát rGO-Ti je tedy velmi
biokompatibilní a vykazuje osteoinduktivní potenciál. V návazné studii (Li et al., 2018) autoři uzavírají
že rGO je potenciálním povlakovým materiálem pro podporu osteogenních vlastností zubních
implantátů ze slitin titanu.
Současným trendem je dosažení co nejtenčí vrstvy povlaku na povrchu implantátu tak, aby byly
zachovány příznivé podmínky pro oseointegraci a byla snížena možnost adheze nežádoucích
bakteriálních povlaků na povrchu (Mandracci et al. 2016). Pro povlakování hydroxyapatitem je
v současné době technologicky dosažitelná tloušťka vrstvy v desítkách nanometrů (typicky 20 nm),
jejíž vlastnosti jsou navíc optimalizovány pomocí různých aditiv v průběhu nanášení vrstvy (viz např.
Abdel-Aal et al. 2013). V budoucnu se díky pokročilým technologiím dá očekávat další ztenčení
povlakové vrstvy na povrchu implantátu, stejně tak jako vývoj dalších povlakových materiálů.
Povlakování nitridy však může vést k nežádoucím účinkům, tedy například vyplavování iontů kovů ze
základní slitiny, na kterou je nitrid nanesen. Naše studie (Bartáková et al. 2007) se zaměřila na
vyhodnocení chemické stability modelové konstrukce subperiostálního implantátu z chromkobaltové
slitiny povlakované ZrN pomocí technologie PVD (Physical Vapour Deposition) metodou
magnetotronového naprašování. Cílem bylo zjistit, kolik iontů kovu se vyloučí do fyziologického
roztoku při dlouhodobé expozici. Jednotlivé konstrukce modelů subperiostálních implantátů z
chromkobaltové slitiny CrCo (Co 60,5 %, Cr 28 %, W 9 %) byly využity v těchto variantách povrchu:
drsný a leštěný, dále konstrukce drsné a leštěné povlakované ZrN a konstrukce drsné a hladké
povlakované multivrstvou Zr/ZrN (obr. 28). V naší studii se potvrdilo, že při zdrsnělém povrchu se
uvolňuje více iontů než při povrchu leštěném. Porovnání povlaku u drsného implantátu s
nepovlakovaným leštěným implantátem přineslo zjištění, že povlak ZrN snižuje celkovou hmotnost
uvolněných iontů o 28 %, v případě multivrstvy ZrN o 32 %. Povlakování keramickou vrstvou ZrN nebo
multivrstvou Zr/ZrN přineslo významné snížení uvolňování iontů chromkobaltové slitiny (Obr. 30)
oproti stavu bez povlakování. Tím byla prokázána dokonalá biokompatibilita povlaku ZrN.
53
Obr. 29. Nepovlakovaný implantát: (A) leštěný, (B) drsný, implantát povlakovaný vrstvou ZrN: (C)
leštěný, (D) drsný. Upraveno dle Bartáková et al. (2007).
Obr. 30. Vyplavování iontů Cr, Mo, Co ve fyziologickém roztoku u implantátů povlakovaných ZrN.
Převzato z Bartáková et al. (2007).
9. Klinické studie
Krátkodobé klinické studie se zaměřují na sledování úspěšnosti dentálních implantátů za neobvyklých
či málo častých situací. Jde například o zavedení dentálního implantátu do místa po extrahovaném
řezáku (nestardandně orientovaném) a sledování jeho další funkce při běžné zátěži v dutině ústní
(Cardaropoli et al. 2007), úspěšnost oseointegrace dentálního implantátu, jehož povrch byl upraven
speciální laserovou technikou (Pecora et al. 2009). Velmi cenné jsou zejména dlouhodobé klinické
studie, které se zaměřují na úspěšnost zavedení a funkce dentálních implantátů, a to pomocí
opakovaného sledování řady výzkumných charakteristik a klinických parametrů. Příkladem takové
54
dlouhodobé studie z poslední doby je práce Jemt et al. (2014), která sledovala uvedené parametry u
implantátů zavedených v rámci jednoho pracoviště po dobu 27 let.
V poslední době se dlouhodobé klinické studie zaměřují na dosud méně prozkoumané aspekty
dentální implantologie využívající titan a jeho slitiny. Příkladem je rozsáhlá studie alergie na titan
(Sicilia et al. 2008), ve které autorský kolektiv zkoumal 1 500 dentálních implantátů a sledoval
alergické projevy u pacientů. Studie udává v 0,6 % procentech případů alergickou reakci na titan, a to
zejména ACRG (angl. Allergy Compatible Response). Jednoznačný mechanismus vzniku alergie na Ti
nebyl dosud identifikován. Siddiqi et al. (2011) uvádějí, že přestože počet případů vykazujících
hypersenzitivitu na titan roste, epidemiologické údaje o jejím výskytu a analýza alergických reakcí
souvisejících s titanem stále chybí. Autoři potvrzují, že u pacientů s hypersenzitivitou vůči Ti by tato
alergie mohla hrát klíčovou roli při selhání vhojování implantátu. Výše zmíněná studie (Sicilia et al.
2008) rovněž zjistila, že vyšší pravděpodobnost pozitivní alergické reakce je u pacientů, vykazující
pooperační typ ACRG. Jiné studie (např. Oliva et al. 2010) potvrzují nutnost dalšího výzkumu složení
implantátů a dopadů zaváděcích technik u pacientů alergických na titan.
10. Nové směry ve výzkumu, klinické praxi
Matematické modelování napětí v implantátu a okolních tkáních
Pro výpočet mechanické interakce mezi dentálním implantátem a kostní tkání, zejména rozložení
redukovaného napětí vznikajícího díky působení žvýkacích sil se využívá deformačně napěťové
analýzy. Matematické simulace se uskutečňují především pomocí konečných prvků (angl. Finite
Elements Method – FEM) – přehledně viz např. Marcián et al. (2013). Počátečním krokem je vytvoření
3D modelu dentálního implantátu a segmentu či celé čelisti. V dalším kroku se parametrizují
materiálové vlastnosti implantátu, kostní tkáně a případně gingivy a základní zatěžovací podmínky
celé soustavy, tedy síly působící při funkčním stisku čelisti. Zpravidla se pro materiál dentálního
implantátu stanovují dva základní parametry, a to Youngův modul pružnosti (E) a Poissonovo číslo
(µ). Stejné parametry se určují pro kortikální a spongiózní kostní tkáň. Výsledkem simulace jsou
potom vizualizace rozložení hodnot redukovaného či ekvivalentního napětí v těle implantátu a okolní
kostní tkáni. Tyto výsledky mohou být využity při volbě vhodného tvaru implantátu, dimenzování
jeho šroubové části, optimalizaci místa a techniky zavedení dentálního implantátu (např. van Staden
et al. 2008, Guan et al. 2011). Rovněž jsou využitelné pro predikci míst v okolí implantátu
vystavených vysokému namáhání (Qian et al. 2010), a tedy potenciální resorpci kostní tkáně
(Kitamura et al. 2005), která je potvrzována klinickými studiemi uskutečňovanými souběžně
s matematickým modelováním (Himmlová et al. 2005). Na našem pracovišti se matematická simulace
využívá například pro výpočet napětí při zatížení kosti dolní čelisti snímatelnou náhradou ukotvenou
na solo pilíři (Bartáková et al 2003), či odhad vlastností periodoncia (Borák et al. 2011).
Zvyšování podílu kyslíku ve slitinách titanu
Zvýšení obsahu zušlechťujících prvků (tj. O a N) ve slitinách titanu může být prospěšné pro konečné
mechanické vlastnosti slitiny, protože výrazně zvyšuje jejich pevnost v tahu a nemá výrazný vliv na
Youngův modul pružnosti (nedochází k významnému zvýšení, viz např. Geng et al. 2011). Zvýšení
koncentrace kyslíku ve slitině titanu potlačuje nárůst Youngova modulu pružnosti díky snížení
55
množství α´´ a ω fází ve slitině (Tane et al. 2011). Naopak, zvýšení podílu obsahu kyslíku ve slitině
titanu vede ke zvýšení hodnot Youngova modulu (např. Martins, et al. 2014, Lei et al. 2018).
Na základě současných výsledků z naší poslední studie (Bartáková et al. 2019) lze shrnout vliv kyslíku
na mechanické vlastnosti titanových (Ti-35Nb-6Ta-O, Ti-Nb-Ta-Sn-O, Ti-35Nb-2Zr-O) slitin takto:
(1) Přidání kyslíku do slitin -titanu vede k vymizení martenzitické fáze α´´ Ti v testovaných vzorcích
slitiny Ti-35Nb-2Zr.
(2) Žíhání slitin v 450 o
C / 8 h způsobilo významné zlepšení pevnosti v tahu (z hodnoty 800 a 465 MPa
na 985 MPa) a zároveň vedlo k významnému zvýšení hodnot Youngova modulu pružnosti (na 75 GPa)
ve slitině Ti-35Nb-6Ta. Výraznějšího zvýšení pevnosti v tahu na 1150 MPa pro tuto slitinu lze
dosáhnout přidáním 0,4% (hmotnostního procenta) kyslíku společně s nižším zvýšením Youngova
modulu pružnosti (na 62 GPa).
(3) Slitina Ti-25Nb-4Ta-8Sn má nejnižší hodnotu Youngova modulu pružnosti ze všech studovaných
slitin (45 GPa) a dosahuje hodnotu pevnosti v tahu 820 MPa. Přídavek 0,4% hm. (hmotnostního
procenta) kyslíku vede ke zvýšení pevnosti na hodnotu 1150 MPa při zachování Youngova modulu
pružnosti 68 GPa.
(4) Přidání 0,4% (hmot.) kyslíku do slitiny Ti-35Nb 2Zr vede k nejvýraznějšímu zvýšení pevnosti v tahu
mezi všemi studovanými slitinami (z 810 MPa na 1225 MPa), zatímco Youngův modul pružnosti se
zvyšuje z 53 GPa na 62 GPa.
Využití nanotechnologií pro zlepšení oseointegrace
Nanotechnologie mohou být v budoucnu prospěšné pro získání dostatečné oseointegrace dentálního
implantátu. Pro přímý kontakt mezi dentálním implantátem a kostní tkání je žádoucí biomechanické
zakotvení implantátu v kosti oproti méně vhodnému zapouzdření ve vazivové tkáni. V současné době
jsou nanotechnologie ve stále se zvyšujícím rozsahu využívány pro povrchovou úpravu dentálních
implantátů. Dalším postupem pro zlepšení oseointegrace je aplikace tenké vrstvy fosforečnanu
vápenatého (CaP) pomocí nástřiku nanokrystalů. Tyto bioaktivní nanokrystaly zvětší aktivní kontaktní
plochu, a tím mohou ovlivnit rychlost a kvalitu oseointegrace (Lavenus et al. 2010). „In vivo“ studie
prokázaly zvýšenou tvorbu kostní tkáně v okolí implantátů a vyšším stupněm kontaktu s povrchovou
nanostrukturou. Tyto účinky byly přisuzovány zejména zvýšené aktivitě osteoblastů a
mezenchymálních kmenových buněk. Nanopovrch implantátu podporuje tvorbu a uchycení aktinu
cytoskeletu. V klinické praxi se využívají implantáty, u kterých se nanostruktura vytváří na již existující
mikrostruktuře povrchu.
Nanotubuly titanu
Nanotubulární titan je v současné výzkumné i klinické praxi testován z mnoha aspektů, které
determinují úspěšnost zavedení dentálního implantátu s tímto. Studie z poslední doby ukazují, že
tento typ povrchové úpravy vykazuje velmi dobré parametry z hlediska biokompatibility dentálního
implantátu a zároveň antimikrobiální aktivity povrchu implantátu (Mei et al. 2014). Antimikrobiálního
56
účinku je dosaženo díky iontům Ag dostupným na povrchu Ti nanotubulů, které však ve vyšších
koncentracích mohou negativně ovlivnit biokompatibilitu. Současné „in vitro“ studie se proto
zaměřují na optimalizaci antimikrobiálního účinku při současném zachování vysokého stupně
biokompatibility dentálních implantátů s povrchem tvořeným nanotubulárním ttitanem. Testy
z posledního období se zabývají zejména optimální velikostí průměru pórů nanotubulu titanu s cílem
podpořit oseointegraci. Wally et al. (2015) v přehledné studii této problematiky uvádějí, že optimální
průměr je v rozmezí 200 až 1000 µm. Kromě velikosti pórů nanotubulárního titanu má pro
biokompatibilitu a oseointegraci velký význam rovněž 3 D uspořádání povrchu (geometrie pórů).
Touto problematikou se detailně zabývá například Markhoff et al. (2015), který ve své studii hodnotí
životaschopnost a proliferaci lidských osteoblastů na struktuře porézního Ti-6Al-4V v závislosti na
různém 3 D uspořádání geometrie pórů (krychlové, diagonální, pyramidální). Tato studie uvádí, že
nejlepší buněčné aktivity a adheze bylo dosaženo v případě pyramidové konstrukce s velikostí pórů
400 až 620 um pórů a 75% pórovitosti. V současné době se výzkum nanotubulárního titanu jako
dentálního materiálu dynamicky vyvíjí a jsou studována i další návazná témata související s jeho
aplikací do dutiny ústní. Příkladem jsou práce zaměřené na adherenci buněk bakterií Streptococcus
sanguinis a Streptococcus mutans – viz například Narendrakumar et al. (2015). V oblasti výzkumu
materiálu se uplatňují nejrůznější povlakové materiály a povlakovací techniky aplikované na povrch
nanotubulů titanu. Příkladem tohoto přístupu je například studie Radtke et al. (2019), která je
zaměřena na povlakování nanokompozitním hydroxyapatitem, nanášeným v tenké (atomární) vrstvě
s cílem optimalizovat materiálové vlastnosti finálního povrchu a podpořit biontegraci.
Obr. 31. Schématické zobrazení postupu tvorby nanotubulů na povrchu Ti pokrytého vrstvou TiO2.
Jednotlivé kroky zahrnují: (a) úvodní nanovrstva TiO2, (b) prvotní tvorba otvorů díky působení
anodizace (konstantní elektrické napětí), (c) S délkou doby anodizace se tvoří větší, tj. širší a hlubší
otvory, (d) jak nanopóry, tak otvory procházejí fází tvorby stěn, (e) zcela vyvinuté nanotubuly
utvořené na povrchu Ti. Převzato z Brammer et al. (2011) – horní část obrázku, Shokufar (2010) –
dolní část obrázku.
57
Obr. 32. Schématické zobrazení usnadněného přichycení buněk na povrch nanotubulárního titanu.
Nanotubuly uhlíku
Nanotubulární uhlík (CNTs) má vynikající chemickou odolnost a mechanické vlastnosti. Využití CNTs
biomedicínských aplikacích si v posledních letech získává značnou pozornost jak v oblasti výzkumu
dentálních implantátů, tak v návazných biomedicínských studiích. Například práce (Jung et al. 2014)
se zaměřila na úpravu povrchu tvořeného TiO, respektive nanotubulárním titanem. Takto
modifikovaný povrch byl dále elektroforeticky ovlivněn tak, že se na povrchu vytvořila další vrstva
nanotubulárního uhlíku (CNTs). Studie uvádí, že nanotubuly uhlíku pomáhají zlepšit biologickou
kompatibilitu tohoto povrchu a uzavírá, že tento typ modifikace povrchu je velmi vhodný pro
biomedicínské aplikace.
Povlakování nanodiamanty
Současný technologický rozvoj umožňuje povlakovat dentální materiály na bázi titanu pomocí
nanodiamantové vrstvy. Touto problematikou se zabývá pracoviště Max Bergmann Centre for
Biomaterials (Technická univerzita Drážďany) studující biomedicínské aplikace detonačních
nanodiamantů (DNDs – detonation nanodiamons). Detonační nanodiamanty jsou nanočástice na bázi
uhlíku. Kromě typických diamantových vlastností, jako je vysoká tepelná vodivost a extrémní tvrdost,
mají tyto nanočástice různé funkční skupiny na svém povrchu, které umožňují biologickou adhezivitu.
Navíc jsou netoxické a vysoce biokompatibilní (Shaikh et al. 2015).
Obr. 33. Schématické znázornění povrchu nanodiamantové vrstvy na titanovém materiálu
s vyznačenými funkčními skupinami podporujícími biokompatibilitu (převzato z Shaik et al. 2015).
58
Podpora vzniku matrix na povrchu implantátu (biofunkční molekuly)
Tento současný trend bývá označován jako podpora biokompatibility titanového implantátu pomocí
biofunkčních molekul (Li et Kawashita 2011). Například charakteristická molekula polyetylenglykolu
(PEG) zakončená v obou termálních oblastech skupinou NH2 (NH2–PEG–NH2) byla vyzkoušena tak, aby
bylo dosaženo žádoucí modifikace povrchu titanového implantátu. Jestliže byl implantát ponořen do
NH2–PEG–NH2, vznikla náhodná depozice molekul na povrchu. Vhodnější orientace molekul bylo
dosaženo pomocí elektrolytické depozice. Molekuly uspořádané do tvaru „U“ zvýšily biofunkčnost
celého komplexu (Tanaka et al. 2010).
Obr. 34. Navrhovaná orientace modelové molekuly NH2-PEG-NH2 na povrchu titanu při ponoření (a)
a při použití elektrolytické depozice (b). Koncové části molekuly NH2-PEG-NH2 jsou orientovány
kolmo na povrch titanu a tvoří tvar „U“ v případě elektrolytické depozice, což usnadňuje tvorbu
matrix (převzato z Li et Kawashita 2011).
Povlakování pomocí katodické polarizace
Lyngstadaas a Ellingsen (2002) navrhli použít proces polarizace biomolekul pro jejich lepší adherenci
na povrch materiálu implantátu s cílem stimulovat vhojení implantátu do kostí. Vhodnou
biomolekulou, která by mohla být polarizací připojena k povrchu implantátu, se ukázal být derivát
sklovinné matrix (EMD, Emdogain). Tato biomolekula je slibným kandidátem pro povlakování,
protože obsahuje hlavně amelogeniny, které jsou hlavní složkou mezibuněčné hmoty skloviny
(Grandin et al. 2012). Kromě toho bylo zjištěno, že hlavní komponenty v EMD mají bipolární
vlastnosti, které jsou podmínkou pro použití v procesu elektropovlakování (např. Zilm et al. 2011).
Proto se v poslední době provádí velké množství experimentálních studií zkoumajících vlastnosti
EMD, zejména technikou proveditelnosti bioaktivní povrchové úpravy pomocí polarizace této
molekuly. Například Frank et al. (2014) ukázali, že pomocí katodové polarizace se vytvoří
modifikovaná povrchová bioaktivní vrstva, která vykazuje vhodné vlastnosti pro přichycení
osteoblastů (MC3M3-E1 buněk) a podporuje zvýšenou expresi genu Coll-1.
59
Adsorpce oligonukleotidů a fibrinogenu
Pro studie adsorpce oligonukleotidů a fibrinogenu (Tuononen et al. 2008, Silvennoinen et al. 2010),
na kterých jsme jako členové brněnského pracoviště (Stomatologické výzkumné centrum LF MU)
spolupracovali, byly použity vzorky z technicky čistého titanu, různé titanové slitiny, Timetal 550 a
Timetal 21SR. Tyto materiály měly navíc různě opracovaný povrch: leštěný nebo pískovaný brusivem
o zrnitosti 22, 60 a 120. Tyto typy povrchů pak byly ještě upraveny leptáním bez povrchové ztráty
materiálu a s povrchovou ztrátou materiálu 0,03 mm. Sledovali jsme adsorpci fibrinogenu na vzorcích
uhlovodíkových povlaků obohacených titanem pomocí plazmového napařování (plasma - enhanced
chemical vapour deposition). Drsnost povrchu byla měřena pomocí AFM mikroskopu Explorer III
(Veeco, Santa Barbara, Kalifornie, USA) ve spolupráci s Českým metrologickým ústavem v Brně
(laboratoř Dr. Klapetka). Lidský plazmatický fibrinogen (LPF), frakce I, typ III, byl zakoupen od firmy
Sigma a rozpuštěn ve fosfátovém pufru s 0,136 M citrátem sodným, výsledná koncentrace LPF byla
500 nM. Oligodeoxynukleotid–homopurin (AAG)12 a homopyridin (TTC)12 byly získány od firmy
Thermo Electron (Ulm, Německo) a rozpuštěny v 0,3 M NaCl + 50mM Na2HPO4 (pH 8,3). Koncentrace
oligodeoxynukleotidů byla 5 µM. Z výsledků získaných pomocí optického difrakčního senzoru (DOE) a
elipsometrie plyne, že na povrch titanu se nejlépe adsorbují jednořetězové pyrimidinové
oligodeoxynukleotidy (ODN). Dvojšroubovicové ODN se na titanovém povrchu za daných
experimentálních podmínek buď vůbec neadsorbují, anebo jen v malé míře, která neovlivní optické
vlastnosti povrchu. Celkově lze shrnout, že na povrch titanu se snadněji a ve větší míře adsorbují
jednořetězové pyrimidinové oligodeoxynukleotidy (TTC)12 než purinové (AAG)12. Z toho lze usoudit,
že fibrinogen se lépe adsorbuje na povrchu leptaném a následně leštěném nežli na povrchu pouze
leštěném. Proto lze také předpokládat, že leptaný povrch bude z hlediska oseointegrace titanových
implantátů vhodnější nežli povrch pouze leštěný.
Obr. 35. Schéma aparatury, která nedestruktivním způsobem měří adhezi fibrinogenu na povrch
titanu či titanové slitiny pomocí difrakční optiky (DOE) – vlevo. Příklad heterogenity povrchu: červené
a žluté plochy představují adsorpci fibrinogenu HPF - vpravo (upraveno dle Silvennonen et al. 2011).
L1, L2–čočky zaostřující paprsek z laseru na kyvetu se studovaným vzorkem; kyveta, komplexní indexy
lomu: N1–okénko kyvety, N2–studovaný vzorek, N3–povrchová adsorbovaná vrstva, N4–titan, BS–
beam splitter, DOE–difrakční optický element, holografická mřížka, CCD–snímací kamera. Upraveno
ze zdrojů: Bartáková et al. (2009e), Silvennoinen et al. (2011).
V naší další práci jsme ve spolupráci s finskými kolegy (Bartáková et al. 2009e, Silvennoinen et al.
2011) prokázali, že fibrinogen (HPF – human plasma fibrinogen), respektive jeho adheze na povrch
titanu a titanových slitin, lze sledovat pomocí nedestruktivní techniky difrakční optiky (DOE) neboť
místa, na kterých se HFP buňky přichytí, vykazují vyšší absorpci měřícího paprsku, než místa bez
60
adheze HFP, která jsou typická vyššími hodnotami odrazivosti. Úprava fyzikálních vlastností povrchu
může zvýšit adsorpci fibrinogenu na implantát, a tím urychlit jeho oseointegraci. Pomocí DOE lze
stanovit také vliv konformace oligodeoxynukleotidů na jejich adsorpci na povrch titanu.
Polymerní nanokompozita
Současný rozvoj nanotechnologií umožňuje nové úpravy povrchů implantátů. V posledních letech je
patrný zejména vývoj nanostrukturovaných keramických materiálů, jejichž představitelem jsou
polymerní nanokompozita (PNC). Tyto látky nabízí velmi slibnou cestu k vývoji nových materiálů
dentálních implantátů s požadovanými vlastnostmi odvozenými přímo z počítačového modelu, který
určí parametry tvarů a poréznosti (Shrestha et Joshi, 2014). Nicméně, na základě výzkumu a
předběžných testů, není stále jasné, zda tyto úpravy povrchu (angl. nanopatterning) budou podstatně
lepší a pro integraci dentálního implantátu vhodnější než úprava povrchu v měřítku mikronů.
Například vysoká hustota nanostruktur na jednotce plochy implantátu se ukázala jako nevhodná,
neboť za takových podmínek se vytváří superhydrofobní povrchová plocha, která není pro integraci
implantátu žádoucí. Je proto nezbytné, aby se budoucí studie zaměřené na PNC u titanových
dentálních implantátů věnovaly otázkám optimalizace složení látky, její tloušťky na povrchu
implantátu, míry biodegradace na základě zatížení, vlivu topografie povrchu a chemie zubních
implantátů.
Povlakování dentálních implantátů antibiotiky
Antibakteriální povlaky na povrchu dentálních implantátů jsou studovány jako jeden z možných
způsobů, jak zabránit infekci v místě chirurgického výkonu při implantaci. Například povlak
gentamycinu spolu s vrstvou HA může být umístěn na povrch implantátu. Tato vrstva pak může
působit jako lokální profylaktický přípravek spolu s použitými antibiotiky. V poslední době byla
provedena studie (Caous et al. 2013) zaměřená na interagující faktory, zejména na různé pH a
povrchové úpravy dentálního implantátu. Cílem bylo zjistit, zda tento typ povlakování může omezit
ulpívání bakterií na povrchu titanových zubních implantátů. Ve studii byly využity titanové disky s
opracovaným nebo eloxovaným povrchem, které byly inkubovány kulturami Streptococcus mitis a
Actinomyces oris (časté druhy v dutině ústní) při pH 5,0, 7,0 a 9,0 v aerobním nebo anaerobním
prostředí. Výsledky prokázaly, že bakteriální adheze S. mitis a A. oris může být omezena v kyselém
prostředí a aerobní atmosféře. Eloxovaný povrch snižoval adhezi S. mitis ve srovnání s běžně
obrobeným povrchem (Caous et al. 2013). V současné době se uskutečňuje mnoho testů zaměřených
na povlakování materiálu antibiotiky a jejich uvolňování do okolí (např. vancomycin - Han et al. 2017).
Ovlivnění povrchu UV zářením
Tato nová metoda je souborně nazývána jako fotofunkcionalizace. Jde o vystavení povrchů zubních
implantátů UV záření, což zvyšuje biologickou aktivitu a oseointegraci, a to změnou TiO2 na povrchu.
Jde o podporu interakce buněk a proteinů s implantátem na molekulární úrovni. Současné studie
naznačují, že ovlivnění povrchu UV zářením zvyšuje osteokonduktivitu. UV záření snižuje množství
uhlovodíků na povrchu a zvyšuje povrchovou energii a smáčivost (přeměnou hydrofobních
implantátů na superhydrofilní). Práce naznačují, že UV záření zvyšuje absorpci proteinů a buněčného
připojení k titanovým povrchům. Navíc je toto ošetření jednoduché a hlediska nákladů dostupné. Zdá
se, že je vhodné pro všechny typy titanových povrchů (např. Smeets et al. 2016).
61
11. Souhrn
Současný výzkum v oblasti dentálních materiálů v posledních letech přinesl převratné změny v kvalitě
a odolnosti slitin titanu. Nové technologie uplatňované ve výrobě slitin a úpravě jejich povrchu vedly
k výraznému zlepšení biokompatibility, uchycení dentálních implantátů vyrobených z těchto slitin a
jejich stability v kostní tkáni (přehledně viz např. Duraccio et al. 2015). V této práci jsou uvedeny
základní materiálové charakteristiky a chemické složení slitin titanu s důrazem kladeným na β slitiny,
velká pozornost je věnována hodnocení biokompatibility slitin titanu, jejich korozivitě a moderním
metodám úpravy povrchu s cílem podpořit v nejvyšší možné míře přichycení buněk na povrch
materiálu slitin titanu a jeho následnou oseointegraci. V neposlední řadě je pozornost zaměřena na
nové trendy ve výzkumu titanových slitin a současné klinické studie hodnotícím úspěšnost
jednotlivých technologií použitých při přípravě dentálních implantátů. Na základě poznatků
publikovaných předními světovými pracovišti i skupinou odborníků pracujících v rámci
Stomatologického výzkumného centra Stomatologické kliniky, LF MU Brno lze shrnout, že titan a
slitiny titanu jsou vhodným materiálem používaným v dentálním výzkumu i klinické praxi. Pro
budoucí vývoj v této oblasti lze předpokládat zlepšování chemického složení slitin titanu dalšími
zušlechťovacími prvky, širší využití paměťového efektu některých slitin titanu a optimalizaci
povrchové úpravy dentálních implantátů. Slitiny titanu jsou v současné době považovány za velmi
perspektivní materiály, a to zejména s ohledem na jejich velmi dobré mechanické vlastnosti, korozní
odolnost, nízkou specifickou hmotnost a vysokou biokompatibilitu s cílovými tkáněmi. Na titanové
slitiny pro biomedicínské aplikace jsou navíc kladeny specifické požadavky. Jde zejména o volbu
vhodných legujících přísad a jejich hmotnostních poměrů ve slitině tak, aby byly vhodně ovlivněny
mechanické vlastnoti a mikrostruktura slitiny a zároveň nebyla nepříznivě ovlivněna jejich
biokompatibilita. Vhodnými legujícími prvky jsou z tohoto hlediska především niob, tantal, zirkonium
a částečně i molybden (např. Kuroda et al. 2020). Výhodou těchto legujících prvků je fakt, že je lze ve
slitině použít v relativně vysokých koncentracích, aniž by to nepříznivě ovlivnilo biokompatibilitu.
Slitiny titanu jako materiály vhodné pro dentální implantáty jsou v současné době voleny tak, aby se
zvýšila jejich biokompatibilita. Nezbytná je však jejich povrchová úprava zvolená tak, aby se podpořila
oseointegrace. V současné době se jednotlivé titanové implantáty liší drsností povrchu a metodou
opracování použitou ke zdrsnění. Další možné úpravy povrchu jsou založeny zejména na povlakování
různými materiály s cílem podpořit kvalitu a rychlost oseointegrace zubního implantátu. Titan a jeho
slitiny jsou kromě implantátů vhodnými materiály i pro zhotovování zubních protéz (předledně viz
např. Koizumi et al. 2019). Využití titanu a slitin titanu pro zubní implantáty může vést také k řadě
problémů: a) alergii na titan, b) rozdíly v modulu pružnosti titanových implantátů a okolní kosti
mohou vést k mechanickému napětí při přenosu sil v rozhraní implantát - kost. Toto napětí může
vyvolat resorpci kosti a v konečném důsledku ztrátu kostní tkáně v okolí implantátu. V takových
podmínkách se úspěšnost funkce implantátu snižuje. Přestože v posledním desetiletí jsme svědky
značného pokroku ve vývoji slitin titanu, je zřejmé, že je stále třeba pracovat na dalších vylepšeních.
Jde zejména o metody výroby titanových slitin. Jejich parametry hrají klíčovou roli v mechanických
vlastnostech, odolnosti proti korozi, velikosti pórů a distribuci materiálů ve slitině. Kromě tohoto
výzkum buněčných interakcí s modifikovanými povrchy implantátů musí probíhat na úrovni
nanometrů tak, aby se mohly vyrábět implantáty s vysokou rychlostí oseointegrace a silnými
antibakteriálními účinky. Lze uzavřít, že stále existuje prostor pro vylepšení materiálu implantátů,
které poskytnou lepší kvalitu života stomatologickým pacientům.
62
12. Přehled vlastní práce a hlavních výsledků
V následujícím textu jsou shrnuty hlavní výsledky autorky se vztahem k tématu habilitační práce. Jde
o vybrané výsledky z odborných prací publikovaných v období 2003 - 2019. Jednotlivé výstupy jsou
členěny podle zaměření publikovaných odborných prací.
12.1 Testy biokompatibility titanových slitin
Na testy biokompatibility slitin titanu jsem se zaměřila jako členka kolektivu Stomatologického
výzkumného centra (2005,-2011, Specifický výzkum MUNI/A/0888/2012). Autorský kolektiv byl
tvořen: Prof. MUDr. Jiří Vaněk, CSc, MUDr. Sonia Bartáková, Ph.D., Ing. Vitězslav Březina, CSc., Ing. Jiří
Kudrman, DrSc.
Tabulka 8. Výsledné hodnocení testů cytokompatibility slitin titanu a příměsí niobu. Seznam zkratek:
A -bez výhrad, B - tolerantní, C - přijatelné, D - netolerantní, B1 - abnormalita skeletu. Jednotlivé testy
cytokompatibility jsou označeny: 1 - Test růstu buněčné suspenze ve výluhu testovaného materiálu,
2 - Test adherence buněk k testovanému materiálu, 3 - Dynamický dilatační test, 4 - Test tolerance
buněk v monovrstvě k testovanému materiálu, 5 - Test tolerance buněk v suspensi k testovanému
materiálu, 6 - Test indukce atypických mitóz, 7 - Test indukce chromosomálních aberací v buněčné
linii, 8 - Test indukce chromosomálních aberací v periferních lymfocytech člověka.
63
Cílem našich studií bylo uskutečnění série biotestů a testů biokompatibility nových titanových beta
slitin typu Ti-38Nb a Ti-35Nb-6Ta a vytipovat ty z nich, které budou mít nejvhodnější vlastnosti pro
klinické stomatologické využití. Naší pracovní hypotézou bylo, že změny v procentuálním zastoupení
výše uvedených přísad titanových beta slitin mohou zásadním způsobem ovlivnit jejich vlastnosti, a
tím i jejich vhodnost pro užití v humánní medicíně. Pro potřeby studie jsme vybrali biotesty, které se
používají pro hodnocení biokompatibility materiálů. Biotesty byly zaměřeny na růst buněčné
suspense ve výluhu z testovaných materiálů, testy adherence, dilatace, tolerance, test indukce
atypických mitóz, test indukce chromosomálních aberací apod.
Tabulka 9. Výsledné hodnocení testů cytokompatibility slitin titanu a příměsí vanadu. Seznam
zkratek: A - bez výhrad, B- tolerantní, C - přijatelné, D - netolerantní, B1 - abnormalita skeletu. B2 buňky
vytvářejí jemně vláknitou strukturu, C2 buňky vytvářejí vláknitou strukturu, C4 - byly zjištěny
abnormality buněčných membrán. Jednotlivé testy cytokompatibility jsou označeny: 1 - Test růstu
buněčné suspenze ve výluhu testovaného materiálu, 2 - Test adherence buněk k testovanému
materiálu, 3 - Dynamický dilatační test, 4 - Test tolerance buněk v monovrstvě k testovanému
materiálu, 5 - Test tolerance buněk v suspensi k testovanému materiálu, 6 - Test indukce atypických
mitóz, 7 - Test indukce chromosomálních aberací v buněčné linii, 8 - Test indukce chromosomálních
aberací v periferních lymfocytech člověka.
Výsledky provedených testů cytokompatibility celkově ukázaly, že slitiny titanu legované niobem
(tabulka 8) jsou pro výrobu implantátů velmi vhodné, neboť vykázaly ve všech parametrech
hodnocení bez výhrad či tolerantní. Lze tedy konstatovat, že u všech sledovaných příměsí niobu
slitiny vykázaly požadovanou biokompatibilitu, a to i při obsahu niobu 31,81 %hm. To znamená, že
binární systém TiNb umožňuje připravit bikompatibilní beta slitiny, které jsou za studena tvářitelné.
Získané poznatky je možno shrnout tak, že tyto slitiny je možno pro výrobu dentálních implantátů
doporučit.
Slitiny titanu legované vanadem (tabulka 9) byly hodnoceny méně příznivě z hledisky
cytokompatibility. Lze shrnout, že sledované slitiny byly ve všech posuzovaných stavech hodnoceny
pouze jako biotolerantní. Navíc byly pozorovány některé anomálie, jako tvorba vláknité buněčné
struktury nebo abnormality buněčných membrán, což bude nutno dále hlouběji analyzovat. Lze
konstatovat, že slitiny legované vanadem jsou sice pro výrobu implantátů přijatelné a v současnosti
64
hojně používané, ale méně vhodné. Zřejmě se slabě projevuje toxicita vanadu, i když je u daných
slitin rozpuštěn v tuhém roztoku.
Testy cytokompatibility ukázaly, že slitiny titanu legované tantalem (tabulka 10) jsou pro výrobu
implantátů velmi vhodné, neboť vykázaly ve všech parametrech hodnocení bez výhrad či tolerantní.
Výsledky testů biokompatibility u slitin titanu legovaných molybdenem (tabulka 11) jsou horší než u
slitin legovaných tantalem nebo niobem a sledované slitiny byly v některých stavech hodnoceny
pouze jako biotolerantní. Lze konstatovat, že slitiny legované molybdenem jsou sice pro výrobu
implantátů přijatelné, ale méně vhodné.
Tabulka 10. Výsledné hodnocení testů cytokompatibility slitin titanu a příměsí tantalu. Seznam
zkratek: A - bez výhrad, B - tolerantní, C - přijatelné, D - netolerantní, B1 - abnormalita skeletu.
Jednotlivé testy cytokompatibility jsou označeny: 1 - Test růstu buněčné suspenze ve výluhu
testovaného materiálu, 2 - Test adherence buněk k testovanému materiálu, 3 - Dynamický dilatační
test, 4 - Test tolerance buněk v monovrstvě k testovanému materiálu, 5 - Test tolerance buněk v
suspensi k testovanému materiálu, 6 - Test indukce atypických mitóz, 7 - Test indukce
chromosomálních aberací v buněčné linii, 8 - Test indukce chromosomálních aberací v periferních
lymfocytech člověka.
65
Tabulka 11. Výsledné hodnocení testů cytokompatibility slitin titanu a příměsí molybdenu Seznam
zkratek: A - bez výhrad, B - tolerantní, C - přijatelné. Jednotlivé testy cytokompatibility jsou označeny:
1 - Test růstu buněčné suspenze ve výluhu testovaného materiálu, 2 - Test adherence buněk
k testovanému materiálu, 3 - Dynamický dilatační test, 4 - Test tolerance buněk v monovrstvě
k testovanému materiálu, 5 - Test tolerance buněk v suspensi k testovanému materiálu, 6 - Test
indukce atypických mitóz, 7 - Test indukce chromosomálních aberací v buněčné linii, 8 - Test indukce
chromosomálních aberací v periferních lymfocytech člověka.
12.2. Studium korozivity slitin titanu
V rámci experimentů uskutečněných Stomatologickým centrem LF MU a ve spolupráci s japonskými
kolegy z Tokijské lékařskou a dentální univerzitou (Tokyo Medical and Dental University) jsem se dále
zaměřila na studium koroze vybraných slitin titanu opracovaných povrchově metodou anodické
polarizace. Souborně byly výsledky experimentů publikovány v práci Tsutsumi et al. (2012). Zkoumali
jsme korozní chování slitiny Ti-33.5Nb-5.7Ta (Ti-Nb-Ta) jako biokompatibilní slitiny Ti typu P během
dlouhodobého ponoření do simulované tělní tekutiny. Ta byla složena z ultračisté vody (M Omega >
18%) a rozpuštěných látek: 5,85 g l-1 NaCl a 10,0 gL-1 kyseliny mléčné. Kyselost roztoku byla
nastavena na hodnotu pH 2.30 ± 0,05 těsně po přípravě. Složení prvků v povrchové vrstvě slitin bylo
po expozici v simulované tělní tekutině stanoveno pomocí rentgenové fotoelektronové spektroskopie
(XPS). Tato kvantitativní technika velmi citlivě měří složení prvků pomocí stanovení vazebných energií
(integrované intenzity píků foto(elektronů)).
Mezi hlavní zjištění práce patří, že stejně jako u čistého Ti nedošlo během anodické polarizace na
slitině Ti-Nb-Ta k důlkové korozi. Lze tedy konstatovat, že legování Ti pomocí příměsí Nb a Ta
nezměnilo citlivost slitiny vůči chloridovým iontům. Uvolnění iontů Ti, Nb a Ta bylo detekováno po 7
dnech ponoření do roztoku. Množství uvolněných iontů ze sledovaných slitin Ti-33.5Nb-5.7Ta (Ti-NbTa)
však bylo mnohem menší než množství iontů uvolněných z nerezavějící oceli typu 3116L (viz Obr.
36). Velmi významné bylo uvolnění iontů železa (Fe).
66
Obr. 36. Uvolnění iontů Ti, Nb a Ta ze slitin Ti-Nb-Ta, Ti-Ta a ocelové slitiny 316L po 7 dnech expozice
v simulované tělní tekutině. Upraveno dle Tsutsumi et al. (2012).
Obr. 37. XPS spectra (Rentgenová fotoelektronová spektroskopie) vazebné energie kyslíku (O 1s),
titanu (Ti 2p), niobu (Nb 3d), a tantalu (Ta 4f) ve slitině Ti-Nb-Ta. Převzato z Tsutsumi et al. (2012).
67
Rentgenová fotoelektronová spektroskopie (XPS) odhalila, že frakce Nb a Ta v pasivní vrstvě se
během ponořování zvyšovaly, zatímco frakce Ti klesala. Rychlost koroze Ti-Nb-Ta stanovená
elektrochemickou impedanční spektroskopií se po dobu 15 dnech nadále snižovala, zatímco tloušťka
pasivní vrstvy se po 1 dnu neměnila. Ukázalo se tedy, že rekonstrukce pasivní vrstvy slitiny je důležitá
pro uvolňování kovových iontů během dlouhodobé implantace v živém těle. Proto má Ti-Nb-Ta
dostatečnou odolnost proti korozi jako biokompatibilní slitina Ti typu 
Souborně lze výsledky získané ve studii (Tsutsumi et al. 2012) shrnout takto: (1) Metoda ponoření
testované slitiny do simulovaného tělního roztoku se ukázala jako vhodná pro posouzení korozního
chování slitiny Ti-33.5Nb-5.7Ta (Ti-Nb-Ta), (2) obě testované slitiny mohou být na základě výsledků
klasifikovány jako biokompatibilní. Pasivní vrstva Ti-Nb-Ta byla složena ze směsného oxidu Ti, Nb a Ta
včetně malých množství neúplně oxidovaného Ti a Nb. Podíly Nb a Ta vzrostly po ponoření
testovaných slitin do simulované tělní tekutiny. Díky tomuto zvýšení podílu Nb a Ta rychlost koroze
po ponoření neustále klesala. Lze tedy konstatovat, že z hlediska biokompatibility, jsou testované 
slitiny obsahující příměs Nb nebo Ta dlouhodobě výhodné.
12. 3. Vliv příměsí legujících prvků ve slitině na rychlost adherence buněk
V práci Bartáková et al. (2009b) byla sledována rychlost adherence buněk na slitiny titanu s příměsí
legujících prvků. Výsledky ukázaly, že negativní vliv má zejména přídavek Fe a V, ostatní sledované
legující prvky neměly na rychlost adherence významný vliv. Relativní pokrytí plochy testovaných
materálů bylo sledováno v 10 minutových intervalech po dobu 1 hodiny. Výstupem měření byly
typické S-křivky (Sigmoidy) - viz obr. 37. Dobré výsledky byly získány pro materiál s příměsí Ta, jak je
patrné z obr. 36. Toxické účinky iontů některých kovů uvolňovaných z nejrůznějších slitin byly dobře
rozlišitelné pomocí testu tolerance buněk v suspenzi k testovanému materiálu. Adherence buněk na
povrchu byla v takových případech neúplná. Tvořily se různě velké plošky neobsazené buňkami
v důsledku inhibičního působení iontů kovů (Fe, V). Tento test velmi dobře dokumentoval míru
tolerance buněk vůči testovanému materiálu. Nepravidelné rozmístění buňkami neobsazených
plošek může být spojeno s negativním vlivem mikrokoncentračního gradientu uvolněných iontů
kovů.
Obr. 38. Růstové křivky vyjadřující rozdíly v pokrytí buňkami povrchu testovaných slitin Ti s různými
příměsmi legujících prvků (Ta, Fe, Nb, V, Mo). Převzato z Bartáková et al. (2009b).
0
20
40
60
80
100
Procentopokrytíbuňkami[%]
0 10 20 30 40 50 60
Doba expozice [min.]
9,83% Ta 7,38% Fe 7,16% Nb 7,85 % V
9,96% Mo Pos. kontrola Neg. kontrola
Test č. 3
Litý stav
68
Obr. 39. Výsledky testu adherence buněk k testované slitině Ti potvrzující vysokou biokompatibilitu
tantalu (Ta) – vlevo nahoře. Je patrné, že buňky pokrývají 100 % povrchu testovaného materiálu.
Příklad toxicity Cr/Co – vpravo nahoře, vlevo dole, vpravo dole - Cu, silná toxicita. Jsou patrné jasně
ohraničené (mezi buňkami) nebo výrazné plošky neobsazené buňkami indikující zonální toxicitu
uvolněných iontů kovů. Upraveno dle Bartáková et al. (2009b).
Obr. 40. Adherence a růst osteoblastů na titanových destičkách. Vlevo: tvorba biofilmu tvořeného
osteoblasty, který pokrývá povrch materiálu destičky. Vpravo: Počty adherovaných buněk ( x 1000 ml-
1
) po 6-denní kultivaci na různě upravených površích destičky (leštěném - kyselinou upraveném kyselinou
upraveném pomocí odplavení nadbytečných částí - povrchově zrnitém) zjištěné
v Bürkerově komůrce. Upraveno dle Silvenoinen et al. (2010) a Vetterl et al. (2011).
69
Růst osteoblastů na titanovém povrchu
V naší další práci (Bartáková et al. 2009a) jsme sledovali růst lidských osteoblastů na titanových
destičkách. Buněčné linie lidských osteoblastů hFOB 1.19, použité v experimentu, byly získány ze
sbírky American Type Culture Collection (ATCC). Zkoumané titanové destičky byly vysterilizovány a
umístěny do živného média s buňkami osteoblastů. Kultivace probíhala 6 dnů při 37 °C a 5% CO2.
Zjistili jsme, že osteoblasty rostly lépe na povrchu II/3, který byl upraven leštěním a leptáním, nežli na
povrchu pouze leštěném II/1. Poměr buněk (leštěný/leštěný a leptaný) = 66,8 ± 3,6. Tyto výsledky
podpořily náš předpoklad, že úprava povrchu zvýhodňující adsorpci fibrinogenu bude také
zvýhodňovat růst osteoblastů a urychlí oseointegraci implantátu.
Adsorpce fibrinogenu na povrch titanu a titanem dopovaných uhlovodíkových povlaků
V naší práci (Bartáková et al. 2009a) jsme se zaměřili na adsorpce fibrinogenu lidské krevní plazmy na
vzorek z technicky čistého titanu, jehož povrch byl upraven leštěním. Adsorpci jsme sledovali pomocí
laserového difrakčního senzoru (diffractive optical element - DOE). Z výsledků lze učinit závěr, že
fibrinogen se lépe adsorbuje na povrchu leptaném a leštěném nežli na povrchu pouze leštěném.
Proto lze také předpokládat, že leptaný povrch bude z hlediska oseointegrace vhodnějším
materiálem než povrch leštěný.
Dále byly studovány 4 vzorky uhlovodíkových povlaků bez obohacení (dopování) a obohacené
(dopované) titanem (Ti–C:H), a to v různém poměru Tix–C1-x. Vzorky byly připraveny na pracovišti
HVM Plasma, spol. s r. o., metodou reaktivního magnetronového naprašování, kde reaktivním
plynem byl acetylen. K největším změnám optických parametrů po adsorpci fibrinogenu docházelo na
vzorcích dopovaných v poměru Ti0,09 – C0,91 a Ti0,38 – C0,62. Takto upravené povrchy by měly být
nejvhodnější z hlediska oseointegrace povrchu implantátů. Na vzorcích bez dopování Ti0,00 – C1,00
(povrch odpovídá struktuře diamantu) a s velkým obsahem titanu Ti 0,82 – C 0,18 byly optické změny
po adsorpci fibrinogenu velmi malé.
Adsorpce deoxyoligonukleotidů na povrch titanu
Pomocí optického difrakčního senzoru (DOE) a elipsometrie jsme sledovali vliv drsnosti povrchů
titanových vzorků na adsorpci purinového (AAG)12 a pyrimidinového (TTC)12 oligodeoxynukleotidu.
Měřením koherentního výstupu DOE bylo zjištěno, že k největšímu zvýšení optické drsnosti Ropt (na
hodnotu přibližně 35 nm) došlo po adsorpci jednořetězového pyrimidinového oligodeoxynukleotidu
(TTC)12. Elipsometrická měření v suchém stavu ukázala zvýšení tloušťky povrchové vrstvy h na
přibližně 44 nm. Po adsorpci jednořetězového purinového deoxynukleotidu (AAG)12 došlo k mnohem
menšímu zvýšení optické drsnosti (na hodnotu asi 27 nm), z elipsometrie vyplynula tloušťka
povrchové vrstvy h asi 25 nm. Adsorpce dvoušroubovicového oligodeoxynukleotidu (AAG.TTC)12
nevyvolala téměř žádné změny optické drsnosti a tloušťka vrstvy se blížila hodnotám naměřeným v
pufru (Ropt = 23 nm, h = 18–20 nm). Z těchto výsledku plyne, že na povrch titanu se nejlépe adsorbují
jednořetězové pyrimidinové ODN. Dvojšroubovicové ODN se pravděpodobně na titanovém povrchu
za daných experimentálních podmínek buď vůbec neadsorbují, anebo jen v malé míře, která neovlivní
optické vlastnosti povrchu. Zvýšení drsnosti povrchu Ti po adsorpci jednořetězových oligonukleotidů
70
lze připsat tomu, že tyto poměrně flexibilní oligonukleotidy (o šířce přibližně 1 nm a délce
36x0,34=12,24 nm), adsorbované na povrch Ti, kopírují nerovnosti povrchu a mohou tam vytvářet
chaoticky neuspořádané „roští” zvyšující drsnost povrchu. Bez aplikace elektrického pole se
jednořetězové oligonukleotidy váží na hydrofobní povrch Ti přednostně hydrofobními bazemi. Z
našich měření adsorpce oligodeoxynukleotidů (ODN) na Hg plyne, že pyrimidinové ODN se adsorbují
více nežli purinové ODN. Podobně lze očekávat, že i na hydrofobní povrch Ti se budou pyrimidinové
ODN adsorbovat více nežli purinové a budou výrazněji zvyšovat drsnost povrchu nežli purinové ODN,
což bylo experimentálně potvrzeno. Aplikace elektrického pole způsobí, že se jednořetězové ODN
adsorbují na povrch Ti také elektrostaticky negativními náboji na fosfátových skupinách.
Elektrostatická adsorpce je silnější nežli adsorpce van der Waalsovými interakcemi uplatňujícími se
bez pole. Proto jsme pozorovali zvýšení optické drsnosti po vložení potenciálu + 0,3 V na titanový
vzorek.
12.4. Testy dentálních implantátů „in vivo“
Testy dentálních implantátů byly uskutečněny ve spolupráci s Tokijskou lékařskou a dentální
univerzitou (Tokyo Medical and Dental University) během zahraničního pracovního pobytu
(Bartáková, Prachár). Pro testy oseointegrace nového typu dentálního implantátu (Ti38-Nb6-Ta) byla
použita dvě jednoletá prasátka (samice, č. 1707, 1708). Tento experiment byl schválen Japonským
etickým (The Tento experiment byl schválen Japonským etickým výborem (Ethical Commitee of
Japan). Do holenní kosti zvířete bylo implantováno na každé straně 8 implantátů (obr. 41). Po jednom
měsíci byla experimentální zvířata usmrcena. Stabilita dentálních implantátů byla měřena pomocí
metody Ostell. Objem kosti v okolí implantátu byl stanoven pomocí mikro CT (obr. 42). Byly
připraveny dekalcifikované řezy v pryskyřici a bylo vypočteno poměrné procento kontaktu kosti s
tělem implantátu (BIC, viz obr. 43) pomocí software Image J. Dílčí výsledky experimentální studie jsou
shrnuty v práci Prachár et al. (2015).
Obr. 41. Zavedení dentálních implantátů VP do holenní kosti miniprasátek (Foto S. Kasugai – dosud
nepublikováno). Jednotlivé implantáty jsou označeny L1 až L8.
71
Obr. 42. Okolí dentálních implantátů PV zavedených do holenní kosti miniprasátek. Jednotlivé
implantáty jsou označeny L1 až L8. Foto: S. Kasugai (dosud nepublikováno).
Obr. 43. Hodnoty BIC (bone-to-implant contact), poměrné procento kontaktu kosti s tělem
implantátu dosažené v testu využívajícím miniprasátek (vlevo). Hodnoty ISQ (Implant Stability
Quotient) - mezinárodní standard určující úroveň stability a oseointegrace zubních implantátů dosažené
v testu využívajícím miniprasátek (vlevo) - (dosud nepublikováno).
72
Kostní tkáň využitá v naší studii je charakterizována jako středně hustá. Získané výsledky lze
interpretovat tak, že pokud je počáteční stabilita kosti nízká až střední, změní oseointegrace kostní
tkáň v bezprostředním okolí dentálního implantátu tak, že se zvyší stabilita a tuhost (a také BIC). V
tomto případě existuje dobrá korelace mezi ISQ a BIC, a to jak ve variantě Ti, tak ve variantě
povlakované HA. V kostní tkáni s vysokou hustotou bývá dosaženo vysoké počáteční stability
dentálního implantátu (např. ISQ hodnoty nad 75). Následná oseointegrace však nepřispěje
významným způsobem k stabilitě implantátu. I když se BIC zvyšuje, stabilita implantátu se příliš
nezmění, což se odráží v hodnotě ISQ. V tomto případě je korelace mezi BIC a ISQ velmi malá. ISQ byl
však vyhodnocen jako vhodný indikátor úspěšnosti vhojování implantátu, podobně jako ve studii
Šimůnek et al. (2012), která využívala přístup rezonanční frekvenční analýzy (Resonance Frequency
Analysis, RFA) pro stanovení ISQ. Testy implantátů „in vivo„ s využitím miniprasátek se ukázly jako
vhodný metodický postup. Pro budoucí studie je však třeba rozšířit počet sledovaných parametrů
například o hustotu kotní tkáně (Grobecker-Karl et al. 2019 - Bone mineral density (BMD)).
12.5. Slitina titanu povlakovaná hydroxyapatitem (testy využívající osteoblasty a osteoklasty)
Testy růstu osteoblastů a osteoklastů byly uskutečněny ve spolupráci s Tokijskou lékařskou a dentální
univerzitou (Tokyo Medical and Dental University) a publikovány v práci Hao et al. (2011). Jednalo se
o sérii experimentů zkoumajících reakce osteoblastů a osteoklastů na titanu povlakovaného
hydroxyapatitem (HA). Na takto upraveném povrchu byly kultivovány stromální buňky krys (Rattus
norvegicus domestica), a to z kostní dřeně. Buňky krysí kostní dřeně byly připraveny podle metody
Maniatopoulos et al. (1988) a poté kultivovány v MEM mediu (Minimum Essential Medium, medium
dle Eagle) na destičkách titanu povlakovaného HA v jamkách kultivačních misek s hustotou buněk 106
buněk / cm2. Medium MEM bylo obohaceno 10% fetálního hovězího séra. Kultivace byla provedena
při teplotě 37 ° C a ve zvlhčené atmosféře sestávající z 95% vzduchu a 5% CO2. Po 24 hodinách
kultivace bylo výše uvedené médium odstraněno a změněno na čerstvé, které bylo navíc obohaceno
o další činidla. Jednalo se o doplňky s osteogenními účinky: 50 g ml-1
kyselina askorbová, 10 mM
beta-glycerofosfát, 10 nM dexamethason. Toto kultivační medium bylo měněno každý 2. den.
Vyhodnocení této série experimentů se zaměřilo především na kvantifikaci reakce v těchto oblastech:
adherence a proliferace buněk, množství DNA a aktivita alkalické fosfatázy (ALP), test mineralizace
povrchů, růst osteoklastické buněčné kultura, počet osteoklastů a jejich morfologie, degradace
povlaku hydroxyapatitu (HA), izolace RNA a kvantitativní polymerázová řetězová reakce (real time)
RT-PCR.
Adherence a proliferace buněk
Po 24 a 72 hodinách inkubace byly exponované vzorky vyjmuty z kultivačního média, promyty
fosfátovým pufrem (PBS) s cílem odstanit neadherované buňky. Adherované stromální buňky kostní
dřeně byly poté fixovány a označeny pomocí fluorescenčního barviva DAPI (4′,6-Diamidin-2′phenylindol
dihydrochlorid). Poté byly adherované buňky pozorovány pod fluorescenčním
mikroskopem (Biozero BZ-8000, Keyence).
Proliferační aktivita buněk byla měřena inkorporací BrdU (Bromodeoxyuridin (5-bromo-2'deoxyuridin,
BrdU je synthetický nukleosid, analog thymidinu) během syntézy DNA. Přídavek BrdU
73
činil 10 mikroM, a to po dobu 10 hodin v inkubační teplotě 37 o
C. Po inkubaci byly vzorky promyty,
poté byly přidány nejprve substrátový roztok (tetramethylbenzidin) a následně zastavovací roztok.
Pak následovala fotometrická detekce proliferace buněk, a to pomocí měření absorbance při vlnové
délce 450 nm (spektrofotometr Wallace).
Výsledky lze shrnout tako: Povlakování HA výrazně zlepšuje adherenci a proliferaci buněk, jak o tom
svědčí vizualizace adherence pomocí DAPI barvení a proliferace sledovaná pomocí inkorporace BrdU
(viz Obr. 44).
Obr. 44. Adherence buněk kostní dřeně na povrchu Ti povrchu povlakovaného HA. Pomocí DAPI
barvení je vizualizována přítomnost buněk kostní dřeně adherovaných k povrchu Ti (a, c) a HA (b, d)
po 24 hodinách (a, b) a 72 h (c, d) inkubace. Proliferace buněk (sloupcový graf vlevo) byla určena
pomocí BrdU a měření absorbance při 450 nm (e). Každý sloupec představuje hodnoty: průměr ± SD
(n = 6). Statisticky průkazné rozdíly mezi HA a Ti skupinami (*) jsou stanoveny na hladině významnost
P (P = 0,05). Upraveno dle Hao et al. (2011).
Markery využívající osteoblasty a osteoklasty
Množství DNA a aktivita alkalické fosfatázy (ALP) byly rovněž velmi výrazně závislé na úpravě
povrchu. Povlakování HA výrazně přispělo ke zvýšení hodnot obou těchto parametrů (obr. 43).
Výsledky analýzy sledující počet a morfologii osteoklastů ukazují rovněž na příznivý vliv povlakování
povrchu titanu HA, neboť dochází ke zvýšení počtu osteoklastů na jednotku ploch (viz obr. 44, 45,
46). Morfologie osteoklastů byla ovlivněna povlakováním HA. Na takto upraveném povrchu došlo
k výraznému snížení hodnoty Feretova průměru (Feret’s diameter). Tento parametr je definován jako
nejdelší vzdálenost určená mezi libovolnými dvěma body na povrchu osteoklastu. Tento parametr byl
vyhodnocen biometrickou analýzou pomocí software (Image J) a dosahoval 3-4 krát nižší hodnoty než
kontrola.
Lze konstatovat, že výše uvedená studie (Hao et al. 2011) prokázala, že tenký film (povlak) vzniklý
naprašováním HA na povrch titanu poskytuje výhodnější povrch pro adherenci buněk stromální
kostní dřeně, jakož i pro procesy proliferace a osteoblastická diferenciace než povrchově
74
modifikovaný titan bez naprašované vrstvy. Naprašovaný HA povlak použitý v naší studii také
podporoval tvorbu osteoklastů a jejich funkci.
Naprášená vrstva HA proto představuje velmi vhodný povlak, který má vysoký potenciál pro použití v
ortopedických a stomatologických aplikacích (jak vklinických studiích, tak v klinické praxi) pro
rychlejší a úplnější integraci kostních implantátů na bázi titanu. V současné době je věnována velká
pozornost osteoklastům, respektive faktu, že kromě resorpční aktivity mohou mít osteoklasty také
anabolický účinek na tvorbu kostí. Zjištění získaná v naší práci (Hao et al. 2011) tedy ukazují na
důležitost přítomnost osteoklastů pro regulace indukce tvorby kostní tkáně. Budoucí studie tedy
budou s největší pravděpodobností směřovány tak, aby zjistily, jaké řídící mechanismy určují stupeň
reakce osteoklastů na různé povrchy implantátů. Lze shrnout, že kultivované osteoklasty vykazovaly
výrazně odlišné množství buněk a morfologii mezi variantou povlakovanou hydroxyapatitem a čistým
titanovým povrchem. Markerové geny osteoklastů byly více stimulovány na povrchu povlakovaném
hydroxyapatitem. Tenkovrstvý naprašovaný hydroxyapatit je tedy vhodnou povrchovou úpravou,
která poskytuje podmínky pro příznivý rozvoj a tvorbu osteoblastů a osteoklastů. Tyto nové poznatky
mohou do budoucna přispět k vývoji implantátů, které mají lepší oseointergraci.
Obr. 45. Výsledky kvantitativní analýzy DNA a ALP (alkalické fosfatázy). Aktivita ALP je vyjádřena
relativně k celkovému obsahu DNA (vlevo). Mineralizace vyjádřená jako procento celkové plochy
kultury (metoda Alizarin red positive staining) je prezentována vpravo. V obou případech je zřejmý
pozitivní efekt povlakování HA. Upraveno dle Hao et al. (2011).
Obr. 46. Vizualizace buněk osteoblastů adherujících na povrch Ti s povlakem HA po 7 denní kultivaci.
Jednotlivá barevná pole představují RTG mapu fosforu na ploše povrchu (žlutá), vápníku (zelená),
titanu (červená). Reabsopční plochy (tj. plochy bez adsorpce osteoblastů) jsou vyznačeny šipkami.
Upraveno dle (Hao et al. 2011).
75
Obr. 47. Počet buněk osteoklastů zjištěný pomocí metody TRAP (tartrate-resistant acid phosphatase).
Byly počítány buňky se třemi a více jádry. Upraveno dle (Hao et al. 2011).
Obr. 48. Vizualizace tvorby osteoklastů a jejich cytoskeletálního uspořádání. Mikrofotografie ukazují
osteoklasty diferencované na povrchu HA (a, b), dentinu (c, d), Ti (e, f) a kontrolu polystyrenové
kultury jamky (g, h) v páty den kultivace. Buňky byly obarveny technikou DAPI pro jádra (modrá) a
phalloidin pro aktinová vlákna (zelená) (a, c, e, g) a také pomocí metody TRAP, tartrate-resistant acid
phosphatase - (b, d, f, h). Upraveno dle (Hao et al. 2011).
76
12.6. Analýza mikrostruktury povrchu (profilování)
V současné době je velké množství odborných prací věnováno výzkumu povrchu dentálních
implantátů, neboť mikrostruktura povrchu hraje významnou roli při interakci s okolní tkání. Výzkum
mikrostruktury je zaměřen na optimalizaci systému implantát-tkáň s důrazem na rychlou
oseointegrací a dlouhodobou funkčnost dentálního implantátu při zatížení, bez nutnosti reimplantací.
Moje odborná práce se v posledním období (2015-2019) zaměřila na charakteristiku jednotlivých
strukturních částí tvořících mikrostrukturu dentálních implantátů využívaných na našem pracovišti.
V odborné práci (Bartáková et al., MS in prep.) jsem se zaměřila na kvantifikaci rozdílů
v mikrostruktuře povrchu pomocí profilování. Rovněž jsem pomocí matematicko-statistického
zpracování určovala mikrodrsnost povrchu, tedy veličinu, která je definována v rozmezí 1–10 μm
odchylky od ideálního (hladkého) povrchu implantátu. Použila jsem metodu profilování, která využívá
digitální mikroskopie (mikroskop Keyence VHX-5000, Japonsko) založené na technice Depth-up focus.
Fotografie získané tímto postupem byly uloženy v 2-D a 3-D formátech pro pozdější matematické
zpracování (Obr. 49). Prvním krokem zpracování bylo vytvoření 3-D modelu pomocí vyhodnocovacího
software (Keyence, Japonsko) a vytvoření profilů povrchu (10 opakování na jeden vzorek).
Profilogramy byly v následujícím kroku vizualizovány (viz Obr. 47) a exportovány do formátu cvs. Poté
byly matematicko-statisticky vyhodnoceny v Excelu (MS).
Z výsledků získaných studiem mikropovrchu dentálních implantátů a titanu a titanových slitin zde
uvádím příklad povrchu zdrsněné části implantátu PV 3.6-14 (Martikáň, SK) - viz Obr. 47. Ze získaných
údajů je zřejmé, že rozměry (hloubka) prohlubní dosahuje až desítek mikrometrů (Obr. 50, 51).
Rovněž velikost (výška zrn vystupující nad ´průměrnou výšku´ povrchu) dosahuje hodnot kolem 10
m. Dalším příkladem mohou být výsledky získané v dřívější studii (Bartáková et al. 2009), zaměřené
na mikrostrukturu povrchu Ti6-Al4-V slitiny. V tomto případě byla drsnost povrchu měřena pomocí
AFM mikroskopu Explorer III (mikroskop atomárních sil, AFM - Atomic Force Microscope, Veeco,
Santa Barbara, Kalifornie, USA) v Českém metrologickém ústavu v Brně (Dr. Petr Klapetek). V tomto
případě byla drsnost povrchu v rozmezí 1,0-5,5 mikrometru (viz Obr. 52). Lze tedy konstatovat, že
naše práce klasifikovaly povrch materiálů na bázi titanu i dentálních implantátů používaných v praxi.
Většina testovaných vzorků vykazovala takzvanou mikrodrsnost (viz tabulka 12).
Makrodrsnost
Makrodrsnost profilu povrchu se pohybuje v rozmezí jednotek milimetrů (mm) až desítek
mikrometrů (m) a souvisí především s geometrií implantátu (závity) a makroporézními
povrchovými úpravami.
Mikrodrsnost
Mikrodrsnost je definována v rozmezí 1–10 μm a zvyšuje mechanické ukotvení mezi
mineralizovanou kostí a povrchem implantátu. V současné době jsou nejběžnější implantáty
s povrchovou drsností 1-2 μm.
Tabulka 12. Klasifikace makrodrsnosti a mikrodrsnosti. Upraveno dle Albrektsson et Wennerberg
(2005).
77
Obr. 49. Povrch implantátu PV 3.6-14 (Martikáň, SK) s typickými výstupky (zrna, světlé útvary) a
prohlubněmi (tmavé útvary) o velikost i řádově desítek m. (Bartáková et al., dosud nepublikováno)
78
Obr. 50. Profilogram povrchu dentálního implantátu ukazujícího prohlubně (A, B) a výstupky (C, D, E)
tvořící mikrostrukturu povrchu (velikost prohlubní a výstupků v rozmezí 5-22 m). Bartáková et al.
(dosud nepublikováno).
79
Obr. 51. Vizualizace 3-D profilu povrchu čepelkového implantátu z Poldi Titan (A-D) s patrnými
podélnými rýhami způsobenými metodou opracování a povrchu. Vizualizace válcového implantátu se
zdrsněným povrchem pro podporu oseointegrace (E-H). Bartáková et al. (dosud nepublikováno).
80
Obr. 52. Povrch slitiny titanu pískovaný zrnitostí 120 a poté leptaný. Profil měřený pomocí AFM mikroskopu
Explorer III (převzato z Bartáková et al. 2009).
Obecně lze získané výsledky shrnout tak, že zkoumané povrchy implantátů vykazovaly různé úrovně
drsnosti mikroprofilu ve vztahu k použité metodě úpravy povrchu (Bartáková et al., MS in prep). Tato
zjištění zapadají do současné poznatkové báze. Je zřejmé, že leptané povrchy jsou zpravidla
charaterizovány přítomností hlubších prohlubní a vyšších výčnělků než je tomu tak u povrchů
opracovaných například pískováním (viz např Marenzi et al. 2019a). Z tohoto důvodu mohou být
povrchy leptané kyselinou snadněji poškozeny stresem, který může nastat v kostní tkáni během
umístění chirurgického implantátu nebo po implantaci.
12. 7. Modelování přenosu napětí v systému implantát – kost
V období 2009-2012 jsem se spolu s kolegy z VUT Brno (Z. Florian, Krupa, Kršek, Marcián, Borák) a
kolegy ze Stomatologického centra (Stomatologická klinika, LF MU Brno – J. Vaněk, P. Prachár)
zabývala problematikou modelování napětí v dentálních implantátech a kostní tkáni za různých
situací v dutině ústní (umístění implantátu v čelisti, přenos žvýkacích sil). Výsledky byly publikovány
v odborných časopisech (Borák et al. 2010, Marcián et al. 2011) a ve sborníkových příspěvcích.
Modelování mělo několik základních fází: (1) Vytvoření 3D modelu dolní čelisti, (2) převod CT dat do
systému souřadnic x,y,z, (3) tvorba nemapové 3D sítě popisující tvar čelisti, (4) parametrizace
mechanicko fyzikálních vlastostí kostí a periodoncia, tj. zadání vhodných hodnot Youngova modulu
pružnosti a Poissonovy konstanty, (5) parametrizace působících sil, místo retence implantátu, (6)
ladění a validace modelu, (7) simulační výpočet a tvorba grafických výstupů. Pro jednotlivé body
postupu bylo zvoleno programové prostředí ANSYS verze 3.5 a programovací prostředek ADPL (Ansys
Parameter Design Language). Modulární struktura programového prostředí ANSYS umožnila
provádět složité výpočty mechanického napětí zájmových třídimenzionálních objektů (implantátů,
kosti).
12. 7. 1. Čepelkové implantáty
Tímto způsobem bylo řešen simulační výpočet pro několik typových situací, například solo implantát
v dolní čelisti, čepelkový implantát, válcovitý implantát. V této habilitační práci uvádím několik
vybraných příkladů: a) Rozložení napětí v implantátu čepelkovém implantátu MTI02 (Obr. 53, 54) a
MTI-06 (Obr. 55).
81
U čepelkového implantátu MTI-02 jsme zjistili, že největší napětí vzniká v oblasti krčku a při
mastikační činnosti v distální části těla implantátu. Tomu odpovídalo i vyhodnocené napětí v kosti
distálně od těla implantátu a v oblasti krčku.
Obr. 53. Napětí působící v čepelkovém implantátu MTI-02 (vlevo) a v kosti v okolí čepelkového
implantátu (vpravo). Upraveno dle Bartáková et al. (2006).
Obr. 54. Horní levý snímek ukazuje svisle působící napětí v kosti v okolí čepelkového implantátu
(maximální napětí distálně). Horní pravý ukazuje vestibuloorální sílu (maximální napětí u krčku
implantátu) Dolní snímek ukazuje distomesiální sílu (maximální napětí distálně). Upraveno dle
Bartáková et al. (2006).
82
Obr. 55. Čepelkový implantát MTI-06 (vlevo), jeho geometrický model v kostní tkáni (uprostřed) a
rozložení hodnot redukovaného napětí v těle čepelkového implantátu (vpravo). Upraveno dle
Bartáková et al. (2006).
V případě čepelkového implantátu MTI06 jsme zjistili, že redukované napětí způsobené silou 11 N
aplikovanou ve vodorovném směru velikosti dosahuje maximální hodnoty 159,6 MPa, a to v oblasti
krčku čepelkového implantátu.
12. 7. 2. Válcové implantáty
Obr. 56. Napětí působící ve válcovém implantátu (vlevo nahoře) a v kosti v okolí válcového
implantátu (vlevo dole, vpravo nahoře). Upraveno dle Bartáková et al. (2006).
83
Obr. 57. Celkové napětí působící v okolí implantátu. Upraveno dle Marcián et al. (2009).
Výsledky tří analyzovaných fází oseointegrace jsou znázorněny na obr. 56. Maximální hodnoty
intenzity napětí se vyskytovaly vždy na různých místech (obr. 57). Nejlepším případem je plně
osseointegrovaný implantát (Obr. 56 vpravo).
12. 7. 3. Diskové implantáty
Ve spolupráci s Ústavem mechaniky těles, mechatroniky a biomechaniky, VUT FSI v Brně jsem se
zaměřila na metody popisující a kvantifikující mechanickou interakci titanového implantátu s kostní
tkání. Simulační výpočty byly založeny na modelování kosti a implantátu, a to metodou konečných
prvků (FEM - finite element method, výpočtová numerická metoda). Nejprve byl vytvořen výpočtový
model, který se skládal ze tří relativně nezávislých částí: (1) modelu geometrie, (2) modelu materiálu,
(3) výpočtu zatížení a vazeb mezi prvky výpočtového (geometrického) modelu. Model geometrie
kosti dolní čelisti byl tvořen 2 cm úsekem dolní čelisti z oblasti prvního moláru. Geometrie čelisti byla
získaná pomocí optického skeneru ATOS Standard 3D (ATOS, Milán, Itálie) z reálné čelisti. Výpočtové
řešení zatížení systému implantát-kost bylo provedeno metodou konečných prvků ve výpočtovém
prostředí ANSYS 11. Pro matematickou simulaci byly zvoleny jednodiskové a dvoudiskové implantáty
(Obr. 53). Byly modelovány tři různé způsoby uložení diskového implantátu ve vztahu
k prostorovému uspořádání: spongiosa, kortikalis a jejich mechanickým vlastnostem (Obr. 58, 59).
84
Obr. 58. Schématické znázornění modelů geometrie spodní čelisti s diskovými implantáty. Upraveno
dle Marcián et al. (2009).
Obr. 59. Schématické znázornění použitých variant uložení diskového implantátu. A - oboustranné
uložení v kortikalis, B - jednostranné uložení v kortikalis, C - uložení ve spongiozní částli kosti.
Upraveno dle Marcián et al. (2009).
Pro parametrizaci mechanických vlastností spongiózní kostní tkáně byly využity výsledky přímých
měření charakterizujících geometrické vlastnosti spongiózní kosti. Potřebné parametry byly
stanoveny na tenkých řezech. Na základě testování bylo zjištěno, že maximální možná tloušťka řezu je
0,02 mm. V případě řezů bylo nezbytné volné prostory mezi trámci tvořícími 3D strukturu spongiózní
kostní tkáně dokonale vyplnit neprůhlednou látkou (EPOXY 371) tak, aby řez spongiózní kostí byl
kompaktní. Zalévání se uskutečňovalo ve vakuu, následovalo barvení látky pryskyřice a bělení kostní
tkáně peroxidem vodíku. Poté byla odebrána vrstva kostní tkáně s pryskyřicí strojní frézkou pomocí
rychlootáčivého řezného zařízení.
V modelovém výpočtu byl implantát zatížen v koronoapikálním směru silou 190 N. Poté byly
vypočteny a vizualizovány hodnoty redukovaného napětí v těle implantátu. Výsledky jsou shrnuty
v práci Marcián et al. (2009).
85
Obr. 60. Kost dolní čelisti (vlevo) použitá pro přípravu tenkých řezů (0,02 mm) pro potřeby
parametrizace mechanických vlastností kostní tkáně (spongiozy) - vpravo. Upraveno dle Marcián et
al. (2009).
Rozdíl mezi hodnotami redukovaného napětí při různých variantách zavedení A, B, a C (označení viz
Obr. 59) je dán průběhy barevných isolinií (Obr. 61). Je zřejmé, že při uložení jednodiskových i
dvoudiskových implantátů ve variantě A dojde k rovnoměrnému rozdělení redukovaného napětí po
diskové části implantátu na rozdíl od uložení ve variantě B, při které vznikají největší hodnoty
redukovaného napětí. Ve variantě C se napětí také rozkládá rovnoměrně.
Na základě napěťově deformační analýzy bylo možno určit riziková místa v těle implantátu, ve
kterých byly zaznamenány vysoké hodnoty redukovaného napětí. U diskového implantátu bylo toto
místo v oblasti zaoblení, tedy tam, kde krček přechází do disku (Obr. 62) a kde vzniká maximální
hodnota napětí. Rizikové napětí dosahovalo hodnot 700 MPa při zavedení implantátu pouze do jedné
části kompaktní kosti (viz varianta B). Z klinické praxe jsou známy případy, při kterých došlo k
porušení dentálního diskového implantátu právě v tomto místě (Ihde 2004). Přenosem žvýkacích sil
na tělo impantátu navíc vzniká napětí, které může vést k zvýšení napětí v okolní kostní tkáni a
v kovečném důstedku k defektu kosti (Himmlová et al. 2004).
Obr. 61. Vizualizace rozložení hodnot redukovaného napětí při simulovaném zatížení implantátu silou
190 N. A - oboustranné uložení v kortikalis, B - jednostranné uložení v kortikalis, C - uložení ve
spongiozní části kosti. Upraveno dle Marcián et al. (2009).
86
Přenosem žvýkacích sil na tělo impantátu navíc vzniká napětí, které může vést k zvýšení napětí
v okolní kostní tkáni a v kovečném důstedku k defektu kosti (Himmlová et al. 2004).
Obr. 62. Vizualizace lokalizace maximálních hodnot modelového redukovaného napětí v krčku
implantátu při simulovaném zatížení implantátu silou 190 N (vlevo, upraveno dle Marcián et al.
(2009). Detail lomu v krčkové části diskového implantátu (převzato z Ihde 2004).
12.8. Modelování periodoncia
Ve spolupráci se skupinou z VUT Brno a Tokyo Medical and Dental University (Japonsko) jsem se
zabývala problematikou modelování přenosu žvýkacích sil na čelist a určením kritické velikosti
působících sil ve vztahu k potenciálním rizikům poškození ústních tkání. Tato práce byla zaměřena na
kvantifikaci a rozdělení redukovaného napětí vytvořeného v čelisti při přenosu žvýkacích sil (Borák et
al. 2011).
Cílem studie bylo zavést postup pro výpočet Youngových modulů pružnosti (E1 a E2, fáze 1 a fáze 2)
periodontálního vazu pro matematický model využitelný pro analýzu rozdělení napětí v čelisti.
Hodnoty E1 byly zvoleny v rozmezí 0,05 až 0,1 MPa. Hodnoty E2 byly v rozmezí 0,1 až 10,0 MPa.
Morfologie kostí a zubů byla skenována z reálných čelistí a zubů. Na základě 3D skenů byl vytvočen
geometrický model dolní čelisti pomocí metody FEM.
Model (Obr. 63) ukázal dobrou shodu s dříve zjištěným pohybem premoláru „in vivo“. K této shodě
došlo, když byly hodnoty Youngova modulu pružnosti E1 pro první fázový pohyb zubu 0,05 MPa a
hodnoty E2 pro druhou fázi 8,0 MPa. Analýza modelu ukázala, že pozoruhodně vysoké maximum bylo
zjištěno pro tlakové napětí v oblasti krčku zubu v kortikální kosti a pro napětí v tahu v oblasti
připevnění žvýkacího svalu (Obr. 64).
Bilineární elastické vlastnosti použité v modelu byly schopny předpovídat pohyby zubu s dostatečnou
přesností. Pro budoucí matematické modely je však nezbytné zohlednit další faktory související s
morfologií zubu a čelisti, které mohou mít významný vliv na výsledný výpočtový model a hodnoty
napětí, respektive jeho rozložení v kostní tkáni dolní čelisti (Obr. 65). Proto je nezbytná pečlivá
individuální parametrizace morfologie.
87
Obr. 63. Vizualizace geometrického modelu dolní čelisti (a), zubu (b), příčného řezu segmentem dolní
čelisti (c) a specifikace směru působící (modelové) síly na zub a čelist. Červená - kortikalis, fialová spongióza,
Světle modrá - zub, tmavě modrá - periodoncium (Upraveno dle Borák et al. 2011).
Obr. 64. Vizualizace rozložení redukovaného napětí v dolní čelisti přizatížení jednoho zubu. Tahové
napětí (vlevo) a tlakové napětí (vpravo) jsou znázorněny pro celou čelist a průřez distální polovinou u
premoláru (Upraveno dle Borák et al. 2011).
Obr. 65. Vizualizace rozložení redukovaného napětí v okolí jednoho zubu (premoláru). Rozložení
napětí spongiózní kosti na řadě průřezů z distální (vlevo) do mesiální (vpravo) roviny (Upraveno dle
Borák et al. 2011).
d
88
12.9. Průmyslové vzory dentálních implantátů
V rámci Stomatologického výzkumného centra LF MU Brno (2005-2011) jsem se spolu s kolegy
z našeho pracoviště (prof. J. Vaněk, MUDr. Patrik Prachár) a dalšími kolegy ze spolupracujících
pracovišť podílela na vývoji dentálních implantátů PV-I až PV-V (přehledně viz tabulka 13). Cílem
tvorby těchto dentálních implantátů, respektive jejich tvaru, bylo co nejširší možnost využití s
ohledem na anatomickou variabilitu čelistí a rovněž indikaci, tedy tak, aby mohly být použity od
náhrady jednotlivého zubu až po řešení čelistí bezzubých. Tyto implantáty byly schváleny jako
průmyslové vzory. Popis a zkušenosti s těmito implantáty (PV I) byly publikovány v práci Prachár et al.
(2015).
Průmyslové vzory zahrnují pět odlišných dentálních nitrokostních implantátů, které se liší svým
tvarovým provedením. Nové tvary implantátů zabezpečují především optimální rozložení napětí při
zatížení implantátu. Okraj koronární části je zkosen tak, aby pro umožnil hlubšího zavedení
implantátu do kosti a zabránil napětí souvisejícímu s resorpci kosti (corticalis). Implantáty byly
konstruovány tak aby měly různé úhly sbíhavosti a měly různé typy a počty závitů přizpůsobené
hustotě kosti se zvláštním ohledem na antirotačními prvky.
Dentální implantát I (PV I)
Autoři: Patrik Prachár, Sonia Bartáková, Juraj Strecha, Jiří Vaněk, František Hnilica,
Vítězslav Březina, Antonín Martikáň
Dentální implantát II (PV II)
Autoři: Patrik Prachár, Sonia Bartáková, Juraj Strecha, Jiří Vaněk, František Hnilica,
Vítězslav Březina, Antonín Martikáň
Dentální implantát III (PV III)
Autoři: Patrik Prachár, Sonia Bartáková, Juraj Strecha, Jiří Vaněk, František Hnilica,
Vítězslav Březina, Antonín Martikáň
Dentální implantát IV (PV IV)
Autoři: Patrik Prachár, Sonia Bartáková, Juraj Strecha, Jiří Vaněk, František Hnilica,
Vítězslav Březina, Antonín Martikáň
Dentální implantát V (PV V)
Autoři: Patrik Prachár, Sonia Bartáková, Juraj Strecha, Jiří Vaněk, František Hnilica,
Vítězslav Březina, Antonín Martikáň
Tabulka 13. Přehled průmyslových vzorů dentálních implantátů.
89
12.10. Závěr
Předkládaná habilitační práce je tvořena přehledem současných znalostí o titanu a slitinách titanu
z biomedicínského hlediska. Jednotlivé kapitoly úvodní části práce jsou zaměřeny na aspekty důležité
pro posouzení biokompatibility, oseointegrace a celkové úspěšností zubních implantátů v klinické
praxi. Pozornost byla věnována především chemickému složení slitin titanu, mechanickým
vlastnostem titanu a jeho slitin, korozivitě a odolnosti vůči mechanickému namáhání a opotřebení.
Součástí posouzení vhodnosti titanu a jeho slitin pro zubní implantáty bylo i kritické zhodnocení
jednotlivých metod výroby a materiálového zpracování. Nemenší pozornost byla věnována metodám
povrchové úpravy materiálu pro podporu biokompatibity.
V práci jsem se zaměřila na popis a zhodnocení jednotlivých metod posouzení biokompatibility titanu
a slitin titanu, a to jak v oblasti cytotoxicity materiálu, testů adherence buněk na povrch materiálu,
tak v oblasti komplexních metod posouzení biokompatibility. Pozornost jsem věnovala i faktorům
ovlivňujícím oseointegraci, tedy procesu vytváření povrhu TiO2 a povlakování povrchu materiály pro
podporu oseointegrace. V neposlední řadě je obecná část práce věnována i současným trendům ve
výzkumu titanu a titanových slitin pro budoucí uplatnění v zubní implantologii a klinickým testům.
Ve druhé části habilitační práce jsem se zaměřila na popis vlastních výsledků získaných v dané
problematice v období 2003-2020. Výsledky byly publikovány v odborných časopisech a v habilitační
práci jsem stručně popsala problematiku jednotlivých studií a uvedla hlavní výsledky. Získané
poznatky a závěry těchto prací lze shrnout takto:
1. Testy cytokompatibility slitin titanu a zušlechťujících (legujících) prvků prokázaly, že vhodnot
příměsí klesá v pořadí Ta Ni Va Mo.
2. V experimentu využívajícím simulované tělní tekutiny pro posouzení korozivity Ti-Nb-Ta byla
prokázána malá korozivita a stinaTi-33.5NI-5.7Ta byla charakterizována jako biokompatibilní
a vhodná pro výrobu zubních implantátů.
3. Testy adherence buněk na povrch slitin titanu a různých legujících prvků (Ta, Fe, Nb, V, Mo)
prokázaly, že ionty Fe a V snižují rychlost adherence a plochu pokrytí povrchu testovaného
materiálu.
4. V testech bylo prokázáno, že metoda úpravy povrchu výrazně ovlivňuje růst lidských
osteoblastů na povrchu Ti. Růst osteoblastů byl podpořen na leštěném a leptaném povrhu
oproti pouze leštěnému povrchu. Adsorpci fibrinogenu podpořila úprava povrchu:
uhlovodíkové povlaky obohacené titanem.
5. Mikroreliéf povrchu materiálu (microroughness) pozitivně ovlivňuje adsorpci
deoxynukleotidů na povrch titanu. Vhodnou mikro- a nano- strukturu lze sledovat pomocí
difrakčního optického sensoru.
6. In vitro studie prokázala vhodnost povlakování povrchu titanu hydroxyapatitem
(naprašovaný HA), a to pomocí hodnocení adherence, hustoty a růstu buněk kostní dřeně
laboratorních krys. Vhodnost povlakování pro adherenci buněk byla potvrzena i pomocí
vybraných markerů (množství DNA a alkalické fosfatázy).
7. Testy dentálních implantátů VP uskutečnéné in vivo v holenní kosti miniprasátek (ve
spolupráci s Tokijskou lékařskou a dentální univerzitou) prokázaly dobrou oseointegraci a
stabilitu implantátů v kosti (ISQ – implant stability qoutient).
90
8. Pro biointegraci zubního implantátu je důležitá mikro- a nano- struktura povrchu. Naše studie
prokázaly, že pomocí mikroskopických technik AFM (Atomic force Microscopy) a 3Digitální
mikroskopie (3-D digital microscopy) lze účinně kontrolovat vhodnost struktury povrchu
vzniklou po ukončení technologické fáze, tedy po jednotlivých typech opracování (úpravy)
povrchu.
9. Matematickým modelováním v programovém prostředí ANSYS lze pomocí deformační
analýzy určit části zubních implantátů (v habilitační práci jsou uvedeny čepelkové, válcové,
diskové implantáty), které po zavedení do kostní tkáně vykazují kriticky vysoké hodnoty
napětí. Lze tak indikovat potenciální zlomy zubních implantátů
10. Matematickým modelováním systému implantát-kost a simulací různě velikých žvýkacích sil
působících na implantát lze simulovat a predikovat vznik kritického napětí v periodonciu a
okolní kosti. Tato místa jsou riziková z hlediska vzniku resorpce kosti.
Závěrem lze říci, že předkládaná habilitační práce shrnuje současné poznatky o titanu a slitinách
titanu z hlediska materiálových vlastností a biokompatibility a oseointegrace. Rovněž představuje
průřez odbornou prací autorky za posledních 15 let. Na základě této habilitační práce lze shrnout, že
problematika titanu a jeho slitin se v oblasti výzkumu a klinické praxe dynamicky vyvíjí a díky
rychlému rozvoji technologií je příslibem pro široké uplatnění těchto materiálů v zubním lékařství.
12.11. Seznam publikací autorky v období 2003-2019
2003
Bartáková, S., Suchánek, J., Mičulka, J., Vaněk, J.: Computer simulation of bony tissue response
to a partial removable denture fitted to a lower jaw. Scr. Medica 2003, 76, s. 21-28.
2004
Bartáková, S., Vaněk, J.: Index CPITN u fixních protetických náhrad z Wironu a drahokovu
Aurixu. Čes. Stomat. 2004, 104, č. 104, s. 135-139, ISSN 1210-7891
2005
Prachár P., Vaněk J., Bartáková S., Březina V.:Růst buněk stabilizované buněčné linie HeLa ve
výluhu chromkobaltové slitiny povrchově upravené nitridem titanu a nitridem zirkonia.
Prakt. Zub. Lék., roč. 53, 2005, č. 1, s. 12-14. ISSN 1213-0613.
Prachár P., Vaněk J., Cvrček L., Bartáková S.: Vlastnosti povrchové vrstvy chromkobaltové
slitiny povlakované nitridem titanu a nitridem zirkonia. Prakt. Zub. Lék., roč. 53, 2005, č. 4,
s. 65-67. ISSN 1213-0613.
Vaněk J., Prachár P., Bartáková S., Březina V., Freyburg L.: Biologické testy chromkobaltové
slitiny povrchově upravené nitridem titanu a nitridem zirkonia. Čes. Stomat., roč. 105, 2005,
č. 6, s. 149-153. ISSN 1213-0613.
91
2007
Bartáková, S., Prachár, P., Cvrček, L., Březina, V., Vaněk, J.: Vyhodnocení chemické stability
povlakované vrstvy nitridu zirkonia na základní konstrukci z chromkobaltové slitiny. Prakt.
zub. Lék., Roč. 55, 2007, č. 4, s. 63-66.
Vetterl V., Vaněk J., Silvennionen M., Hasoň S., Strašák L., Černochová P., Prachár P., Bartáková
S., Jančářová E., Matalová S.: Biophysical approaches in dentistry. European Biophysics
Journal, Berlín Heidelberg, 2007, vol. 36, s. 168. ISSN 1432-1017.
2008
Bartáková, S., Prachár, P., Vaněk J.: Klasifikace defektů chrupu. StomaTeam, 2/2008, roč. 8, s.
18-20, ISSN 1214-147X.
Bartáková, S., Prachár, P., Vaněk, J.: Klasifikace Defektů chrupu II. StomaTeam, 3/2008, roč. 8,
s. 24-26, ISSN 1214-147X.
Vaněk J., Březina V., Prachár P., Bartáková S., Jenča A. Regenerace mezenchymálních
pluripotentních buněk maxilofaciální tkáně v experimentu in vitro; Biomedicíncké postupy,
Zborník referátov, Slovensko, Košice, 2008, s. 8-12, ISBN 978-80-89361-28-1.
Prachár P., Bartáková S., Kuklová J., Špička M., Vaněk J., Strecha J.: Získané hypodoncie – nádor
a ozáření ve spojitosti s implantologií. Biomedicínské postupy, Zborník referátov, Slovensko,
Košice, 2008, s. 123-130, ISBN 978-80-89361-28-1.
Prachár P., Bartáková S., Augustin P., Strecha J., Vaněk J. Paréza n. facialis v dětství a
hypodoncie. Biomedicínské postupy, Zborník referátov, Slovensko, Košice, 2008, s. 165-171,
ISBN 978-80-89361-28-1.
Prachár P., Bartáková S., Vaněk J. Lymfangioma faciei a hypodoncie. Biomedicíncké postupy,
Zborník referátov, Slovensko, Košice, 2008, s. 176-181, ISBN 978-80-89361-28-1.
Prachár P., Bartáková S., Černochová P., Vaněk J. Ektodermální dysplazie a dentální
implantologie. Biomedicíncké postupy, Zborník referátov, Slovensko, Košice, 2008, s. 221-
227, ISBN 978-80-89361-28-1.
Bartáková, S., Roubalíková, L., Vaněk, J.:E-learning ve stomatologii a zubním lékařství,
MEFANET report 01, ISBN 987-80-4539-2
Tuononen, H., Sivennoinen, M., Myller, K., Silvennoinen, R., Vetterl, V., Vaněk, J., Hasoň, S.,
Bartáková, S. (2008): Optical sensing of attached ODN and dsDNA molecules on biomaterial
surface. Proceedings of the 2nd International Topical Meeting on Optical Sensing and
Artificial Vision (OSAV'2008), Saint Petersburg, Russia. 2008, p. 262-269.
2009
Bartáková, S., Prachár,P., Strecha, J., Podhorná, B., Březina, V., Vaněk, J. Titanové slitiny s
příměsí železa: Analýza materiálových vlastností, biokompatibility a vhodnosti pro aplikaci v
92
dentální implantologii. Stomatológ, Bratislava: Slovenská komora zubných lekárov, 2009,
XIX, 2, od s. 19-24, 6 s. ISSN 1335-0005.
Bartáková, S., Prachár, P., Kudrman, J., Březina, V., Podhorná, B., Černochová, P., Vaněk, J.,
Strecha, J. (2009): New titanium  alloys for dental implantology and their laboratory-based
assays of biocompatibility. Scripta Medica, 2009, 82: 76-82.
Bartáková, S., Prachár P., Hasoň S., Silvennoinen R., Cvrček L., Strašák L., Fojt L., Avranas A.,
Vetterl V. (2009): Biofyzikální mechanismy určující biokompatibilitu dentálních implantátů a
podmiňující jejich oseointegraci. Česká stomatologie, 2009, 109: 48 –53.
Prachár, P., Bartáková, S., Strecha, J., Březina, V., Kudrman, J. Struktura implantátů ovlivňuje
růst buněk. Stomatológ, Bratislave: Slovenská komora zubných lekérov, 2009, XIX, 2, od
s. 16-18, 3 s. ISSN 1335-0005.
Strecha, J., Jurkovič, R., Siebert, T., Bartáková, S. Pooextrakčné augmentácie alveolárneho
hrebeňa maxily. Stomatológ, Bratislava: Slovenská komora zubných lekárov, 2009, XIX, 2, od
s. 45-51, 7 s. ISSN 1335-0005.
Strecha, J., Jurkovič, R., Siebert, T., Prachár, P., Bartáková, S. Plastika vestibularnej steny
alveolárneho výbežku maxily periostálnym lalokom. Stomatológ, Bratislava: Slovenská
komora zubných lekárov, 2009, XIX, 1, od s. 26-30, 5 s. ISSN 1335-0005.
Strecha, J., Jurkovič, R., Siebert, T., Bartáková, S., Fojtíková, E. Individuálna titanokeramická
nadstavba. Česká stomatologie, Praha: Česká lékařská společnost J.E.Purkyně, 2009,109, 5,
od s. 92-97, 6 s. ISSN 1213-0613.
Strecha, J., Jurkovič, R., Bartáková, S., Siebert, T., Prachár, P. Implantologická liečba po
parodontitickej deštrukcii alveolárnej kosti. Stomatológ, Bratislava: Slovenská komora
zubných lekárov, 2009, XIX, 3, od s. 28-32, 5 s. ISSN 1335-0005.
Bartáková, S., Prachár, P., Kudrman, J., Podhorná, B., Březina, V., a Strecha, J. Binární titanniobové
slitiny a jejich biokompatibilita. Stomatológ, Bratislava: Slovenská komora zubných
lekárov, 2009, IX, 1, od s. 39-42, 4 s. ISSN 1335-0005. 2009.
2010
Silvennoinen, R., Hasoň S., Vetterl, V., Penttinen, N., Silvennoinen, M., Myller, K., Černochová,
P., Bartáková, S., Prachár, P., Cvrček, L.: Diffractive-optics-based sensor as a tool for
detection of biocompatibility of titanium and titanium-doped hydrocarbon samples.
Applied Optics. 2010, 49:5583-5591, ISSN: 0003-6935, IF 1,410.
Borák, L., Marcián, P., Florián, Z., Bartáková, S.: Biomechanical Study of Disk Implants, Part I.
Engineering Mechanics, 2010, roč. 17, č. 1, s. 49-60. ISSN: 1802- 1484.
Strecha, J., Jurkovic, R., Siebert, T., Prachár, P., Bartáková, S.: Fixed Bicortical Screw and Blade
Implants as a Non-Standard Solution to an Edentulous (Toothless) Mandible. Int. J. Oral Sci.,
2, od s. 105-110, 6 s. ISSN 1674-2818. 2010. doi:10.4248/IJOS10030
2011
93
Borák, L., Florian, Z., Bartáková, S., Prachár, P., Murakami, N., Ona, M., Igarashi, Y.,
Wakabayashi, N.: Bilinear elastic property of the periodontal ligament for simulation using a
finite element mandible model. Dental Material Journal, 2011, 30:448-454. ISSN: 0287-
4547, IF 0,93.
Hao, J., Kuroda, S., Ohya, K., Bartáková, S., Aoki, H., Kasugai, S.: Enhanced osteoblast and
osteoclast responses to a thin film sputtered hydroxyapatite coating. Journal of Materials
Science: Materials in Medicine. 2011, 22:1489-99. ISSN: 0957-4530 (print version), ISSN:
1573-4838 (electronic version), IF 2,325.
Prachár, P., Bartáková, S., Kassugai, S., Martikáň, A., Martikáň, T., Vaněk, J.: Povlakování HA u
modifikace implantátu PV I, Stomatológ, 2011, Bratislava, 21, 1, s. 48- 54, 7 s. ISSN 1335-
0005.
Strecha, J., Bartáková, S., Prachár, P.: Doľná snímateľná totálna zubná náhrada podopretá
bikortikálnymi skrutkovými implantátmi. Stomatológ, Bratislava, 2011: Slovenská komora
zubných lekárov, 21, 1, od s. 42-47, 6 s. ISSN 1335-0005.
Prachár, P., Bartáková, S., Kuklová, J., Strecha, J., Vaněk, J.: Možnosti ošetření u ektodermální
dysplazie. Stomatológ, Bratislava: Slovenská komora zubných lekárov, 21, 3, od s. 25-29, 5 s.
ISSN 1335-0005. 2011
2012
Málek J., Hnilica F., Smola B., Bartáková S., Vaněk J.: The influence of chemical composition
and thermo-mechanical treatment on Ti-Nb-Ta-Zr alloys. Materials and Design, 2012, 35:
731-740. ISSN: 0261-3069, IF: 2,200.
Málek, J., Hnilica, F., Veselý, J., Smola, B., Bartáková, S., Vaněk, J.: Microstructure and
mechanical properties of Ti-35Nb-6Ta alloy after thermomechanical treatment. Materials
Characterization, 2012, 66: 75-82. ISSN 1044-5803. IF 1,572.
Tsutsumi, Y., Bartáková, S., Prachár, P., Yalatu, S., Migita, S., Doi, H., Nomura, N., Hanawa, T.
Long-Term Corrosion Behavior of Biocompatible β-Type Ti Alloy in Simulated Body Fluid.
Journal of The Electrochemical Society, 2012, 159: 435-440, ISSN: 0013-4651. IF 2,59.
Marcián, P., Borák, L., Florián, Z., Bartáková, S., Konečný, O., Navrátil, P. Biomechanical study
of the bone tissue with dental implants interaction. Applied and Computational Mechanics,
2012, roč. 2011, č. 2, s. 173-186. ISSN: 1802- 680X.
2013
Prachár, P., Bartáková, S., Černochová, P., Vaněk, J. (2013): Dentální implantologie při léčbě
následků parézy nervus facialis v dětském věku. Česká stomatologie a Praktické zubní
lékařství, Praha, Česká lékařská společnost Jana Evangelisty Purkyně. ISSN 1213-0613, 2013,
vol. 113, no. 5, pp. 120-125.
2014
Prachár, P., Bartáková, S., Vaněk, J. (2014): The titanium PV I endosteal implant from betatitanium
alloy Ti 38Nb 6Ta. Biomedical Papers, Doi: 10.5507/bp.2014.011.
94
2015
Bartáková, S., Prachár, P., Dvořák, I., Hrubý, V., Vaněk, J., Pospíchal, M., Svoboda, E., Martikáň,
A. (2015): Mechanical properties and microstructure of Ti-35.5Nb-5.7Ta beta alloy:
Optimization of material processing for the alloy application in dental implantology.
Bratislava Medical Journal - Bratislavské lékarske listy, 116(2): 88-92. AEPress, Slovakia.
ISSN 0006-9248. doi:10.4149/BLL_2015_016.
Prachár, P., Bartáková, S., Březina, V., Cvrček, L., Vaněk, J. (2015): Cytocompatibility of
implants coated with titanium nitride and zirconium nitride. Bratislava Medical Journal,
Bratislava, Slovakia. 116(3):154-6, ISSN 0006-9248.
2018
Málek, J., Hnilica, F., Bartáková, S., Mika, P., Veselý, J. (2018): The effect of different forms of
oxygen on properties of beta titanium alloys. Acta Polytechnica, 58: 179-183.
2019
Bartáková, S., Málek, J., Prachár, P. (2019): The Effect of Oxygen Addition on Microstructure
and Mechanical Properties of Various Beta-Titanium Alloys. JOM, The Journal of Minerals,
Metals & Materials Society. https://doi.org/10.1007/s11837-019-03879-w. Publikováno
elektronicky: 29.10.2019, publikování fyzické kopie: duben 2020.
13. Seznam použité literatury
1. Aalam, A.A., Nowzari, H. (2005): Clinical Evaluation of Dental Implants with Surfaces
Roughened by Anodix Oxidation, Dual-Etching Implants, and Machined Implants. Journal of
Oral and Maxilofacial Implants, 20: 793-798.
2. Adya, M., Alam, T., Ravindranath, T., Mubeen, A., Saluja, B. (2005): Corrosion in titanium
dental implants: literature review. Journal of Indial Prosthodontic Society, 5: 126-131.
3. Afzali, P., Ghomashchi, R., Oskouei, R.H. (2019): On the Corrosion Behaviour of Low Modulus
Titanium Alloys for Medical Implant Applications: A Review. Metals, 9: 878.
4. Acharya, T., Panicker, A.G., Gopal, V., Dabas, S.S., Manivasagam, G., Suwas, S., Chatterjee,
K. (2020): Surface mechanical attrition treatment of low modulus Ti-Nb-Ta-O alloy for
orthopedic applications. Materials Science and Engineering: C. E-aheadd publication No.
110729.
95
5. Albrektsson, T., Berglundh, T., Lindhe, J. (2003): Osseointegration: Historic background and
current concepts. In: Clinical Periodontology and Implant Dentistry, 4th ed., Blackwell
Munksgaard, Oxford, p. 809 – 820.
6. Albrektsson, T., Wennerberg, A. (2005): The impact of oral implants - past and future. Journal
of Canadian Dental Association, 71: 327 s.
7. Albrektsson, T., Wennerberg, A. (2019): On osseointegration in relation to implant surfaces.
Clinical Implant Dental Related Research, 21: 4–7.
8. Alghamdi, H.S., Cuijpers, V.M.J.I., Wolke, J.G.C., van den Beucken, J.J.J.P., Jansen, J.A.
(2013): calcium-phosphate-coated Oral Implants Promote Osseointegration in Osteoporosis.
Journal of Dental Research, DOI: 10.1177/0022034513505769.
9. Alla, R.K., Ginjupalli, K., Upadhya, N., Shammas, M., Ravi, R.K., Sekhar, R. (2011): Surface
Roughness of Implants: A Review. Trends Biomaterials and Artificial Organs, 25: 112-118.
10. Al Mugeiren, O.M., Baseer, M.A. (2019): Dental implant bioactive surface modifiers: An
update. Journal of International Society of Preventive Community Dententisty. 9: 1-4.
11. Andrade, A., Morcelli, A., Lobo, R. (2010): Deformation and fracture of an alpha/beta
titanium alloy. Matéria, 15: 364-370.
12. Annunziata, M., Oliva, A., Basile, M.A., Giordano, M., Mazzola, N., Rizzo, A., Lanza, A.,
Guida, L. (2011): The effects of titanium nitridecoating on the topographic and biological
features of TPS implant surfaces. Journal of Dentistry, 39: 720–728.
13. Archbold, J. (1999): Sintering temperature effectson the mechanical properties of porouscoated
Ti-6Al-4V ELI alloys. Thesis, University of Otawa, 96 s.
14. Aried, N., Kangasniemi, I., Soderling, E., Narhi, T.O. (2018): Ultraviolet photofunctionalization
of nanostructured titanium surfaces enhances thrombogenicity and platelet response. Journal
of Materials Science. Materials in Medicine, 29: 56.
15. Ashby, M.F. (1974): A first report on sintering diagrams, Acta Metalurgica, 22: 275-288.
16. Ataya, A., Kline, K.P., Cope, J., Alnuaimat, H. (2015): Titanium exposure and yellow nail
syndrome. Respiratory Medicine Case Reports, 16: 146-147.
96
17. Azarniya, A., Colera, X.G., Mirzaali, M.J., Sovizi, S., Bartolomeu, F. et al. (2019): Additive
manufacturing of Ti-6Al-4V parts through laser metal deposition (LMD): Process,
microstructure, and mechanical properties. Journal of Alloys and Compounds 804: 163-191.
18. Babuška, V., Dobrá, J., Kulda, V., Kripnerová, M., Moztarzadeh, A., Bolek, L. Lahoda, J.,
Hrušák, D. (2015): Comparison of Fibroblast and Osteoblast Response to Cultivation on
Titanium Implants with Different Grain Sizes. Journal of Nanomaterials, Volu. 2015, Article ID
920893, 9 pages. https://doi.org/10.1155/2015/920893
19. Bania, P.J. (1993): Titanium Alloys in the 1990’s. In: D. Eylon, R.R. Boyer, D.A. Koss (Eds.): The
Mineral, Metals & Materials Society, Warrendale, PA, 1993, pp. 3–14.
20. Bartáková, S. (2005): Protetické řešení zkráceného zubního oblouku. Doktorská disertační
práce. Lékařská fakulta Masarykovy univerzity, Brno. 94 s.
21. Bartáková, S., Málek, J., Prachár, P. (2019): The Effect of Oxygen Addition on Microstructure
and Mechanical Properties of Various Beta-Titanium Alloys. JOM,
https://doi.org/10.1007/s11837-019-03879-w 2019 The Minerals, Metals & Materials Society.
22. Bartáková S., Prachár P., Cvrček L., Březina V., Vaněk J. (2007): Vyhodnocení chemické
stability povlakované vrstvy nitridu zirkonia na základní konstrukci z chromkobaltové slitiny.
Praktické zubní Lékařství., 55: 63–66
23. Bartáková, S., Prachár, P., Kudrman, J., Březina, V., Podhorná, B., Černochová, P., Vaněk, J.,
Strecha, J. (2009a): New titanium  alloys for dental implantology and their laboratory-based
assays of biocompatibility. Scripta Medica, 82: 76-82.
24. Bartáková, S., Prachár, P., Strecha, J., Podhorná, B., Kudrman, J., Hnilica, F., Březina, V.,
Vaněk, J. (2009b): Titanové slitiny s příměsí železa: Analýza materiálových vlastností,
biokompatibility a vhodnosti pro aplikaci v dentální implantologii, Stomatológ, 19: 19-24.
25. Bartáková S., Prachár P., Kudrman J., Podhorná B., Černochová P., Březina V. (2009c): Binární
titan-tantalové slitiny a jejich biokompatibilita. Praktické zubní lékařství, 57: 37-40.
26. Bartáková S., Prachár P., Kudrman J., Podhorná B., Černochová P., Podhorná, B., Březina V.,
Strecha, J. (2009d): Binární titan-niobové slitiny a jejich biokompatibilita. Stomatológ,
Bratislava: 19: 39-42.
27. Bartáková S., Prachár P., Hasoň S., Silvennoinen R., Cvrček L., Strašák L., Fojt L., Avranas A.,
Vetterl V. (2009e): Biofyzikální mechanismy určující biokompatibilitu dentálních implantátů a
podmiňující jejich oseointegraci. Česká stomatologie, 109: 48 –53.
97
28. Bartáková S., Prachár P., Dvořák I., Hrubý V., Vaněk J., Pospíchal M., Svoboda E., Martikáň
A., Konečná H., Sedlák I. (2015): Mechanical properties and microstructure of Ti-35.5Nb-5.7Ta
beta alloy: Optimization of material processing for the alloy application in dental
implantology. Bratislava Medical Journal - Bratislavské lékarske listy, 116: 88-92.
29. Bartáková, S., Suchánek, J., Mičulka, J., Vaněk J. (2003): Computer Simulation of Bony Tissue
Response to a Partial Removable Denture Fitted to a Lower Jaw. Scripta medica, 76: 21-28.
30. Black, J. (1992): Biological Performance of Materials: Fundamentals of Biocompatibility, 2nd
ed., Marcel Dekker.
31. Bonollo, F., Natali, A. N., Pavan, P. G. (2003): Dental devices in titanium-based materials via
casting route. In: Dental Biomechanics . 1st edition. Taylor & Francis Group, p. 90-110.
32. Borák, L., Florián, Z., Bartáková, S., Prachár, P., Murakami, N., Ona, M., Igarashi, Y.,
Wakabayashi, N. (2011): Bilinear elastic property of the periodontal ligament for simulation
using a finite element mandible model. Dental Materials Journal, 30: 448-454.
33. Borsari, V., Giavaresi, G., Fini, M., Torricelli, P., Salito, A., Chiesa, R., Chiusoli, L., Volpert, A.,
Rimondini, L., Giardino, R. (2005): Physical characterization of different-roughness titanium
surfaces, with and without hydroxyapatite coating, and their effect on human osteoblast-like
cells. Journal of Biomedical Materials Research B, Applied Biomaterials, 75: 359-68.
34. Brammer, K.S., Brammer, Oh, S., Frandsen, C.J., Jin, S. (2011): Biomaterials and
Biotechnology Schemes Utilizing TiO2 Nanotube Arrays. In: R. Pignatello (Ed.): Materials
Science. Biomaterials. Biomaterials Science and Engineering. IntTech book.
http://www.intechopen.com/books/biomaterials-science-and-engineering/biomaterials-and-
biotechnology-schemes-utilizing-tio2-nanotube-arrays
35. Breme, J., Steinhäuser, E., Paulus, G. (1988): Commercially pure titanium Steinhäuser plate ±
screw system for maxillofacial surgery. Biomaterials, 9: 310–313.
36. Bumgardner, J.D., Johansson, B.I. (1998). Effects of titanium-dental restorative alloy galvanic
couples on cultured cells. Journal of Biomedical Material Research, 43: 184–191.
37. Burungapalli, K., Razavi, M., Zhou, L., Huang, Y. (2016): In Vitro Cytocompatibility Study of a
Medical beta-Type Ti-35.5Nb-5.7Ta Titanium Alloy. Journal of Biomaterials and Tissue
Engineering, 6: 1–8.
38. Carlsson, L.V., MacDonald, W., Magnus Jacobsson, C., Albrektsson T. (2004):
Osseointegration Principles in Orthopedics: Basic Research and Clinical Applications. In: M.J.
98
Yaszemski D.J. Trantolo, K.-U. Lewandrowski, V. Hasirci, D.E. Altobelli, D.L. Wise. (eds.)
Biomaterials in Orthopedics. United States of America: Marcel Dekker, p. 223-240.
39. Caous, J.S., Lövenklev, M., Fäldt, J., Langton, M. (2013): Adhesion of Streptococcus mitis and
Actinomyces oris in co-culture to machined and anodized titanium surfaces as affected by
atmosphere and pH. BMC Oral Health, doi: 10.1186/1472-6831-13-4.
40. Capitanu, L., Onisoru, J., Iarovici, A., Tiganesteanu, C. (2008): Scratching mechanisms of hip
artificial joints. Tribology in Industry, 30: 23-32.
41. Chandar, S., Kotian, R., Madhyastha, P., Kabekkodu, S.P., Rao, P. (2017): In vitro evaluation
of cytotoxicity and corrosion behavior of commercially pure titanium and Ti-6Al-4V alloy for
dental implants. The Journal of Indian Prosthodontic Society, 17: 35-40.
42. Chaturvedi, T.P. (2009): An overview of the corrosion aspect of dental implants (titanium and
its alloys). Indian Journal of Dental Research, 20: 91-98.
43. Chou, L., Firth, J.D., Uitto, V.J., Brunette, D.M, (1998). Effects of titanium substratum and
grooved surface topography on metalloproteinase-2 expression in human fibroblasts. Journal
of Biomedical Material Research, 39: 437–445.
44. Chu, H.J., Liang, C.J., Chen, C.H., He, J.L. (2017): Optical emission spectroscopic determination
of the optimum regions for micro-arc oxidation of titanium. Surf. Coat. Technol., 325: 166–
173.
45. Chung, K.H., Liu, G.T., Duh, J.G., Wang, J.H. (2004): Biocompatibility of a titanium-aluminium
film coating on a dental alloy. Surface and Coating Technology, 188-189: 745-749.
46. Ciocan, L.T., Miculescu, F., Miculescu, M., Patrascu, I. (2011). Biological Reactions to Dental
Implants, Implant Dentistry - A Rapidly Evolving Practice, Prof. Ilser Turkyilmaz (Ed.), ISBN:
978-953- 307-658-4, InTech Publication, Available from:
http://www.intechopen.com/books/implant-dentistry-a-rapidly-evolving- practice/biological-
reactions-to-dental-implants
47. Cochran, D.L. (1999): Endosseous dental implant surfaces in human clinical trials. A
comparison using meta-analysis. Journal of Periodontology, 70: 1523-1539.
48. Colceriu, A., Fratila, C., Roman, I., Moldovan, M., Trif, M., Prejmerean, C., Tamas, C. (2008):
Microstructural and cytotoxicity evaluation for different surface treatments of TA6V4 alloy.
European Cells and Materials, 16 (Suppl. 1), p. 29.
99
49. Conforto, E., Aronsson, B.-O., Salito, A., Crestou, C., Caillard, D. (2004): Rough surfaces of
titanium and titanium alloys for implants and prosthesis. Materials Science and Engineering, C,
24: 611- 618.
50. Cotell, C. M. (1993): Pulsed-laser deposition and processing of biocompatible hydroxylapatite
thin-films. Applied Surface Science, 69: 140-148.
51. De Jonge, L.T., Leeuwenburgh, S.C.G., Wolke, J.G.C., Jansen, J.A. (2008): Organic-inorganic
surface modifications for titanium implant surfaes. Pharmaceutical Research, 25: 2357-2369.
52. Dilea, M., Mazare, A., Ionita, D., Demetrescu, I. (2013): Comparison between corrosion
behaviour of implant alloys Ti6Al7Nb and Ti6Al4Zr in artificial saliva. Materials and Corrosion,
64: 493–499.
53. Dimić, I., Cvijović‐Alagić, I., Hohenwarter, A., Pippan, R., Kojić, V., Bajat, J., Rakin, M.
(2017): Electrochemical and biocompatibility examinations of high‐pressure torsion processed
titanium and Ti–13Nb–13Zr alloy. Journal of Biomedical Material Research, Part B, DOI:
10.1002/jbm.b.33919.
54. Dragan-Raileanu , L.A., Cotrutz , C.E., Munteanu , C., Strugaru, S., Avram, P., Istrate , B. ,
Petreus, T. (2013): In vitro study regarding the cytotoxicity of some TiNbZr alloys. Annals of
RSCB, 185: 186-191.
55. Dudek, A. (2009): Surface properties in titanium with hydroxyapatite coating. Optica
Applicata, 34: 825-831.
56. Duraccio, D., Mussano, F., Faga, M.G. (2015): Biomaterials for dental implants: current and
future trends. Journal of Material Science, 50: 4779–4812.
57. Eason, R.W. (2007): Pulsed Laser Deposition of Thin Films: Applications-Led Growth of
Functional Materials. ISBN:9780471447092, John Willey and Sons. 649 p.
58. Eisenbarth, E.,Velten, D., Müller,M., Thull, R., Breme, J. (2004): Biocompatibility of βstabilizing
elements of titanium alloys. Biomaterials, 26: 5705–5713.
59. Esen, Z., Tahran Bor, E., Bor, S. (2009): Characterization of loose powder sintered porous
titanium and Ti6Al4V alloy. Turkish Journal of Engineering and. Environmental Science, 33 :
207 – 219.
60. Faria, A.C., Rodrigues, R.C., Antunes, R.P., de Mattos, Mda. G., Rosa, A.L., Ribeiro, R.F.
(2009): Effect of temperature variation on the cytotoxicity of cast dental alloys and
commercially pure titanium. Journal of Applied Oral Science, 17: 421-6.
100
61. Findik, F. (2020): Recent developments of metallic implants for biomedical applications.
Periodicals of Engineering and Natural Sciences, 8: 33-57.
62. Florian, C., Wonneberger, R., Undisz,, A., Kirner, S.V., Wasmuth, K., Spaltmann, D., Krüger,
J., Bonse, J. (2020): Chemical effects during the formation of various types of femtosecond
laser-generated surface structures on titanium alloy. Applied Physics A, 126, Article number:
266. https://doi.org/10.1007/s00339-020-3434-7.
63. Fojt, J. Joska L., Málek J. (2013): Corrosion behaviour of porous Ti– 39Nb alloy for biomedical
applications. Corrosion Science, 71: 78–83.
64. Frank, M.J., Walter, M.S., Rubert, M., Thiede , B., Monjo, M., Reseland , J.E., 1, Haugen,
H.J., Lyngstadaas, S.P. (2014):Cathodic Polarization Coats Titanium Based Implant Materials
with Enamel Matrix Derivate (EMD). Materials, 7: 2210-2228.
65. Friák, M., Counts, W.A., Ma, D., Sander, B., Holec, D., Raabe, D., Neugebauer, J. (2012):
Theory-Guided Materials Design of Multi-Phase Ti-Nb Alloys with Bone-Matching Elastic
Properties. Materials, 5: 1853-1872.
66. Friendmann, A., Friedmann, A., Grize, L., Obrecht, M., Dard, M. (2014): Convergent methods
assessing bone growth in an experimental model at dental implants in the minipig. Annals of
Anatomy, 196: 100-107.
67. Fukuda, A., Takemoto, M., Saito, T., Fujibayashi, S., Neo, M., Pattanayak, D.K.,
Matsushita, T., Sasaki, K., Nishida, N., Kokubo, T. Nakamura, T. (2011): Osteoinduction of
porous Ti implants with a channel structure fabricated by selective laser melting. Acta
Biomaterialia, 7: 2327–2336.
68. Geng, F., Niinomi, M., Nakai, M. (2011): Observation of yielding and strain hardening in a
titanium alloy having high oxygen content. Mater. Sci. Eng. A 528, 5435–5445.
69. Geurtsen, W. (2002): Biocompatibility of Dental Casting Alloys. Critical Reviews in Oral Biology
and Medicine, 13: 71-83.
70. Gordin, D.M., T. Gloriant, T., Chane-Pane, V., Busardo, D., Mitran, V., Ho¨che, D., Vasilescu,
C., Drob, S.I., Cimpean, A. (2012): Surface characterization and biocompatibility of titanium
alloys implanted with nitrogen by Hardion+ technology. Journal of Material Science: Materials
in Medicine, 23: 2953–2966.
71. Grandin, H.M., Berner, S., Dard, M. (2012): A Review of Titanium Zirconium (TiZr) Alloys for
Use in Endosseous Dental Implants. Materials, 5: 1348-1360.
101
72. Grandin, H.M.; Gemperli, A.C.; Dard, M. (2012): Enamel matrix derivative: A review of cellular
effects in vitro and a model of molecular arrangement and functioning. Tissue Eng. Part. B
Rev. 2012, 18, 181–202.
73. Grobecker-Karl, T., Palarie, V., Schneider, S., Karl, M. (2019): Does intraoperative bone
density testing correlate with parameters of primary implant stability? A pilot study in
minipigs. Clin. Exp. Dent. Res., 5 :594–600.
74. Guan, H., van Staden, R.C., Johnson, N.W., Loo, Y.-C. (2011): Dynamic modelling and
simulation of dental implant insertion process — A finite element study. Computational
Mechanics and Design, special issue: Finite Elements in Analysis and Design, 47: 886-897.
75. Guo, R., Liu, B., Xu, R., Cao, Y., Qiu, J., Chen, F., Yan, Z., Liu, Y. (2020): Microstructure and
mechanical properties of powder metallurgy high temperature titanium alloy with high Si
content. Materials Science and Engineering: A, Paper reference No. 138993.
76. Hamlekhan, A., Christos Takoudis, C., Sukotjo, C., Mathew, M.T., Virdi, A., ShahbazianYassar,
R., Shokuhfar, T. (2014): Recent Progress toward Surface Modification of Bone/Dental
Implants with Titanium and Zirconia Dioxide Nanotubes. Journal of Nanotechnology and
Smart Materials, 1: 1-14.
77. Han, J., Yang, Y., Lu, J., Wang, C., Xie, Y., Zheng, X., Zao, Y. Zhang, C. (2017): Sustained release
vancomycin-coated titanium alloy using a novel electrostatic dry powder coating technique
may be a potential strategy to reduce implant-related infection.
78. Hanawa, T. (2019): Titanium–Tissue Interface Reaction and Its Control With Surface
Treatment. Frontiers in Bioengineering and Biotechnology. 7: 170. doi:
10.3389/fbioe.2019.00170.
79. Hansson, H.A., Albrektsson, T., Branemark, P.I. (1983): Structural aspects of the interface
between tissue and titanium implants. Journal of Prosthetic Dentistry. 50: 108–113.
80. Hao, J., Kuroda, S., Ohya, K., Bartáková, S., Aoki, H., Kasugai, S. (2011): Enhanced osteoblast
and osteoclast responses to a thin film sputtered hydroxyapatite coating. Journal of Materials
Science: Materials in Medicine. 22: 1489-99.
81. Hatamleh, M.M., Wu, X., Alnazzawi, A., Watson, J., Watts, D. (2018): Surface characteristics
and biocompatibility of cranioplasty titanium implants following different surface treatments.
Dental Materials, 34: 676-683.
102
82. Helm, D. (1999): Application of Ti-alloys as compressor discs and blades. In TMS - Miner.
Metals & Mater. Soc., Warrendale, PA, USA, 1999, s. 291-298.
83. Himmlová, L., Dostálová, T. Kácovský, A., Konvičková, S. (2004): Influence of implant length
and diameter on stress distribution: a finite element analysis. Journal of Prosthetic Dentistry,
91: 20-25.
84. Homolková, M., Císař, P., Soukup, J., Březina, V. (2014): Innovative test of non transparent
material cytotoxicity. Sborník příspěvků, Metal 2014, Brno, s. 1-8.
85. Hon, Y.-H.,. Wang, J.-Y., Pan, Y.-N. (2003): Composition/phase structure and properties of
titanium-niobium alloys. Materials Transactions, 44: 2384 – 2390.
86. Hrušák, D., Zemko, M., Dluhoš, L., Kraus, L. (2009): Použití nanostrukturního titanu pro
nitrokostní implantáty. In: NANOCON (2009), Sborník konferenčních příspěvků, Rožnov pod
Radhoštěm, 20.-22.10.2009, s. 1-8.
87. Hsu, S.H., Liu, B.S., Lin, W.H., Chiang, H.C., Huang, S.C., Cheng, S.S. (2007): Characterization
and biocompatibility of a titanium dental implant with a laser irradiated and dual-acid etched
surface. Bio-Medical Materials and Engineering, 17: 53–68.
88. Huang, H.H., Hsu, C.H., Pan, S.J., He, J.L., Chen, C.C., Lee, T.L. (2005): Corrosion and cell
adhesion behavior of TiN-coated and ion-nitrided titanium for dental applications. Applied
Surface Science, 244: 252–256.
89. Huang, H.H., Lee, T.H. (2005): Electrochemical impedence spectroscopy study of Ti-6Al-4V
alloy in artificial saliva with fluoride and/or albumin. Dental Materials, 21: 749-755.
90. Hubálková, H., Krňoulová, J. (2009): Materiály a technologie v protetickém zubním lékařství.
Praha: Galén, 2009. 301 s. ISBN 978-80-7262-581-9.
91. Ihde, S. (2005): Principles of BOI: Clinical, Scientific, and Practical Guidelines to 4-D Dental
Implantology. Springer Science & Business Media, 416 s.
92. Jarolímová, P., Voltrová, B., Blahnová, V., Sovková, V., Průchová, E., Hybášek, V., Fojt, J.,
Filová, E. (2020): Mesenchymal stem cell interaction with Ti6Al4V alloy pre-exposed to
simulated body fluid. Royal Society of Chemistry Advances, 10, No. 6858.
93. Jemat, A., Ghazali, M.J., Razali, M., Otsuka, Y. (2015): Surface Modifications and Their Effects
on Titanium Dental Implants. BioMed Research International, Article ID 791725,
http://dx.doi.org/10.1155/2015/791725.
103
94. Jemat, A., Ghazali, M.J., Razali, M., Otsuka, Y. (2018): Microstructural, surface roughness and
wettability of titanium alloy coated by YZP-30wt. % TiO2 for dental application. Jurnal
Teknologi, 80: 45-50.
95. Jemt, T., Olsson, M., Stenport, V.F. (2014): Incidence of First Implant Failure: A
Retroprospective Study of 27 Years of Implant Operations at One Specialist Clinic. Clinical
Implant Dentistry and Related Research, elektronická publikace před zveřejněním: DOI
10.1111/cid.12277.
96. Jung Eun, P., Il Song, P., Tae Sung, B., Min Ho, L. (2014): Electrophoretic Deposition of Carbon
Nanotubes over TiO2 Nanotubes: Evaluation of Surface Properties and Biocompatibility.
Hindawi Publishing Corporation Bioinorganic Chemistry and Applications, Volume 2014,
Article ID 236521, http://dx.doi.org/10.1155/2014/236521.
97. Junker, R., Dimakis, A., Thoneick, M., Jansen, J.A. (2009): Effects of implant surface coatings
and composition on bone integration: a systematic review. Clinical Oral Implants Research, 20:
185-206.
98. Kang, L.M., Yang, C. (2019): A Review on High‐Strength Titanium Alloys: Microstructure,
Strengthening, and Properties. Advanced Engineering Materials, 21(8), 1801359.
99. Kassab, E. J., Ponciano Gomes, J. (2013): Assessment of nickel titanium and beta titanium
corrosion resistance behavior in fluoride and chloride environments. Angle Orthodontist, 83:
864-869.
100. Kim K.H., Ramaswamy N. (2009): Electrochemical surface modification of titanium in
dentistry. Dental Material Journal, 28: 20-36.
101. Kim, H.J., Kim, S.H., Kim, M.S., Lee, E.J., Oh, H.G., Oh, W.M., et al. (2005): Varying Ti-6Al-4V
surface roughness induces different early morphologic and molecular re‐ sponses in MG63
osteoblast-like cells. Journal of Biomedical Materials Research, A, 74: 366-373.
102. Kim, H.-W., Kim, H.-E., Knowles, J.C. (2004): Fluor-hydroxyapatite sol-gel coatingon titanium
substrate for hard tissue implants. Biomaterials, 25: 3351-3358.
103. Kim, K.T., Eo, M.Y., Nguyen, T.T.H., Kim, S.M. (2019): General review of titanium toxicity.
International Journal of Implant Dentistry. 5: 10. doi: 10.1186/s40729-019-0162-x.
104. Kitamura E, Stegaroiu R, Nomura S, Miyakawa O. (2005): Influence of marginal bone
resorption on stress around an implant - a three-dimensional finite element analysis. Journal
of Oral Rehabilitation, 32: 279-86.
104
105. Klapková, A. (2012): Mechanické vlastnosti titanových slitin. Vysoké učení technické v Brně,
Fakulta strojního inženýrství. 57 s.
106. Klimova, M., Boeva, M., Zherebtsov, S., Salishchev, G. (2014): Ultrafine-grained structure
formation in Ti-6Al-4V alloy via warm swaging. IOP Conf. Series: Materials Science and
Engineering 63 (2014) 012070 doi:10.1088/1757-899X/63/1/012070.
107. Klusák, O. (2010): Biokompatibilní materiály na bázi kovů a jejich aplikační využití. VUT Brno,
Fakulta strojního inženýrství, 74 s.
108. Kohles, S.S., Clark, M.B., Brown, C.A., Kennedy, J.A. (2004): Direct assessment of
profilometric roughness variability from typical implant surface type. The International Journal
of Oral and Maxilofacial Implants, 19: 510 – 516.
109. Koizumi, H., Takeuchi, Y., Imai, H., Kawai, T., Yoneyama, T. (2019): Application of titanium
and titanium alloys to fixed dental prostheses. Journal of Prosthodontic Research, 63: 266-
270.
110. Kuczyńska-Zemła, D., Kijeńska-Gawrońska, E., Chlanda, A., Sotniczuka, A., M.Pisarek, M.,
Topolski, K., Swieszkowski, W., Garbacz, H. (2020): Biological properties of a novel β-Ti alloy
with a low young’s modulus subjected to cold rolling. Applied Surface Science, 511, Paper
reference No. 145523.
111. Kudrman, J., Chlubnová, R., Veselý, J. Hnilica, F., Podhorná, B. (2008): Vlastnosti titanových
beta slitin vhodných pro použití v humánní medicíně. Sborník konference Metal 2008, Hradec
nad Moravicí.
112. Kumar, P.S., Kumar, S., Grandhi, V.V., Gupta, V. (2019): The Effects of Titanium Implant
Surface Topography on Osseointegration: Literature Review. JMIR Biomedical Engineering, 4:
e13237.
113. Kunii, T., Mori, Y., Tanak, H., Kogure, A., Kamimura, M., Mori, N., Hanada, S., Masahashi, N.,
Itoi, E. (2019): Improved Osseointegration of a TiNbSn Alloy with a Low Young’s Modulus
Treated with Anodic Oxidation. Scientific Reports, 9: 13985. oi: 10.1038/s41598-019-50581-7.
114. Kuroda, P.A.B., Lourenco, M.L., Correa, D.R.N., Grandini, C.R. (2020): Thermomechanical
treatments influence on the phase composition, microstructure, and selected mechanical
properties of Ti-20Zr-Mo alloys system for biomedical applications. Journal of Alloys and
Compounds, 812: UNSP 152108. 10.1016/j.jallcom.2019.152108.
105
115. Kursa, M., Žitňanský, M. (2003): Vakuová a plazmová metalurgie titanu a jeho slitin. Sborník
konference Metal 2003, Hradec nad Moravicí. 1-10.
116. Kwon S.-Y., Kim, Y.-S., Sun, D.-H., Kim, S.-S., Kim, H.-W. (2007): Surface Characteristics and
Biocompatibility of Micro Arc Oxidized (MAO) Titanium Alloy. In: Bioceramics and Alternative
Bearings in Joint Arthroplasty. Ceramics in Orthopaedics, pp. 239-248.
117. Lacefield, W.R. (1998): Current status of ceramic coatings for dental implants. Implant
Dentistry. 7: 315–322.
118. Lacefield, W.R. (2007): Materials Characteristics of Uncoated/Ceramic-coated Implant
materials. Advances in Dental research, 13: 21-26.
119. Lavenus, S., Louarn, G., Layrolle, P. (2010): Nanotechnology and Dental Implants.
International Journal of Biomaterials. 2010: 1-9.
120. Le, V.Q., Pourroy, G., Cochis, A., Rimondini, L., Abdel-Fattah, W., Mohammed, H., Carrado,
A. (2014): Alternative technique for calcium phosphate coating on titanium alloy implant.
Biomaterial, 4, e28534.
121. Lee, E. (2004): Microstructure evolution and microstructure/mechanical properties
relationships in α+β titanium alloys. Ohio State University, 229 s.
122. Lee, W.-W., Kim, W.-Y., Lee, H.-J., Kim, K.-H., Kwon, T.-Y. (2011): Biocompatibility of β-Ti
Alloy for Dental Implant. Biomaterials Research, 15: 43-51.
123. Legerský, R. (2009): Vývoj materiálů zubních implantátů. Brno: Vysoké učení technické v Brně,
Fakulta strojního inženýrství, 2009. 55 s.
124. Lei Z., Liu, X., Wu, Y., Wang, H., Jiang, S., Wang, S., Hui, X., Wu, Y., Gault, B., Kontis, P.,
Raabe, D., Gu, L., Zhang, Q., et al. (2018): Enhanced strength and ductility in a high-entropy
alloy via ordered oxygen complexes. Nature, 563: 546.
125. Leyhausen, G., Sapotnik, A., Bumgardner, J., Geurtsen, W. (1998): Influence of extraction
media on cytotoxicity of various alloys . Trans. Acad. Dent. Mater., 12:220-222.
126. Li, C., Yang, Z., Yang, L., Shi, Z., Yang, P., Cheng, G. (2020): In Vitro Bioactivity and
Biocompatibility of BioInspired Ti-6Al-4V Alloy Surfaces Modified by Combined Laser
Micro/Nano Structuring. Molecules, 25, 1494. doi:10.3390/molecules25071494
106
127. Li, Y.-H., Wang, B., Ma, Ch.-P., Fang, Z.-H., Chen, L.-F., Guan, Y.-Ch., Yang, S.F. (2019):
Material Characterization, Thermal Analysis, and Mechanical Performance of a Laser-Polished
Ti Alloy Prepared by Selective Laser Melting. Metals 2019, 9(2), 112;
https://doi.org/10.3390/met9020112
128. Li, X., Lin, K., Wang, Z. (2017): Enhanced growth and osteogenic differentiation of MC3T3-E1
cells on Ti6Al4V alloys modified with reduced graphene oxide. Roayl Society of Chemistry
Advances, 7: 14430-14437.
129. Li, K., Wang, Ch., Yan, J., Zhang, Q., dang, B., Wang, Z., Yao, Y., Lin, K., Guo, Z., Bi, L., Han, Y.
(2018): Evaluation of the osteogenesis and osseointegration of titanium alloys coated with
graphene: an in vivo study. Scientific Reports, 8, Article number: 1843(2018),
doi:10.1038/s41598-018-19742-y.
130. Li, Y., Wang, X., Yang, S., Hou, L., Wei, Y., Zhang, Z., Yang, X. (2019): Investigation on Wear
Behavior of Cryogenically Treated Ti-6Al-4V Titanium Alloy under Dry and Wet Conditions.
Materials (Basel). 12: 2850. doi: 10.3390/ma12182850.
131. Li, Z., Kawashita, M. (2011): Current progress in inorganic artificial biomaterials. Journal of
Artificial Organs, 14: 163–170.
132. Li, S., Yang, L., Lei, L., Wei, C., Zhang, H. (2012): Development of Microstructure and Texture
Heterogeneities during Static Annealing of Ti–6.5Al–3.5Mo–1.5Zr–0.3Si Alloy Preformed by
Hot Working. Journal of Material Science and Technology, 2012, 28: 1015–1024.
133. Lin, H.-J., Ou, S.-F., Huang, T.-S., Fan, F.-Y., Ou, K.-L., Lin, L.-H. (2014): Formation of an AntiBacterial
Oxide Film on Ti-Ta Alloy by Anodic Oxidation. ECS Transactions, 58: 1-8.
134. Lin X, de Groot K, Wang D, Hu Q, Wismeijer D, Liu Y, et al. (2015): A review paper on
biomimetic calcium phosphate coatings. Open Biomedical Engineering Journal, 9: 56-64.
135. Liu, S., Shin, Y.C. (2019): Additive manufacturing of Ti6Al4V alloy: A review. Materials &
Design. 164, No. 107552. https://doi.org/10.1016/j.matdes.2018.107552.
136. Liu, X., Chub,P.K., Ding, C. (2004): Surface modification of titanium, titanium alloys, and
related materials for biomedical applications. Materials Science and Engineering R 47: 49–121.
137. Liu, X., Chen, S., Tsoi, J.K.H., MatinlinnaJ.P. (2017): Binary titanium alloys as dental implant
materials—a review. Regenerative Biomaterials, 4: 315–323.
107
138. Liu, W., Liu, S., Wang, L. (2019): Surface Modification of Biomedical Titanium Alloy:
Micromorphology, Microstructure Evolution and Biomedical Applications, Coatings, 9: 249.
doi:10.3390/coatings9040249.
139. Losertová, M. (2012): Progresivní materiály. Vysoká škola báňská, Technická univerzita
Ostrava. 266 s.
140. Lu,Y.P., Li, M.S., Li, S.T., Wang, Z.G., Zhu, R.F. (2004): Plasma-sprayed hydroxyapatite+titania
composite bond coat for hydroxyapatite coating on titanium substrate. Biomaterials, 25:
4393-403.
141. Luqman, M., Seikh, A.H., Sarkar, A., Ragab, S.A., Mohammed, J.A., Ijaz, M.F., Abdo, H.B.
(2020): A Comparative Study of the Electrochemical Behavior of α and β Phase Ti6Al4V Alloy in
Ringer’s Solution. Crystals, 10, 190, doi:10.3390/cryst10030190.
142. Lütjering, G. (1998): Influence of processing on microstructure and mechanical properties of
titanium alloys. Materials Science and Engineering A, 243: 32-45.
143. Lütjering, G. (1999): Property optimization through microstructural control in titanium and
aluminum alloys. Materials Science and Engineering, A, 263: 117-126.
144. Lütjegering, C. Williams, J.C., Gysler, A. (2000): Microstructure and mechanical properties of
titanium alloys. In: J.C.M. Li (Ed.): Microstructure and Properties of Materials: (Vol. 2). World
Scientific Publisher, pp. 1-77.
145. Lyngstadaas, S.P., Ellingsen, J.E. (2002): Astra Tech, A.B. Medical prosthetic devices and
implants having improved biocompatibility. WO Patent: WO/2002/045,764, 2002.
146. Magheru, A.M., Ghiban, B., Ghiban, N., Miculescu, M. (2013): Corrosion resistence of new
TiMo alloys for biomedical applications. U.P.B. Sci. Bull., Series B, 75: 187-196.
147. Mandracci, P., Mussano, F., Rivolo, P., Carossa, S. (2016): Surface Treatments and Functional
Coatings for Biocompatibility Improvement and Bacterial Adhesion Reduction in Dental
Implantology. Coatings, 6: 1-22. doi:10.3390/coatings6010007.
148. Maniatopoulos, C., Sodek, J., Melcher, A.H. (1988): Bone formation in vitro by stromal cells
obtained from bone marrow of young adult rats. Cell and Tissue Research, 254: 317–330.
149. Manivasagam, G., Dhinasekaran, D., Rajamanickam, A. (2010): Biomedical Implants:
Corrosion and its Prevention - A Review. Recent Patents on Corrosion Science, 2: 40-54.
108
150. Marenzi, G., Impero, F., Scherillo, F., Sammartino, J.C., Squillace, A., Spagnuolo, G. (2019a):
Effect of Different Surface Treatments on Titanium Dental Implant Micro-Morphology.
Materials (Basel). 12: 733. doi: 10.3390/ma12050733.
151. Marenzi, G., Spagnuolo, G., Sammartino, J.C., Gasparro, R., Rebaudi, A., Salerno, M. (2019b):
Micro-Scale Surface Patterning of Titanium Dental Implants by Anodization in the Presence of
Modifying Salts. Materials (Basel), 12: 1753. doi: 10.3390/ma12111753.
152. Marchi, J., Ussui, V., Delfino, C.S., Bressiani, A.H.A. , Marques, M.M. (2010): Analysis in vitro
of the cytotoxicity of potential implant materials. I: Zirconia-titania sintered ceramics. Journal
of Biomedical Materials Research B: Applied Biomaterials, 94B: 305-311.
153. Marcián, P., Borák, L., Florian, Z., Bartáková, S. (2009): Biomechanická studie diskovitých
implantátů. In: Sborník abstraktů, Mezinárodní seminář: Tkáňová integrace implantačního
materiálu, 15.12.2009, Brno, 12-16.
154. Marcián, P., Borák, L., Konečný, O., Navrátil, P., Florian, Z. (2013): Computational Modeling
of Interaction of Dental Implant with Mandible. Applied Mechanics and Materials, 245: 57-62.
155. Markhoff, J., Wieding, J., Weissmann, V., Pasold, J., Jonitz-Heincke, A., Bader, R. (2015):
Influence of Different Three-Dimensional Open Porous Titanium Scaffold Designs on Human
Osteoblasts Behavior in Static and Dynamic Cell Investigations. Materials, 8: 5490–5507.
156. Marticorena, M., Corti, G., Olmedo, D., Guglielmotti, M.B., Duhalde, S. (2007): Laser surface
Modification of Ti implants to improve osseointegration. Journal of Physics: Conference Series
59: 662–665.
157. Martins, J.R.S., Araújo, R.O., Donato, T.A.G., Arana-Chavez, V.E., Buzalaf, M.A.R., Grandini,
C.R. (2014): Influence of Oxygen Content and Microstructure on the Mechanical Properties
and Biocompatibility of Ti–15 wt%Mo Alloy Used for Biomedical Applications. Materials, 7:
232-243.
158. McAlarney, M.E., Oshiro, M.A., McArarney, C.V. (1996): Effects of titanium diox-ide passive
film crystal structure, thickness and crystallinity on C3 adsorption. International Journal of
Oral and Maxillofacilar Implants, 11: 73-80.
159. Medvedev, E.A., Molotnikov A., Lapovok R., Zeller R., Berner S., Habersetzer P., Dalla Torre
F. (2016): Microstructure and mechanical properties of Ti-15Zr alloy used as dental implant
material. Journal of Mechanical Behavior of Biomedical Materials. 2016 Sep;62:384-98. doi:
10.1016/j.jmbbm.2016.05.008. Epub 2016 May 11.
109
160. Mellado-Valero, A., Munoz, A.I., Pina, V.G., Sola-Ruiz, M.F. (2018): Electrochemical
Behaviour and Galvanic Effects of Titanium Implants Coupled to Metallic Suprastructures in
Artificial Saliva. Materials, 11, 171; doi:10.3390/ma11010171.
161. Mei, S. et al. (2014): Antibacterial effects and biocompatibility of titanium surfaces with
graded silver incorporation in titania nanotubes. Biomaterials, 35: 4255-4265.
162. Mohammed, T.M., Khan, Z.A., Siddiquee, A.N. (2014): Beta Titanium Alloys: The Lowest
Elastic Modulus for Biomedical Applications: A Review. International Journal of Chemical,
Molecular, Nuclear, Materials and Metallurgical Engineering, 8: 822-827.
163. Moztarzahed, A., Moztarzahed, O., Kubíková, T., Tonar, Z., Hrušák, D., Zicha, A., Babuška, V.
(2018): Současné metody hodnocení oseointegrace implantátů z nanostrukturního titanu.
Chemické Listy, 112: 148-158.
164. Mrázová, M., Pilc, J., Semcer, J., Peter Kurňava, P. (???): The Identification of Cutting
Conditions in Turning of Titanium Materials for Dental Implants. Manufacturing and Industrial
Engineering, 21-23. http://web.tuke.sk/fvtpo/journal/
165. Nadar,Y.S., Kutty, M.G., Aziz, A.R.A (2014): Relative Effect of Sand Blasting and Acid Etching
on the Surface Roughness of Pure Titanium and Titanium Alloy for Dental Implants. Advanced
Materials Research, 1043, 145-148.
166. Nagase, T., Matsumoto, M., Fuji, I., (2018): Microstructure of Ti-Ag immiscible alloys with
liquid phase separation. Journal of Alloys and Compounds 738: 440-447.
167. Nakai, M. Niinomi, M., Akahori, T., Tsutsumi, H., Ogawa, M. (2009): Effect of Oxygen Content
on Microstructure and Mechanical Properties of Biomedical Ti-29Nb-13Ta-4.6Zr Alloy under
Solutionized and Aged Conditions. Mater. Trans., 50: 2716–2720.
168. Nakayama, T., Thirukonda , G.,J., Nagasawa , S., Kawahara , I., Udagawa , N., Yagami , K.,
Kawatani , M., Osada, H., Doi , Y., Yoshinari , N., Takahashi, N. (2014): Polarization of
osteoclasts on dental implant materials is similar to that observed on bone. Journal of Oral
Biosciences, 56: 136-142.
169. Narendrakumar, K., Kulkarni, M., Addison, O., Mazare, A., Junkar, I., Schmuki, P., Sammons,
R., Ilgič, A. (2015): Adherence of oral streptococci to nanostructured titanium surfaces.
Dental Materials, 31: 1460–1468.
170. Nasakina, E.O., Baikin, A.S., Sevosťyanov, M.A., Kolmakov, A.G., Zabolotnyi, V.T., Solntsev,
K.A. (2014): Properties of nanostructured titanium nickelide and composite based on it.
Theoretical Foundations of Chemical Engineering, 48: 477–486.
110
171. Niinomi M. (2008): Biologically and Mechanically Biocompatible Titanium Alloys. Materials
Transactions, 49: 2170-2178.
172. Niinomi, M., Hanawa, T., Narushima, T. (2005): Japanese Research and Development on
Metallic Biomedical, Dental, and Healthcare Materials. JOM, 18-24.
173. Niinomi, M., Hattori, T., Niwa, S. (2004): Material Characteristics and Biocompatibility of Low
Rigidity Titanium Alloys for Biomedical Applications. In: M.J. Yaszemski, D.J. Trantolo, K-U.
Lewandrowski, V. Hasirci, D.E. Altobelli, D.L. Wise (Eds.): Biomaterials in Orthopedics. Marcel
Dekker Inc., New York, 2004, pp. 41-91.
174. Oliveira, J.M., Leonor, I.B., Reis, R.L. (2005): Carboxymethylchitosan/calcium phosphate,
hybrid materials prepared by an innovative “auto-catalytic” co-precipitation method. Key Eng.
Mater., 284: 203-6.
175. Osman R.B., Swain, M.B. (2015): A Critical Review of Dental Implant Materials with an
Emphasis on Titanium versus Zirconia. Materials, 8: 932-958.
176. Orsini, G., Assenza, B., Scarano, A., Piattelli, M., Piattelli A. (2000): Surface analysis of
machined versus sandblasted and acid etched titanium implants. International Journal of Oral
and Maxillofacial Implants, 15: 779-84.
177. Park, K.H., Hwang, M.-J., Song, H.-J., Park, Y.-J. (2016) Electrochemical and Mechanical
Properties of Cast Ti-V Alloys for Dental Applications. International Journal of Electrochemical
Science, 11: 5552 – 5563.
178. Petruželka, J., Dluhoš, L., Hrušák D., Sochová, J. (2006): Nanostructured Titan – a New
Material for Dental Implants. Česká stomatologie, 106: 72-77.
179. Pierre, C., Bertrand, G., Rey, C., Benhamou, O., Combes, C. (2019): Calcium phosphate
coatings elaborated by the soaking process on titanium dental implants: surface preparation,
processing and physical-chemical characterization. Dental Materials, 35 (2), pp.e25-e35.
ff10.1016/j.dental.2018.10.005.
180. Pityana, S., Baloyi, N., Tlotnelg, M., Popoola, P. (2019): Laser surface deposition of niobium
and titanium-niobium on Ti6A14V substrates for biomedical applications. Journal of the
Southern African Institute of Mining and Metallurgy 119(4). DOI: 10.17159/2411-
9717/16/211/2019.
111
181. Prachár, P., Vaněk, J., Bartáková, S., Březina, V. (2005): Růst buněk stabilizované linie HeLa ve
výluhu chromkobaltové slitiny povrchově upravené nitridem titanu a nitridem zirkonia.
Praktické zubní lékařství, 53: 12-14.
182. Prachár, P., Bartáková, S., Vaněk, J. (2014a): The titanium PV I endosteal implant from betatitanium
alloy Ti 38Nb 6Ta. Biomedical Papers of Medical Faculty, University of Palacký,
Olomouc Czech Republic, 158: 1-6.
183. Prachár, P., Bartáková, S., Březina, V., Cvrček, L., Vaněk, J. (2014b): Cytocompatibility of
implants coated with titanium nitride and zirconium nitride. Bratislava Medical Journal,
Bratislava, 2014, v tisku, v tisku.
184. Qian, L., Todo, M., Matsushita, Y., Koyano, K. (2010): Three-dimensional finite element
analysis of overload-induced alveolar bone resorption around dental implants. In: Interface
Oral Health Science, 2009, p. 155-157.
185. Rae, T. (1975): A study on the effects of particulate metals of orthopaedic interest on murine
macrophages in vitro. Journal of Bone Joint Surgery, 57: 444–450.
186. Rae, T. (1981): The toxicity of metals used in orthopaedic prostheses. An experimental study
using cultured human synovial fibroblasts. Journal of Bone Joint Surgery, 63: 435–440.
187. Rahman, Z., Pompa. L., Haider, W. (2014): Influence of Electropolishing and
Magnetoelectropolishing on Corrosion and Biocompatibility of Titanium Implants. Journal of
Materials Engineering and Performance. 23: 3907-3915.
188. Rao, X., Li, J., Feng, X., Chu, C.L. (2018): Bone-like apatite growth on controllable macroporous
titanium scaffolds coated with microporous titania. J. Mech. Behav. Biomed., 77: 225–233.
189. Radtke, A., Ehlert, M., Jedrzejewski, T., Sadowska, B., Wieckowska-Szakiel, M., Holopainen,
J., Ritala, M., Leskelä, M., Bartmanski, M., Szkodo, M., Piszczek, P. (2019): Titania
Nanotubes/Hydroxyapatite Nanocomposites Produced with the Use of the Atomic Layer
Deposition Technique: Estimation of Bioactivity and Nanomechanical Properties.
Nanomaterials, 9, 123; doi:10.3390/nano9010123.
190. Rautray, T.R., Narayaran, N., Kim, K.-H. (2011): Ion implantation of titanium based materials.
Progress in Materials Science, 56: 1137-1177.
191. Rautray, T.R,, Narayanan, R., Kwon, T.Y., Kim, K.H. (2010): Surface modification of titanium
and titanium alloys by ion implantation. Journal of Biomedical Materials. Res B. Applied
Biomaterials, 93: 581-91.
112
192. Reis Mello, D.C., de Oliveira, J.F., Cairo, C.A.A., Ramos, L.S.D., Vegian, M.R.D., de
Vasconcellos, L.G.O., de Oliveira, F.E., de Oliveira, L.D., de Vasconcellos, L.M.R. (2019):
Titanium alloys: in vitro biological analyzes on biofilm formation, biocompatibility, cell
differentiation to induce bone formation, and immunological response. Journal of Material
Science - Materials in Medicine, 30: 108.
193. Ribeiro, D.A, Matsumoto, M.A., Padovan, L.E.M., Marques, M.E.A., Salvadori, D.M.F. (2007):
Genotoxicity of corrosion eluates obtained from endosseous implants. Implant Dentistry, 16:
101-109.
194. Sabaliauskas, V., Juciute, R., Bukelskiene, V., Rutkunas, V. Trumpaite-Vanagiene, R., A
Puriene, A. (2011): In vitro evaluation of cytotoxicity of permanent prosthetic materials.
Stomatologija, Baltic Dental and Maxillofacial Journal, 13: 75-80.
195. Sáenz de Viteri , V., Fuentes, E. (2013): Titanium and Titanium Alloys as Biomaterials. In:
Tribology - Fundamentals and Advancements. Chapter 5. InTech Open Access Publication.
http://dx.doi.org/10.5772/55860: p. 155-181.
196. Salaie, R.N., Besisnis, A., Le, H., Tredwin, C., Handy, R.D. (2020): The biocompatibility of silver
and nanohydroxyapatite coatings on titanium dental implants with human primary osteoblast
cells. Materials Science and Engineering: C, Vol. 107, paper reference No. 110210,
https://doi.org/10.1016/j.msec.2019.1102
197. Sánchez, M.C., Llama-Palacios, A., Fernández, E., Figuero, E., Marín, M.J., León, R., Blanc, V.,
Herrera, D., Sanz, M. (2014): An in vitro biofilm model associated to dental implants:
Structural and quantitative analysis of in vitro biofilm formation on different dental implant
surfaces. Dental Materials, DOI: http://dx.doi.org/10.1016/j.dental.2014.07.008.
198. Selingerová, S. (2008): Vývoj zubních implantátů. FAST Vysoké učení technické v Brně, 80 s.
199. Shibli,A., Mangano, C., Mangano, F., Rodrigues, J.A., Cassoni, A., Bechara, K., Ferreia,
D.J., Dottore, A.M., Iezzi, G., Piattelli, A. (2013): Bone-to-implant contact around
immediately loaded direct laser metal-forming transitional implants in human posterior
maxila. Journal of Periodontology , 84: 732–737.
200. Shen, X., Shukla, P., Yao, F., Nath, S., An, Z., Lawrence, J. (2018): Laser Shock Peening of
Orthopaedic Ti-6Al-7Nb: Evaluation of Topography, Wetting Characteristics, Microstructure
and Residual Stress. Int. Journ. of Peening Science and Technology, Vol. 1: 137–154.
201. Shivaram, M.J., Arya, S.B., Nayak, J., Panigrahi, B.B. (2020): Electrochemical Corrosion and
Impedance Studies of Porous Ti-xNb-Ag Alloy in Physiological Solution. Transactions of the
Indian Institute of Metals. 10.1007/s12666-020-01904-0.
113
202. Shrestha, S., Joshi, S. (2014): Current concepts in biomaterials in dental implant. Science
Research, 2: 7-12.
203. Schmidt, R., Gebert, A., Schumacher, M., Hoffmann, V., Voss, A., Pilz, S., Uhlemann, M.,
Lode, A., Gelinsky, M. (2020): Electrodeposition of Sr-substituted hydroxyapatite on low
modulus beta-type Ti-45Nb and effect on in vitro Sr release and cell response. Materials
Science and Engineering C, Materials for Biological Applications. 108: 110425.
204. Sicilia, A., Cuesta, S., Coma, G., Arregui, I., Guisasola, C., Ruiz, E., Maestro, A. (2008):
Titanium allergy in dental implant patients: a clinical study on 1500 consecutive patients.
Clinical Oral Implants Research, 19: 823-835.
205. Siddiqi, A., Payne. A.G.T., de Silva, R.K., Duncan. W.J. (2011): Titanium allergy: could it affect
dental implant integration? Clinical Oral Implants Research, 22: 673–680.
206. Silvennoinen, R., Hasoň, S., Vetterl, V., Penttinen, N., Silvennoinen, M., Myller, K.,
Černochová, P. Bartáková, S., Prachár, P., Cvrček, L. (2010): Diffractive-optics-based sensor
as a tool for detection of biocompatibility of titanium and titanium-doped hydrocarbon
samples. Applied Optics, 49: 5583-5591.
207. Silvennoinen, R., Penttinen, N., Silvennoinen, M., Hasoň, S., Vetterl, V., Bartáková, S.,
Prachár, P., Vaněk, J., Březina, V. (2011). Optical Detection of Protein Adsorption on Doped
Titanium Surface, Biomaterials Science and Engineering, Prof. Rosario Pignatello (Ed.), ISBN:
978-953-307- 609-6, InTech, Available from:
http://www.intechopen.com/books/biomaterials-science-and- engineering/optical-detection-
of-protein-adsorption-on-doped-titanium-surface.
208. Simon, Z., Watson, P.A. (2002): Biomimetic dental implants – New ways to enhance
Osseointegration. Journal of Canadian Dental Association, 68: 286-288.
209. Schmalz, G., Arenholt-Bindslev, D., Hiller, K.A., Schweikl, H. (1997). Epithelium-fibroblast coculture
for assessing mucosal irritancy of metals used in dentistry. European Journal of Oral
Science, 105: 86–91.
210. Shaikh, A.Q., Kovalenko, D., Opitz, J. (2015): Development of nanodiamonds-based coatings
for titanium alloy implants. Annual Reports, 51-53.
211. Shaikh, S., Kedia, S., Singh, D., Subramanian, M., Sinha, S. (2018): Surface texturing of
Ti6Al4V alloy using femtosecond laser for superior antibacterial performance. Journal of NonCrystalline
Solids, 482: 63-72.
114
212. Shokuhfar, T. (2010): Structural and surface property characterization of titanium dioxide
nanotubes for orthopedic implants. PhD Thesis. Michigan Technological University. 162 s.
213. Šimůnek, A. (2008): Dentální implantologie. 2. vyd. Hradec Králové: Nucleus HK, 2008. 296 s.
ISBN 978-80-87009-30-7.
214. Šimůnek, A., Kopecká, D., Brázda, T., Strnad, I., Čapek, L., Slezák, R. (2012): Development of
implant stability during early healing of immediately loaded implants. International Journal of
Oral and Maxillofacial Implants. 27: 619–627.
215. Sieniawski, J., Motyka, M. (2007): Superplasticity in titanium alloys. Journal of of
Achievements in Materials and Manufacturing Engineering. 24: 123-130.
216. Sjögren, G. Sletten, G., Dahl, J.E. (2000): Cytotoxicity of dental alloys, metals, and ceram- ics
assessed by Millipore filter, agar overlay, and MTT tests Journal of Prosthetic Dentistry, 84:
229–236.
217. Smeets, R., Stadlinger, B., Schwarz, F., Beck-Broichsitter, B., Jung, O., Precht, C., et al. (2016):
Impact of dental implant surface modifications on osseointegration. Biomed Research
International. Article ID 6285620 http://dx.doi.org/10.1155/2016/6285620.
218. Smíšek, V., Kursa, M., Losertová, M. (2004): Struktura a vlastnosti titanových slitinze systému
Ti-Al-Me. Metal 2004, Hradec nad Moravicí, 1-7.
219. Sotniczuk, A., Kuczynska-Zemła, D., Kwasniak, P., Thomas, M., Garbacz, H. (2019): Corrosion
behavior of Ti-29Nb-13Ta-4.6Zr and commercially pure Ti under simulated inflammatory
conditions e comparative effect of grain refinement and non-toxic b phase stabilizers.
Electrochimica Acta, 312: 369-379.
220. Stráský, J. (2014): Optimization of properties of Ti based alloys for biomedical and structural
applications. PhD thesis, Charles University in Prague, 104 p.
221. Tanaka, Y., Matsuo, Y., Komiya, T., Tsutsumi, Y., Doi, H., Yoneyama, T., Hanawa, T. (2010):
Characterization of the spatial immobilization manner of poly(ethyleneglycol) to a titanium
surface with immersion and electrodeposition and its effects on platelet adhesion. Journal of
Biomedical Material Research. A, 92: 350–358.
222. Tane, M., Nakano, T., Kuramoto, S., Hara, M., Niinomi, M., Takesue, N., Yano, T., Nakajima,
H. (2011): Low Young’s modulus in Ti–Nb–Ta–Zr–O alloys: Cold working and oxygen effects
.Acta Materialia, 59: 6975-6988.
115
223. Takahashi, M., Kikuchi, M., Takada, Y. Okuno, O. (2002): Mechanical Properties and
Microstructures of Dental Cast Ti-Ag and Ti-Cu Alloys. Dental Materials Journal, 21: 270-280.
224. Textor, M., Sittig, C., Frauchiger, V., Tosatti, S. , Brunette, D.M. (2001): Titanium in
Medicine. In: D.M. Brunette, P. Tengvall, M. Textor, P. Thomsen (Eds.), Springer, Berlin, 2001,
pp. 171–230.
225. Tkhabisimov, A.B., Mednikov, A.F., Marchenkov, A.Yu., Zilova, O.S., Burmistrov, A.A. (2018):
Metallographical researches results of titanium alloy Ti-6Al-4V samples obtained by using
traditional and additive technologies. IOP Conf. Series: Journal of Physics: Conf. Series 1050,
012087, doi :10.1088/1742-6596/1050/1/012087
226. Tobola, D., Morgiel, J., Maj, L. (2020): TEM analysis of surface layer of Ti–6Al–4V ELI alloy
after slide burnishing and low-temperature gas nitriding. Applied Surface Science, Pre-proof,
https://doi.org/10.1016/j.apsusc.2020.145942
227. Traini, T., Mangano, C., Sammons, M.R., Mangano, F. Macchi, A. Piattelli, A. (2008): Direct
laser metal sintering as a new approach to fabrication of as isoelastic funcionally graded
material for manufacture of porous titanium dental implants. Dental Materials, 24: 1525-
1533.
228. Tsutsumi, Y., Bartáková, S., Prachár, P., Yalatu, S., Migita, S., Doi, H., Nomura, N., Hanawa, T.
(2012): Long-Term Corrosion Behavior of Biocompatible β-Type Ti Alloy in Simulated Body
Fluid. Journal of The Electrochemical Society, 159: 435-440.
229. Tuononen, H., Sivennoinen, M., Myller, K., Silvennoinen, R., Vetterl, V., Vaněk, J., Hasoň, S.,
Bartáková, S. (2008): Optical sensing of attached ODN and dsDNA molecules on biomaterial
surface. Proceedings of the 2nd International Topical Meeting on Optical Sensing and Artificial
Vision (OSAV'2008), Saint Petersburg, Russia. 262-269.
230. Valiev, R.Z., Semenova, I.P., Latysh, V.V., Rack, H., Lowe, T.C., Petruželka, J., Dluhoš, L.,
Hrušák, D., Sochová, J. (2008): Nanostructured Titanium for Biomedical Applications.
Advanced Engineering Materials, 10: 1-4.
231. Vance, A., Bari, K., Arjunan, A. (2018): Compressive performance of an arbitrary stiffness
matched anatomical Ti64 implant manufactured using Direct Metal Laser Sintering, Mater.
Des. 160: 1281e1294.
232. Vaněk, J., Březina, V., Hnilica, F., Veselý, J., Vyskočil, J., Cvrček, L., Bartáková, S., Prachár, P.
(2011a): Dentální implantát z beta-titanové slitiny s povlakem DLC.
116
233. Vaněk, J., Březina, V., Hnilica, F., Veselý, J., Vyskočil, J., Cvrček, L., Bartáková, S., Prachár, P.
(2011b): Dentální implantát z beta-titanové slitiny s povlakem TiN.
234. van Staden, R.C., Guan, H., Johnson, N.W., Loo, Y.-C., Meredith, N. (2008): Step-wise analysis
of the dental implant insertion process using the finite element technique. Clinical Oral
Implants Research, 19: 303-13.
235. Velasco-Ortega, E., Jos, A., Cameán, A.M,, Pato-Mourelo, J., Segura-Egea, J.J. (2010): In vitro
evaluation of cytotoxicity and genotoxicity of a commercial titanium alloy for dental
implantology. Mutat Research, 702: 17-23.
236. Vetterl, V., Silvennoinen, R., Hasoň, S., Vaněk, J., Cvrček, L., Fojt, L., Strašák, L., Bartáková,
S., Prachár, P. (2011): Optical sensing of protein absorption on titanium implants as a tool for
determination of dental implants biokompatibility. Book of Abstracts, Sensing Technology
(ICST), 2011 Fifth International Conference. Palmerston North, New Zealand.
237. Viceconti, M., Muccini, R., Bernakiewicz, M., Baleani M., Cristofolini, L. (2000): Large-sliding
contact elements accurately predict levels of bone-implant micromotion relevant to
osseointegration. Journal of Biomechanics, 33: 1611-1618.
238. Villa, R., Ortiz, C.R., Tapia, S., Gonzalez, G., Trillo, E., Garza, K.M., Stafford, S.W., Murr, L.E.
(2002): In vitro biokompatibility studies of fibroblast cells on Ti-Ta alloys. Materials
Transactions, 43: 2991-2994.
239. Vlacic-Zischke, J., Hamlet, S.M., Friis, T., Tonetti, M.S., Ivanovski, S. (2011): The influence of
surface microroughness and hydrophilicity of titanium on the up-regulation of TGFb/BMP
signalling in osteoblasts. Biomaterials, 32: 665-671.
240. Vrbová, R., Sochor, M. (2010): Povrch dentálních implantátů a jeho vliv na interakci s
biologickým prostředím. Česká stomatologie / Praktické zubní lékařství, 110: 49-60.
241. Wally, Z.J., van Grunsven, W., Claeyssens, F., Goodall, R., Reilly , G.C. (2015): Porous
Titanium for Dental Implant Applications. Metals, 5: 1902-1920.
242. Wang, B.L., Li, L., Zheng, Y.F. (2010): In vitro cytotoxicity and hemocompatibility studies of TiNb,Ti-Nb-Zr
and Ti-Nb-Hf biomedical shape memory alloys. Biomedical Materials, 5: 1-7.
243. Wang, Y., Yu, H., Chen, C., Zhao, Z. (2015): Review of the biocompatibility of micro-arc
oxidation coated titanium alloys. Materials and Design, 85: 640-652.
244. Wataha, J.C., Messer, R. L. (2004): Casting Alloys. Dental Clinics of North America, 48: 499-
512.
117
245. Weiss, L., Nessler, Y., Novelli, M., Lauherte, P., Grosdidier, T. (2019): On the Use of
Functionally Graded Materials to Differentiate the Effects of Surface Severe Plastic
Deformation, Roughness and Chemical Composition on Cell Proliferation. Metals, 9: 1344.
doi:10.3390/met9121344
246. Wheelis, S.E., Montaño-Figueroa, A.G., Quevedo-Lopez, M., Rodrigues, D.C. (2018): Effects of
titanium oxide surface properties on bone-forming and soft tissue-forming cells. Clin. Implant.
Dent. Rela.t Res., 20: 838-847.
247. Yamada, Y., Yamada, M., Ueda, T., Sakurai, K. (2014): Reduction of biofilm formation on
titanium surface with ultraviolet-C pre-irradiation. Journal of Biomaterial Applications, 29:
161–71.
248. Yamazoe, J., Nakagawa, M., Matono, Y., Takeuchi, A., Ishikawa, K. (2007): The development
of Ti alloys for dental implant with high corrosion resistance and mechanical strength. Dental
Materials Journal, 26: 260-267.
249. Zareidoost, A., Yousefpour M. (2020): A study on the mechanical properties and corrosion
behavior of the new as-cast TZNT alloys for biomedical applications. Materials Science and
Engineering: C, e-ahead publication No. 110725.
250. Zhan, H., Ceguerra, A., Wang, G., Cairney, J., Dargusch, M. (2018): Precipitation of stringshaped
morphologies consisting of aligned α phase in a metastable β titanium alloy. Scientific
Reports, 8, Article number: 2038(2018), doi:10.1038/s41598-018-20386-1.
251. Zhang, B.B., Wang, B.L., Wang, Y.B., Li, L., Zheng, Y.F., Y. Liu, Y. (2012): Development of TiAg-Fe
ternary titanium alloy for dental application. Journal of Biomedical Material Research, B,
100: 185–196.
252. Zhang, B.B., Qiu, K.J., Wang, B.L., Li, L., Zheng, Y.F. (2012): Surface Characterization and Cell
Response of Binary Ti-Ag Alloys with CP Ti as Material Control. Journal of Materials Science
and Technology, 28: 779-784.
253. Zhang, F., Quan, Y., Reich, M., Kessler, O., Burkel, E. (2013): Sintering and Heat Treatment of
Titanium Alloys by Pulsed Electric Current Sintering. In: Burcu Ertuğ (Ed.): Materials Science.
Sintering Applications, InTech publication.
254. Zhao, D., Han, C., Li, Y., Li, J, Zhou, K., Wei, O., Liu, J., Shi, Y. (2019): Improvement on
mechanical properties and corrosion resistance of titanium-tantalum alloys in-situ fabricated
via selective laser melting. Journal of Alloys and Compounds, 804: 288-298.
118
255. Zhou, L.Y., Niinomi, M., Akahori, T. (2004): Mechanical Properties of Binary Ti-Ta Alloys for
Biomedical Applications. Materials Science Forum, 449-452: 1089-1092.
256. Zhou, S., Wang, J., Cai, P. (2017): Corrosion Resistance Investigation of Titanium Alloy as
Tissue Engineered Bone Implant. International Journal of Electrochemical Science, 12: 7174-
7182.
257. Ziaja, W., Motyka, M., Kubiak, K., Sieniawsky, J. (2016): Primary creep behaviour of twophase
titanium alloy with various microstructure. Arch. Metall. Mater., 61: 683–688.
258. Zilm, P.S., Bartold, P.M. (2011): Proteomic identification of proteinase inhibitors in the
porcine enamel matrix derivative, EMD(R). Journal of Periodontal Research, 46: 111–117.
14. Další zdroje
Hanawa, T. (2013): Titanium and titanium alloys as biomaterials for application in medicine.
Nepublikovaná přednáška v rámci kursu Materiály a technologie v protetickém lékařství.
Masarykova univerzita, Lékařská fakulta, Brno, listopad 2013.
Hanawa, T. (2019): New trends in biomaterials in dentistry. Nepublikovaná přednáška v
rámci kursu Materiály a technologie v protetickém lékařství. Masarykova univerzita,
Lékařská fakulta, Brno, listopad 2019.
ISO7405, Evaluation of Biocompatibility of Medical Devices Used in Dentistry, 2008.
ISO10993-5, Biological Evaluation of Medical Devices. Part5. Test for In Vitro Cytotoxicity,
2009.
Specifické stránky na www
http://www.prvky.com/22.html (technické vlastnosti titanu).
http://www.news-medical.net/whitepaper/20130903/Hydroxyapatite-Coating-forTitanium-Implants.aspx
(nanopovlakování hydroxyapatitem).
Noumbissi, S. (2012): Risks of corrosion with titanium dental implants. E-publication:
http://www.milesofsmilesdental.net/1248/risks-of-corrosion-with-titanium-dental-
implants/
https://pt.kle.cz/cs_CZ/titan.html
119
15. Příloha
V příloze jsou uvedeny původní časopisecké práce, a to ve členění:
A) odborné články excerpované v databázi WOS
Bartáková, S., Málek, J., Prachár, P. (2019): The Effect of Oxygen Addition on Microstructure and
Mechanical Properties of Various Beta-Titanium Alloys. JOM, 72: 1656–1663. 120
Málek, J., Hnilica, F., Bartáková, S., Mika, P., Veselý, J. (2018): The effect of different forms of oxygen
on properties of beta titanium alloys. Acta Polytechnica, 58: 179-183. 128
Bartáková, S., Prachár, P., Dvořák, I., Hrubý, V., Vaněk, J., Pospíchal, M., Svoboda, E., Martikáň, A.
(2015): Mechanical properties and microstructure of Ti-35.5Nb-5.7Ta beta alloy. Bratislava Medical
Journal - Bratislavské lékarske listy, 116: 88-92. 134
Prachár, P., Bartáková, S., Březina, V., Cvrček, L., Vaněk, J. (2015): Cytocompatibility of implants
coated with titanium nitride and zirconium nitride. Bratislava Medical Journal - Bratislavské lékarske
listyl, Bratislava, Slovakia, 116(3): 154-156. 138
Prachár, P., Bartáková, S., Vaněk, J. (2014): The titanium PV I endosteal implant from beta-titanium
alloy Ti 38Nb 6Ta. Biomedical Papers, 159: 503-507. Doi: 10.5507/bp.2014.011. 141
Tsutsumi, Y., Bartáková, S., Prachár, P., Yalatu, S., Migita, S., Doi, H., Nomura, N., Hanawa, T. (2012):
Long-Term Corrosion Behavior of Biocompatible β-Type Ti Alloy in Simulated Body Fluid. Journal of
The Electrochemical Society, 159: 435-440. 146
Málek, J., Hnilica, F., Veselý, J., Smola, B., Bartáková, S., Vaněk, J. (2012): Microstructure and
mechanical properties of Ti-35Nb-6Ta alloy after thermomechanical treatment. Materials
Characterization, 66: 75-82. 153
Málek J., Hnilica F., Smola B., Bartáková S., Vaněk J. (2012): The influence of chemical composition
and thermo-mechanical treatment on Ti-Nb-Ta-Zr alloys. Materials and Design, 35: 731-740. 161
Hao, J., Kuroda, S., Ohya, K., Bartáková, S., Aoki, H., Kasugai, S. (2011): Enhanced osteoblast and
osteoclast responses to a thin film sputtered hydroxyapatite coating. Journal of Materials Science:
Materials in Medicine. 22: 1489-99. 171
Borák, L., Florian, Z., Bartáková, S., Prachár, P., Murakami, N., Ona, M., Igarashi, Y., Wakabayashi, N.
(2011): Bilinear elastic property of the periodontal ligament for simulation using a finite element
mandible model. Dental Material Journal, 30: 448-454. 182
Strecha, J., Jurkovic, R., Siebert, T., Prachár, P., Bartáková, S. (2010): Fixed Bicortical Screw and Blade
Implants as a Non-Standard Solution to an Edentulous (Toothless) Mandible. International Journal of
Oral Science, 2: 105-110. 189
Silvennoinen, R., Hasoň S., Vetterl, V., Penttinen, N., Silvennoinen, M., Myller, K., Černochová, P.,
Bartáková, S., Prachár, P., Cvrček, L. (2010): Diffractive-optics-based sensor as a tool for detection of
biocompatibility of titanium and titanium-doped hydrocarbon samples. Applied Optics, 49: 5583-
5591. 195
Manogue, M., Kelly, M., Bartakova, S., Brown, G., Catalanotto, F., Choo-Soo, T., Delap, E., Godoroja,
P., Morio, I., Rotgans, J., Saag, M. (2002): 2.1 Evolving methods of assessment. Europaen Journal of
Dental Education, 6(Suppl.): 53-66. 204
B) odborné články v databázích (SCOPUS apod.) a ostatní články: Celkem 23 článků 218 -364
218/224/238/250/256/268/274/280/285/288/295/305/310/317/324/328/333/336/340/345/352/
358/363
CHARACTERIZATION OF ADVANCED BIOMATERIALS
The Effect of Oxygen Addition on Microstructure
and Mechanical Properties of Various Beta-Titanium Alloys
SONIA BARTA´ KOVA´ ,1
JAROSLAV MA´ LEK ,2,3,4
and PATRIK PRACHA´ R1
1.—Department of Stomatology, Faculty of Medicine Masaryk University and St. Ann’s University
Hospital in Brno, Pekarska 53, 656 91 Brno, Czech Republic. 2.—UJP PRAHA a.s., Nad Kamı´nkou
1345, 156 00 Prague-Zbraslav, Czech Republic. 3.—Faculty of Mechanical Engineering, Czech
Technical University in Prague, Karlovo Na´meˇstı´ 13, 121 35 Prague 2, Czech Republic.
4.—e-mail: malek@ujp.cz
Simultaneously achieving high strength and low Young’s modulus is essential
for implant materials due to the ‘‘stress-shielding effect’’. In this work, the
mechanical properties and microstructure of various beta-titanium alloys
based on the Ti-Nb system with additions of Zr, Ta and Sn have been studied.
Those alloys were prepared via the arc melting process. Thermo-mechanical
processing (i.e., hot forging, solution treatment and cold swaging) has been
performed. The alloys exhibited low Young’s modulus around 50 GPa (43 GPa
was the lowest measured value) and tensile strength around 800 MPa. The
tensile strength was increased via aging treatment (450°C/8 h) to 985 MPa
while the modulus increased to 75 GPa. On the other hand the addition of
0.4 wt.% of oxygen seems to be more beneficial as the tensile strength reached
values as high as 1225 MPa and simultaneously maintained low Young’s
modulus ($ 62 GPa) and sufficient elongation ($ 8%).
INTRODUCTION
The titanium alloys are considered as promising
materials for hard tissue replacements in medicine
due to their interesting properties such as high
strength, good corrosion resistance and low density.
Among titanium and its alloys, the so-called btitanium
alloys are the most intensively studied
group of materials for bio-applications. Besides
excellent corrosion resistance,1
those alloys contain
mainly fully biocompatible elements (Nb, Ta, Zr,
etc.), which is very important, as the potentially
harmful elements (Al, V, Cu) should be avoided for
alloying.2–4
The beta-titanium alloys have
microstructures consisting predominantly of the btitanium
(bcc) phase. Thanks to such microstructures,
these alloys are suitable for cold working and
usually exhibit lower Young’s moduli than other
titanium alloys. A low modulus is important in
order to avoid the ‘‘stress-shielding effect’’ which
can emerge when a material with significantly
higher stiffness replaces hard tissue.5–7
In such
cases, the rest of the surrounding tissue suffers
from insufficient loading, and this can lead to bone
atrophy and subsequent problems. On the other
hand, sufficient tensile strength is also required for
the proper function of the implant, as it has to
withstand the loading. Moreover, high strength can
lead to a new construction of implants that could
further suppress the stress-shielding effect (e.g.,
porous implants). Many alloys have been designed
that exhibit relatively low Young’s moduli ($ 50
GPa) and good tensile strength.8–11
Nevertheless
increasing the tensile strength of such alloys and
maintaining their low modulus (or with an as small
as possible increase) would be of great importance.
Recently, many Ti-Nb-based alloys with different
chemical compositions and microstructures have
been tested for Young’s modulus and tensile
strength (e.g., Refs. 12 and 13). Many researchers
have investigated the effect of niobium, tantalum,
zirconium and oxygen content on the phase stability
and mechanical properties of alloys. Several ways of
how to improve the tensile strength can be found.14
Controlling the microstructure via adjusting the
thermo-mechanical processing parameters along
with proper alloying may lead to a significant
improvement of mechanical properties (in beta-
JOM
https://doi.org/10.1007/s11837-019-03879-w
Ó 2019 The Minerals, Metals & Materials Society
120
titanium alloys, as well as in high-entropy alloys or
metallic glasses, etc.).14–17
Increasing the content of
interstitial elements (i.e., O and N) can be beneficial,
as it intensively increases the tensile strength
and does not dramatically increase the Young’s
modulus.13,18,19
Tane et al.20
showed that increasing
the oxygen concentration in the alloy suppresses the
increase in the Young’s modulus because the addition
of oxygen decreases the amount of the a¢¢ and x
phases. Yu et al.21
reported that the improvement of
strength via the addition of oxygen is caused by the
strong interaction of the screw dislocation with the
strain field created by the oxygen atoms in the
octahedral interstitial position, which significantly
reduces the dislocation mobility. The increase of
oxygen content in the alloy may lead to a decrease in
elongation (plasticity).14,22,23
On the other hand Yan
et al.23
claimed that the b-titanium alloys are less
prone to oxygen content (with respect to elongation
drop) than other titanium alloys. Cold working
combined with the addition of oxygen may result
in a combination of low Young’s modulus with high
strength. In our work, we have focused on several
Ti-Nb-based alloys with different oxygen contents.
Since the 1990s, Ti-Nb-based alloys have been
considered for implant materials because of their
generally low modulus of elasticity and great
strength (Kuroda et al.24
). Therefore, we aimed to
study the possibility of tensile strength improvement
via the addition of oxygen in various titanium
alloys, and to compare this improvement with the
conventional thermo-mechanical treatment, putting
emphasis on maintaining a low Young‘s modulus.
EXPERIMENTAL
Several alloys have been prepared in this work in
order to compare their properties and the effect of
oxygen on them: Ti-35Nb-6Ta-O alloy, Ti-25Nb-4Ta-
4,6,8,10 Sn-O alloy, and Ti-35Nb-2Zr-O alloy have
been synthesized. The alloys were prepared in an
electric arc melting furnace (Leybold Heraeus, type
L, 200 h) with a water-cooled copper crucible. The
melting was carried out by a non-consumable
tungsten electrode under a helium protective atmosphere.
Pure metals (Ti and Nb, and Ta, Zr, and Sn)
along with TiO2 powder were used. The addition of
oxygen has been chosen to be 0.2 wt.%, 0.3 wt.%,
0.4 wt.%, 0.6 wt.% and 0.8 wt.%. In the case of
specimens without the addition of oxygen, the
oxygen content has been determined to be $ 0.05
wt.%. Therefore, the total oxygen content in the
alloy is considered to be the addition + 0.05 wt.%.
Alloys were remelted at least six times to ensure
chemical homogeneity. The as-cast alloys were
machined to remove surface defects and then hotforged
at 700–1100°C into a cylindrical rod shape
(diameter $ 12 mm). Subsequently, specimens
were solution-treated at 850°C (1000°C was used
for alloys with a higher oxygen content in order to
be sure, that the annealing temperature is above
the b-transus temperature) for 0.5 h and waterquenched.
The solution-treated specimens were
then cold-swaged with a section reduction of $ 80%.
Specimens for light microscope observations (Nikon
EPIPHOT 300) were ground with SiC papers up to
#4000, polished with Struers OP-S emulsion with
the addition of 0.6 ml OP-S, 2 ml H2O and 2 ml NH3
and finally etched with 3 ml HF + 8 ml HNO3 +
100 ml H2O etchant. Transmission electron microscopy
(TEM) observations were carried out on a
JEOL JEM 2000EX microscope operated at 160 or
200 kV in a bright-field imagining mode or selected
area electron diffraction mode. The specimens for
TEM observations were thinned by grinding to a
thickness of about 100 lm and then electropolished
in 10% HClO4 + 20% glycerol + 70% methanol solution
at À 20°C using a Struers TENUPOL 2
machine.
The content of oxygen in the studied alloys has
been determined by using a Bruker Galileo G8 inert
gas fusion analyzer. For this, the specimens of the
alloys weighed about 0.1 g.
Tensile tests (ISO 6892–1:2009 standard) were
performed on standard round tensile specimens
(gauge diameter of 4 mm) with round shoulders on
an INSTRON 1185 testing machine equipped with a
video-extensometer. At least three specimens were
tested for each value.
RESULTS
The Ti-35Nb-6Ta-O Alloy
The Ti-35Nb-6Ta alloy investigated in this work
was modified by adding the above-mentioned oxygen
additions.
After hot forging and solution treatment, the
specimens were cold-swaged in several steps to final
diameters with total section reductions of $ 80%.
The same processing has been used for the alloys
with and without the addition of oxygen. The
specimens of the Ti-35Nb-6Ta alloy without oxygen
have also been aged (450°C/8 h/furnace-cooled) after
cold swaging.
The microstructure of the as-cast alloy consists of
very coarse (> 1 mm) b-phase grains with small
fractions of fine a-particles on the grain boundaries
and interiors. This microstructure was refined
during hot forging and solution treatment. The
solution-treated alloy has a microstructure consisting
of refined ($ 200 lm) pure and equiaxed bphase
grains, which became elongated in the direction
of the swaging axis into a fiber-like structure
during cold swaging. A very small fraction of a
needle-like a¢¢-Ti martensitic phase has been
detected.
On the other hand, no a or x precipitates were
observed during the TEM analysis or any other used
methods. Dislocation tangles were observed by
TEM. Numerous needle-like a-precipitates emerged
during the aging treatment (450°C/8 h which was
observed by TEM (see Fig. 1). Additionally, coarser
Barta´kova´, Ma´lek, and Pracha´r
121
precipitates along the grain boundaries can also be
observed (Fig. 1). More details about the
microstructure of those alloys have been described
in our previous works.25,26
In the alloys with oxygen
(even for the lowest 0.2 wt.% addition) only a
deformed b-phase has been observed (no a¢¢, a or x
phases) after cold swaging.
The mechanical properties obtained from tensile
tests of Ti-35Nb-6Ta-XO alloy are plotted in Fig. 2.
It can be seen from Fig. 2a that the tensile strength
values (as well as yield strength values) can be
significantly improved via oxygen additions. The
increase of tensile strength due to added oxygen can
reach 80% of the original value (alloy with no added
oxygen). Certain increases of tensile strength can
also be attained by thermal treatment (aging 450°C/
8 h). On the other hand, with a certain amount the
oxygen strongly deteriorated the plasticity of the
alloy (elongation values). It can be seen from Fig. 2b
that the elongation values for the alloys with 0.6
and 0.8% added oxygen has elongation values lower
than 2% which is not suitable for many applications.
Aging treatment also led to a decrease in elongation
values; however, in aged alloys, the elongation is
still around 10% and therefore acceptable for practical
use. The Young’s modulus values are plotted in
Fig. 2b. It can be observed that the aging treatment
caused significant increases in modulus values
(from 50 GPa to 75 GPa). Also, the added oxygen
caused an increase in the modulus (depending on
the amount of oxygen added), but this increase is
lower than that caused by the aging treatment
(precipitation of the a-phase). So it can be assumed
that, for potential use as biomaterial (desired high
strength, low Young’s modulus and sufficient elongation),
the most convenient way of how to improve
the mechanical properties is the addition of oxygen
in amounts not exceeding 0.4 wt.%, which improved
the strength up to (1150 MPa) with a small increase
in Young’s modulus (60 GPa) and retained sufficient
elongation values ($ 8%).
The Ti-Nb-Ta-Sn-O Alloys
The microstructure of Ti-25Nb-4Ta-4,6,8,10Sn
solution-treated alloys differs according to the
change of Sn content. The alloys containing 4 wt.%
and 6 wt.% of Sn (4Sn and 6Sn) exhibit coarse
grains with a¢¢ martensitic needles inside (Fig. 3a).
The microstructures of the 8Sn (see Fig. 3b) and
10Sn-containing alloys have single-phase b-grains
and only a very small fraction of a-precipitates
(especially along grain boundaries) can be observed.
During the cold swaging, the microstructure of
such alloys undergoes changes according to their Sn
content. The 4Sn and 6Sn-containing alloys possess
very fine microstructures elongated in the direction
of the swaging axis. Similar effects can be observed
in the 8Sn and 10Sn alloys along with deformation
bands.
The tensile strength values are the highest for the
6Sn alloy, but the 4Sn and 8Sn alloys also have quite
high values of tensile strength (Fig. 4a). On the
other hand the 4Sn and 6Sn alloys exhibit low
elongation values (up to 5%) which could be a
problem for the practical use of these alloys (Fig. 4b).
The 8Sn and 10Sn specimens have elongations above
15%. Moreover, the 8Sn specimen exhibits a
Fig. 1. Microstructure of cold-swaged and subsequently aged
(450°C/8 h) Ti-35Nb-6Ta alloy.
Fig. 2. (a) Dependence of mechanical properties versus oxygen
content of cold-swaged (CS) and aged Ti-35Nb-6Ta alloy; YS, yield
strength; UTS, ultimate tensile strength; (b) elongation (E) and
Young’s modulus.
The Effect of Oxygen Addition on Microstructure and Mechanical Properties of Various BetaTitanium
Alloys
122
promising combination of low Young’s modulus
($ 43 GPa), sufficient elongation ($ 18%) and high
strength (820 MPa). Therefore, the Ti-25Nb-4Ta-
8Sn alloy has been chosen to study the influence of
added oxygen on its properties.
The Ti-25Nb-4Ta-8Sn alloy after cold swaging
exhibits a wave-like microstructure in the transversal
direction and a fiber-like microstructure elongated
in the direction of the swaging axis (as in the
previously mentioned Ti-35Nb-6Ta alloy) in the
longitudinal direction. The deformation is probably
achieved mainly by multiple active slip systems
inside the intensively deformed shear bands (highlighted
in Fig. 5, obtained by TEM).
The Ti-25Nb-4Ta-8Sn alloy was modified by oxygen
addition as was the previously mentioned Ti-
35Nb-6Ta alloy. The microstructure of all the Ti-
25Nb-4Ta-8Sn-xO (x = 0.2, 0.4, 0.6, and 0.8) alloys
consisted of pure b-phase grains. The cold-swaged
microstructure is similar to that of the alloy without
oxygen addition and to Ti-35Nb-6Ta-xO alloys.
The dependence of tensile strength and yield
strength on the oxygen content in the Ti-25Nb-4Ta-
8Sn alloy can be seen in Fig. 6a. On the basis of the
above results, the oxygen was up to 0.4 wt.%. It can
be seen that the tensile strength increased from
845 MPa to 1150 MPa (0.4 wt.%). Simultaneously,
the increase of Young’s modulus has been observed
(from 43 GPa to 68 GPa), as seen in Fig. 6b. The
elongation value decreased from 14% (no added
oxygen) to 8% (0.4 wt.% O).
The Ti-35Nb-2Zr-O Alloy
The previously developed Ti-35Nb-2Zr27
alloy was
also modified by adding 0.4 wt.% of oxygen on the
basis of previous results, which have shown that
this oxygen addition was the best to maintain a good
compromise between an increase in strength and a
reasonable plasticity of the alloy. In this case, the
microstructure of the solution-treated alloy (without
oxygen addition) consists predominantly of the a¢¢
martensitic phase. The addition of oxygen into the
Ti-35Nb-2Zr alloy caused a significant change in
microstructure, as the a¢¢-martensitic phase disappeared
(was not observed) and pure b-phase grains
were observed in the alloys with added oxygen. This
is different from the previously mentioned Ti-25Nb-
4Ta-8Sn, as that alloy exhibited a pure b-phase
structure after solution treatment (before oxygen
modification). On the other hand, in the Ti-35Nb-
6Ta, certain small amounts of a¢¢ martensite have
been observed which disappeared after oxygen
addition. The microstructure of the Ti-35Nb-2Zr
alloy after cold deformation consists mainly of very
Fig. 3. Microstructure of solution-treated Ti-25Nb-4Ta-4Sn alloy (a)
and 25Nb-4Ta-8Sn alloy (b).
Fig. 4. Dependence of mechanical properties versus Sn content of
cold-swaged (CS) Ti-25Nb-4Ta-XSn alloy; (a) YS, yield strength;
UTS, ultimate tensile strength; (b) Elongation; E, Young’s modulus.
Barta´kova´, Ma´lek, and Pracha´r
123
fine deformed martensitic needles, together with
elongated fiber-like features. Similar elongated bgrains
can be observed in the Ti-35Nb-2Zr-0.4O
cold-deformed alloy. Additionally, less deformed
areas containing numerous slip bands are present
in the microstructure. It can be seen from Table I
that the addition of 0.4 wt.% of oxygen led to an
increase in the tensile strength to 1225 MPa, which
is the highest value among all the alloys studied in
this work. Moreover, the elongation is still close to
8% which is similar to other alloys, while the
Young’s modulus is comparable with other studied
materials ($ 62 GPa).
Fractography
The fracture mechanisms during the tensile tests
of the studied alloys are similar and therefore the
main characterizations of their fracture surfaces are
described simultaneously. During the plastic deformation,
the so-called ‘‘necking’’ effect took place
along with the formation of shear lips at the edge of
the tensile specimens. The necking effect diminishes
with the increasing oxygen content in the
alloy. The nucleation of voids and their coalescence
leads to the rupture of the specimens, and therefore
a typical dimple-like morphology can be observed.
The total number of dimples is lower in the case of
alloys without oxygen modification compared to
alloys with oxygen addition (compare Fig. 7a and
b). Moreover, dimples in the alloys without oxygen
addition are significantly deeper, which can be
attributed to the limited plasticity of the modified
(by oxygen) alloys.
DISCUSSION
The addition of oxygen caused changes in the
microstructure when the a¢¢-Ti martensitic phase
disappeared in favor of the b-Ti phase. This was
observed in both the Ti-35Nb-6Ta alloy and the Ti-
35Nb-2Zr alloy where this effect is obvious thanks
to a high fraction of the martensitic phase in the
solution-treated state. This can be ascribed to the
role of oxygen that is known to significantly
decrease the martensite start (Ms) temperature
and therefore inhibit the formation of the a¢¢-Ti
phase,28–32
as well as inhibiting the formation of the
x-phase.28,33
In the case of the Ti-35Nb-2Zr alloy,
the addition of 0.4 wt.% oxygen decreased the Ms
temperature below room temperature and therefore
pure b-phase has been retained, and the aging
treatment increased the tensile strength of the Ti-
35Nb-6Ta alloy. On the other hand, a significant
increase in Young’s modulus has also been
observed, caused by the precipitation of a high
fraction of the secondary a-phase as proved by TEM.
It has been shown that the a-phase (and also the xphase)
have significantly higher Young’s moduli
than the b-phase.33–35
Therefore, the precipitation
of such phases causes the increase of the moduli
according to their volume fraction. The needles of
the a-particles can also hinder the dislocation
movement and therefore increase the tensile
strength and decrease the elongation value. The
higher oxygen content in the alloy has a similar
effect, as the atoms of oxygen are occupying the
interstitial sites, which results in strain fields
hindering the dislocation movement.29,36
Moreover,
the oxygen can form atoms which may form the socalled
Cottrell atmospheres when interacting with
Fig. 5. Microstructure of Ti-25Nb-4Ta-8Sn alloy after cold swaging
(by TEM) with highly deformed shear bands (indicated by the circle).
Fig. 6. Dependence of mechanical properties versus oxygen content
of cold-swaged (CS) Ti-25Nb-4Ta-8Sn alloy; (a) YS, yield strength;
UTS, ultimate tensile strength; (b) Elongation; E, Young’s modulus.
The Effect of Oxygen Addition on Microstructure and Mechanical Properties of Various BetaTitanium
Alloys
124
edge dislocations or Snoek’s atmospheres (interacting
with screw dislocations).19
Those atmospheres
further hinder dislocation movements and therefore
increasing the strength and decreasing the elongation.
It is evident from these results that the
modulus increased significantly (to $ 75 GPa) after
aging. The alloy after aging has a tensile strength of
985 MPa. However if we consider the alloy with the
same modulus value (75 GPa) strengthened via
oxygen addition, then the value of tensile strength
is around 1400 MPa (compared to 985 MPa of the
aged alloy). It is therefore evident that, in this case,
the strengthening via oxygen addition is more
effective than the aging treatment (with respect to
the strength to modulus ratio). It should be pointed
out that the alloy with a tensile strength of
1400 MPa has poor ductility, as the elongation is
close to zero. In any case the addition of 0.4% oxygen
may exhibit high tensile strength ($ 1150 MPa),
sufficient elongation ($ 9%) and low modulus ($ 60
GPa). Due to those reasons, it can be considered as a
more promising way of increasing the performance
of b-titanium alloys for bio-applications compared
with the aging treatment. A slight increase in the
Young’s modulus of beta-titanium alloys has been
observed by various authors.29,37,38
However, different
dependences of the modulus versus oxygen
addition have been reported. Min et al.38
reported
that oxygen addition increases the Young’s modulus
mainly at lower concentrations, and that further
addition has very little impact on the modulus
value. Our results are more likely consistent with
other authors13,19,29,37
who have reported continuous
increases in modulus values with increasing
oxygen content. On the other hand, Takesue et al.39
claimed that, in beta-titanium monocrystals, the
modulus remains almost independent of oxygen
content in the observed crystallographic directions.
The reason for the increase of Young’s modulus
caused by oxygen is unclear, as no a-particles were
observed in such alloys. On the other hand, a small
fraction of the a-phase cannot be excluded, as it has
been reported40–42
that oxygen is an a-stabilizer. On
the other hand, Abdel-Hady et al.41
claimed that
oxygen in solution-treated alloys may act as a bstabilizer,
and an a-stabilizing effect can be
observed mainly during aging treatment. In any
case, it seems that the effect of phase constitution is
supposed to be of minor importance, as no significant
changes in phase composition due to oxygen
addition (except in the Ti-35Nb-2Zr alloy) have been
observed. In the Ti-35Nb-2Zr alloy, the dominant a¢¢
phase disappeared in favor of the b-phase after
oxygen addition, but Hao et al.43
claimed that the
Young’s modulus of the a¢¢ phase is close to that of
the b-phase modulus. It has been reported that the
addition of oxygen (or other interstitial elements)
increases the Young’s modulus values due to
changes in interatomic distances and interatomic
force interactions. Those are, according to Geng
et al.,43
supposed to be stronger as the atoms are
closer when oxygen is added to the alloy, and
therefore a slight increase in the modulus can be
observed. Another reason for an increase of Young’s
modulus could possibly be texture development
during cold deformation (cold swaging). It is known
that the b-phase modulus depends on the crystallographic
orientation,39,44–46
and it is well known
that, during severe cold deformation, the<110>
Table I. Mechanical properties of Ti-35Nb-2Zr and Ti-35Nb-2Zr-0.4O alloys
Alloy UTS (MPa) YS (MPa) Elongation (%) E (GPa)
Ti-35Nb-2Zr 805 770 14 53
Ti-35Nb-2Zr-0.4O 1225 1170 8 62
Fig. 7. Fracture surface of (a) Ti-25Nb-4Ta-8Sn alloy, and (b) Ti-
25Nb-4Ta-8Sn-0.4O alloy; detail from the central region of the
fracture surface.
Barta´kova´, Ma´lek, and Pracha´r
125
fiber texture is developed.45,47,48
It could possibly
be that alloys modified by oxygen addition have
different (or weaker) textures due to their limited
plasticity. However, this is only a hypothesis as no
texture data for those alloys are available at this
time.
CONCLUSION
On the basis of presented results can be concluded
that:
a. The addition of oxygen into b-titanium alloys
leads to the disappearance of a¢¢-Ti in the
specimens where it was present after solution
treatment (Ti-35Nb-2Zr alloy).
b. The 450°C/8 h annealing caused a significant
improvement of tensile strength (from 800 MPa
to 985 MPa) simultaneously with a significant
increase of Young’s modulus (to 75 GPa) values
in the Ti-35Nb-6Ta alloy. A more distinct
increase in strength to 1150 MPa for this alloy
can be achieved via the addition of 0.4 wt.% of
oxygen together with a lower modulus increase
(to 62 GPa).
c. The Ti-25Nb-4Ta-8Sn alloy has the lowest modulus
among all the studied alloys ($ 45 GPa)
with a tensile strength of 820 MPa. The addition
of 0.4 wt.% oxygen led to an increase in strength
to 1150 MPa, while maintaining the modulus of
68 GPa.
d. The 0.4 wt.% oxygen addition into the Ti-35Nb-
2Zr alloy led to the most significant increase in
tensile strength among all the studied alloys
(from 810 MPa to 1225 MPa), while the Young’s
modulus increased from 53 GPa to 62 GPa.
ACKNOWLEDGEMENTS
Authors would like to express thanks to the Czech
Technology Agency for its financial support for this
work [TE01020390], and to Ministry of Education,
Youth and Sport of the Czech Republic program
NPU1 [Project no. LO1207].
REFERENCES
1. N.S. Manam, W.S.W. Harun, D.N.A. Shri, S.A.C. Ghani, T.
Kurniawan, M.H. Ismail, and M.H.I. Ibrahim, J. Alloys
Compd. 701, 698 (2017).
2. A. Biesiekierski, J. Wang, M.A.-H. Gepreel, and C. Wen,
Acta Biomater. 8, 1661 (2012).
3. J.M. Cordeiro and V.A.R. Barao, Mater. Sci. Eng., C 71, 1201
(2017).
4. D.F. Williams, Biomaterials 29, 2941 (2008).
5. N. Yamamoto, K. Ohno, K. Hayashi, H. Kuriyama, K. Yasuda,
and K. Kaneda, J. Biomech. Eng. Asme 115, 23 (1993).
6. R. Huiskes, H. Weinans, and B. Van Rietbergen, Clin. Orthop.
Relat. Res. 274, 124 (1992).
7. M.C. Kennady, M.R. Tucker, G.E. Lester, and M.J. Buckley,
Int. J. Oral Maxillofac. Surg. 18, 307 (1989).
8. L. Kuncˇicka´, R. Kocich, and T.C. Lowe, Prog. Mater Sci. 88,
232 (2017).
9. M. Niinomi and M. Nakai, Int. J. Biomater. 2011, 836587
(2011).
10. J. Ma´lek, F. Hnilica, J. Vesely´, B. Smola, S. Barta´kova´, and
J. Vaneˇk, Mater. Des. 35, 731 (2012).
11. M.A.-H. Gepreel and M. Niinomi, J. Mech. Behav. Biomed.
Mater. 20, 407 (2013).
12. Y.-H. Hon, J.-Y. Wang, and Y.-N. Pan, Mater. Trans. 44,
2384 (2003).
13. M. Nakai, M. Niinomi, T. Akahori, H. Tsutsumi, and M.
Ogawa, Mater. Trans. 50, 2716 (2009).
14. L. Kang and C. Yang, Adv. Eng. Mater. 21, 1801359 (2019).
15. L. Li, J. Li, Y. He, W. Yi, H. Kou, and J. Wang, J. Alloys
Compd. 784, 220 (2019).
16. Y.J. Hwang, S.H. Hong, Y.S. Kim, H.J. Park, Y.B. Jeong,
J.T. Kim, and K.B. Kim, J. Alloys Compd. 737, 53 (2018).
17. S.H. Hong, Y.J. Hwang, S.W. Park, ChH Park, J. Yeom,
J.M. Park, and K.B. Kim, J. Alloys Compd. 793, 271 (2019).
18. T. Ando, K. Nakashima, T. Tsuchiyama, and S. Takaki,
Mater. Sci. Eng., A 486, 228 (2008).
19. F. Geng, M. Niinomi, and M. Nakai, Mater. Sci. Eng., A 528,
5435 (2011).
20. M. Tane, T. Nakano, S. Kuramoto, M. Hara, M. Niinomi, N.
Takesue, T. Yano, and H. Nakajima, Acta Mater. 59, 6975
(2011).
21. Q. Yu, R. Traylor, D. Rugg, M. Asta, D.C. Chrzan, and A.M.
Minor, Science 347, 635 (2015).
22. Z. Lei, X. Liu, Y. Wu, H. Wang, S. Jiang, S. Wang, X. Hui, Y.
Wu, B. Gault, P. Kontis, D. Raabe, L. Gu, Q. Zhang, H.
Chen, H. Wang, J. Liu, K. An, Q. Zeng, T. Nieh, and Z. Lu,
Nature 563, 546 (2018).
23. M. Yan, W. Xu, M.S. Dargusch, H.P. Tang, M. Brandt, and
M. Qian, Powder Metall. 57, 251 (2014).
24. D. Kuroda, M. Niinomi, M. Morinaga, Y. Kato, and T. Yashiro,
Mater. Sci. Eng., A 243, 244 (1998).
25. J. Ma´lek, F. Hnilica, J. Vesely´, B. Smola, S. Barta´kova´, and
J. Vaneˇk, Mater. Charact. 66, 75 (2012).
26. F. Hnilica, J. Ma´lek, and J. Vesely´, Key Eng. Mater. 647, 79
(2015).
27. J. Ma´lek, F. Hnilica, J. Vesely´, B. Smola, K. Kolarˇı´k, J. Fojt,
M. Vlach, and V. Kodetova´, Mater. Sci. Eng., A 675, 1 (2016).
28. M. Tane, T. Nakano, S. Kuramoto, M. Niinomi, N. Takesue,
and H. Nakajima, Acta Mater. 61, 139 (2013).
29. X. Ji, S. Emura, T. Liu, K. Suzuta, X. Min, and K. Tsuchiya,
J. Alloys Compd. 737, 221 (2018).
30. M. Tahara, H.Y. Kim, T. Inamura, H. Hosoda, and S.
Miyazaki, Acta Mater. 59, 6208 (2011).
31. M. Besse, P. Castany, and T. Gloriant, Acta Mater. 59, 5982
(2011).
32. M. Tahara, H.Y. Kim, H. Hosoda, T.H. Nam, and S.
Miyazaki, Mater. Sci. Eng., A 527, 6844 (2010).
33. M. Tane, T. Nakano, S. Kuramoto, M. Hara, M. Niinomi, N.
Takesue, T. Yano, and H. Nakajima, Acta Mater. 58, 6790
(2010).
34. P. Majumdar, S.B. Singh, and M. Chakraborty, Mater. Sci.
Eng., A 489, 419 (2008).
35. Q. Li, M. Niinomi, M. Nakai, Z. Cui, S. Zhu, and X. Yang,
Mater. Sci. Eng., A 536, 197 (2012).
36. Y. Nii, T.H. Arima, H.Y. Kim, and S. Miyazaki, Phys. Rev. B
82, 1 (2010).
37. C. Lan, F. Chen, H. Chen, Y. Wu, and X. Wu, J. Mater. Sci.
Technol. 34, 2100 (2018).
38. X. Min, P. Bai, S. Emura, X. Ji, C. Cheng, B. Jiang, and K.
Tsuchiya, Mater. Sci. Eng. A 684, 534 (2017).
39. N. Takesue, Y. Shimizu, T. Yano, M. Hara, and S. Kuramoto,
J. Cryst. Growth 311, 3319 (2009).
40. T. Li, D. Kent, G. Sha, M.S. Dargusch, and J.M. Cairney,
Scr. Mater. 104, 75 (2015).
41. M. Abdel-Hady, K. Hinoshita, and M. Morinaga, Scr. Mater.
55, 477 (2006).
42. D. Raabe, B. Sander, M. Fria´k, D. Ma, and J. Neugebauer,
Acta Mater. 55, 4475 (2007).
43. Y. Hao, M. Niinomi, D. Kuroda, K. Fukunaga, Y. Zhou, R.
Yang, and A. Suzuki, Metall. Mater. Trans. A 33, 3137
(2002).
44. M. Awaji, H. Hashimoto, E. Sukedai, and F. Akao, Acta
Crystallogr. Sect. B 48, 622 (1992).
45. M. Abdel-Hady, K. Hinoshita, H. Fuwa, Y. Murata, and M.
Morinaga, Mater. Sci. Eng., A 480, 167 (2008).
The Effect of Oxygen Addition on Microstructure and Mechanical Properties of Various BetaTitanium
Alloys
126
46. M. Abdel-Hady, H. Fuwa, K. Hinoshita, H. Kimura, Y.
Shinzato, and M. Morinaga, Scr. Mater. 57, 1000 (2007).
47. J. Malek, F. Hnilica, J. Vesely´, K. Kolarˇı´k, and J. Cˇ apek, in
Metal 2015—24th International Conference on Metallurgy
and Materials, Conference Proceedings, 1294 (2015).
48. R.J. Talling, R.J. Dashwood, M. Jackson, and D. Dye, Acta
Mater. 57, 1188 (2009).
Publisher’s Note Springer Nature remains neutral with regard
to jurisdictional claims in published maps and institutional
affiliations.
Barta´kova´, Ma´lek, and Pracha´r
127
doi:10.14311/AP.2018.58.0179
Acta Polytechnica 58(3):179–183, 2018 © Czech Technical University in Prague, 2018
available online at http://ojs.cvut.cz/ojs/index.php/ap
THE EFFECT OF DIFFERENT FORMS OF OXYGEN
ON PROPERTIES OF BETA TITANIUM ALLOYS
Jaroslav Máleka,∗
, František Hnilicaa
, Sonia Bartákováb
,
Patrik Míkac
, Jaroslav Veselýa
a
UJP PRAHA a.s., Nad Kamínkou 1345, Praha Zbraslav 156 10
b
Fakultní nemocnice u Svaté Anny v Brně – Stomatologická klinika, Pekařská 53, Brno 656 91
c
VŠCHT v Praze, Technická 5, Praha 6, 166 28
∗
corresponding author: malek@ujp.cz
Abstract. The beta-titanium alloys are widely used in many applications (medicine, aerospace
industry etc.) due to their superior properties, such as corrosion resistance, biocompatibility
and high strength to weight ratio. One of the ways how to increase the strength of those alloys
is the addition of oxygen. The oxygen can be present in various forms in the alloy –
in a solid solution or in the form of oxides. In this work, the effect of two forms of oxygen
(i.e., solid solution and dispersion particles) was studied. Two alloys, one arc melted with
different oxygen additions and one prepared via powder metallurgy where the titanium powder
was oxidized, were prepared. The microstructure and mechanical properties were studied.
A significant increase in strength with increasing the oxygen content in the solid solution
has been observed. However, the powder oxidation has almost no effect on a tensile
strength probably due to quite large interparticle distances between titanium oxide parti-
cles.
Keywords: beta-titanium alloys; oxygen; microscopy; mechanical properties.
1. Introduction
The beta-titanium alloys are materials with a high
potential of use in biomedical applications (e.g., artificial
joints, implants, screws etc.) [1]. This is
thanks to their suitable properties for such purpose.
They exhibit excellent corrosion resistance, high
strength to weight ratio and low Young’s modulus
(in comparison with other metallic materials used
for bioapplications). The Young’s modulus of an implant
material should be close to that of the replaced
bone to limit the so called stress shielding effect [2].
The modulus of a bone is reported to be between 10
and 40 GPa [3], which is significantly lower than the
modulus of most metallic materials (stainless steel
210 GPa, or CoCrMo alloy 230 GPa). Moreover, the
beta-titanium alloys are frequently composed of fully
biocompatible elements that represent minimal risk
for human body during a long term use [4]. Nevertheless,
the tensile strength is desired to be further
improved, maintaining the Young’s modulus as low
as possible. There are many ways how to increase the
tensile strength (precipitation strengthening, deformation
strengthening, dispersion strengthening, solid
solution strengthening) [5–8]. It was reported that
the addition of oxygen could significantly improve
the tensile strength of the alloy [9, 10]. The oxygen
could be present in various forms (i.e., oxides, soluted
in the matrix). In this work, the oxygen addition
has been carried out via two different ways and the
effect on mechanical properties has been studied.
2. Experimental
The beta-titanium alloys with the nominal chemical
composition Ti-25Nb-4Ta-8Sn-XO was prepared
by arc melting in an electrical arc melting furnace
with a non-consumable tungsten electrode and water
cooled copper crucible under Ar atmosphere. Pure
elemental metals were used for the arc melting (Ti –
grade 2) and (Ta, Nb, Sn – minimum purity 99.9 %).
The oxygen addition was carried out by TiO2 powder
addition in different amounts into the batch.
By this way, alloys with 0.1 (no addtion); 0.3; 0.5;
0.7 and 0.9 wt% of oxygen were obtained. Alloys
were remelted at least six times to ensure a good
chemical homogeneity. The second type of the alloy
synthesis was via blending elemental powders with a
particle size of −325 mesh supplied by ALFA Aesar
Gmbh. The titanium powder was oxidized on air at
200 °C for 0.5, 1, 2 or 4 hours prior to the powder
mixing Elemental powders were weighted, mixed (in
TURBULA 2F device for 10 h) and subsequently
cold isostatically pressed (CIP) at 400 MPa. After
the CIP, the alloy was sintered (1400 °C/10 h). All
alloys were (after both arc melting and the CIP)
hot forged with a minimal section reduction by 40 %
and solution treated 1000 °C/0.5 h/water quenched.
The microstructure was studied using the light microscope
Nikon EPIPHOT 300 (LM) and scanning
electron microscope JEOL JEM 7600F (SEM). The
specimens for microstructural observations were prepared
via a standard metallographic process (grinded
179
128
J. Málek, F. Hnilica, S. Bartáková et al. Acta Polytechnica
Oxidation time [h] 0 0.5 1 2 4
Weight increment [g] 0 0.0074 0.0198 0.0198 0.0267
Estimated oxygen increase [wt%] 0 0.036 0.087 0.102 0.118
Estimated total oxygen content [wt%] 0.31 0.35 0.40 0.41 0.43
Measured oxygen content [wt%] 0.31 0.55 0.55 0.52 0.56
Table 1. The dependence of oxygen content on oxidation time of powder metallurgy processed specimens.
were used. The oxygen content in final alloys has been determined by Bruker Galileo G8 gas fusion
analyzer. At least three measurements (specimens of 0.1 g) for each material has been performed.
Which gives the final value with scatter lower than ±0.05 wt.% (typically ± 0.03). The declared
experimental scatter of the device itself is ±1 % of the measured value. The amount of oxygen added
to alloys prepared by powder metallurgy was also determined by the method of weighting. During
this approximately 70g of titanium powder was weighted subsequently oxidized and weighted again.
This has been carried out by using weighting machine with auccuracy of 0.0001 g. At least two
measurements were repeated two times. The oxygen addition into the alloy was calculated on the
basis of those measurements. Basic data are presented in Tab.1.
3. Results and Discussion
The microstructures of as-cast and solution
treated alloys consist of recrystallized grains of
β-Ti (bcc) phase (Fig.1). This microstructure is
typical for all arc-melted specimens. No other
phases than the β- phase have been observed
in studied specimens. It can be therefore
assumed that the oxygen has been almost
completely dissolved in the matrix as no oxides
have been observed. The arc-melted
specimens have quite large grain size after hot
forging and solution treatment. The grain size
has been determined to be approximately 500
μm. It can be seen from Fig.2a that the
hardness of solution treated arc melted alloy
Fig.1 Microstructure of arc melted alloy with 0.3
wt.% of oxygen after solution treatment
Figure 1. Microstructure of an arc melted alloy with
0.3 wt.% of oxygen after the solution treatment.
up to #4000 with SiC papers and polished with
Struers OP-S emulsion with the addition of H2O2).
3 ml HF + 8 ml HNO3 + 100 ml H2O etchant was used
for the etching. Tensile tests have been performed on
Instron 1185 machine according to ISO 6892-1:2009
standard. Standard round tensile specimens with a
5 mm diameter gauge and M8 shoulders were used.
The oxygen content in final alloys has been determined
by Bruker Galileo G8 gas fusion analyser. At
least three measurements (specimens of 0.1 g) for
each material have been performed. Which gives
the final value with a scatter lower than ±0.05 wt%
(typically ±0.03 wt%). The declared experimental
scatter of the device itself is ±1 % of the measured
value. The amount of oxygen added to alloys prepared
by powder metallurgy was also determined by
the method of weighting. During this, approximately
70 g of titanium powder was weighted, subsequently
oxidized and weighted again. This has been carried
out by using a weighting machine with an accuracy of
0.0001 g. At least two measurements were repeated
two times. The oxygen addition into the alloy was
calculated on the basis of those measurements. Basic
data are presented in Table 1.
3. Results and Discussion
The microstructures of as-cast and solution treated
alloys consist of recrystallized grains of β-Ti (bcc)
phase (Figure 1). This microstructure is typical for
all arc-melted specimens. No other phases than the
β- phase have been observed in the studied specimens.
Therefore, it can be assumed that the oxygen
has been almost completely dissolved in the matrix
as no oxides have been observed. The arc-melted
specimens have a quite large grain size after hot
forging and the solution treatment. The grain size
has been determined to be approximately 500 µm. It
can be seen from Figure 2a that the hardness of solution
treated arc melted alloy increases significantly
with the increasing oxygen content. It can be estimated
that the increase in hardness is approximately
160 HV10 per 1 wt% O. The same trend has been
observed for both tensile strength and yield strength
values where the observed increment corresponds
to about 400 MPa per 1 wt% O. However, the influence
on Young’s modulus was lower (see Figure 2b)
with an estimated increase approximately 21 GPa per
1 wt% O. It was also observed that specimens with
the highest oxygen content have a ductility close to
zero, which could be limiting for many applications
and for subsequent technological processing (e.g.,
cold rolling). In all that cases, the increase can be
clearly observed and is supposed to be caused by the
interstitial strengthening of the oxygen dissolved in
the matrix.
During the specimen preparation via powder metallurgy
process, the oxygen addition was performed
by different way. The titanium powder oxidation has
been used for this purpose. The powder contains a
certain amount of oxygen before the oxidation (due
to a technological process during powder production).
The original oxygen is present in the form of
an interstitial solid solution (as in the arc melted
specimen). The titanium powder was oxidized at
200 °C on air for 0.5, 1, 2 and 4 hours. The powder
was weighted before and after the oxidation. The
weight change during the oxidation (70 g of titanium
powder was oxidized) shows an increase, which could
be ascribed mostly to the oxygen (weight increment
in Table 1). Subsequently, the increase of oxygen content
in the alloy has been calculated. The measured
value of the alloy with an unoxidised powder was
then used as the basis for the total estimated oxygen
content in the mentioned in Table 1. It can be seen
that the measured oxygen content is higher than the
content estimated from weighting the powders (and
initial content in powders). This may be caused by
moisture evaporation that may slightly increase the
initial weight (before oxidation). It can be also seen
from Table 1 that the real oxygen content is similar
for all oxidized specimen regardless of the oxidation
period. This could imply that after oxidation of sur-
180
129
vol. 58 no. 3/2018 The Effect of Different Forms of Oxygen on Beta Titanium Alloys
the highest oxygen content have ductility close to zero which could be limiting for many applications
and for subsequent technological processing (e.g. cold rolling). In all that cases the increase can be
clearly observed and is supposed to be caused by the intersticial strengthening of oxygen dissolved in
the matrix.
Fig.2a Hardness and Tensile strength vs. oxygen
content in arc melted specimen.
Fig.2b Young’s modulus and elongation values vs.
oxygen content in arc melted specimen.
During specimen preparation via powder metallurgy process the oxygen addition was performed by
different way. Titanium powder oxidation has been used for this purpose. The powder contains
certain amount of oxygen before oxidation (due to technological process during powder production).
The original oxygen is present in the form of intersticial solid solution (as in the arc melted
specimen). The titanium powder was oxidized at 200°C on air for 0.5, 1, 2 and 4 hours. The powder
was weighted before and after oxidation. The weight change during oxidation (70g of titanium
powder was oxidized) shows an increase which could be ascribed mostly to oxygen (weight
increment in Tab.1). Subsequently the increase of oxygen content in the alloy has been calculated.
Based on measured value of alloy with unoxidized powder was then used as the basis for total
estimated oxygen content in the mentioned in Tab.1. It can be seen that the measured oxygen
content is higher than the content estimated from weighting the powders (and initial content in
powders). This may be caused by moisture evaporation that may slightly increase the initial weight
(before oxidation). It can be also seen from Tab.1 that the real oxygen content is similar for all
oxidized specimen regardless the oxidation period. This could imply that after oxidation of surface
powder particles further oxidation is prevented by those oxide layers as the temperature and time
are not sufficient for significant diffusion of oxygen into titanium powder.
oxidation time [h] 0 0.5 1 2 4
weight increment [g] 0 0.0074 0.0198 0.0198 0.0267
estimated oxygen increase [wt. %] 0 0.036 0.087 0.102 0.118
estimated total oxygen content [wt. %] 0.31 0.35 0.40 0.41 0.43
measured oxygen content [wt. %] 0.31 0.55 0.55 0.52 0.56
Tab.1: The dependence of oxygen content on oxidation time of powder metallurgy processed
specimens
the highest oxygen content have ductility close to zero which could be limiting for many applications
and for subsequent technological processing (e.g. cold rolling). In all that cases the increase can be
clearly observed and is supposed to be caused by the intersticial strengthening of oxygen dissolved in
the matrix.
Fig.2a Hardness and Tensile strength vs. oxygen
content in arc melted specimen.
Fig.2b Young’s modulus and elongation values vs.
oxygen content in arc melted specimen.
During specimen preparation via powder metallurgy process the oxygen addition was performed by
different way. Titanium powder oxidation has been used for this purpose. The powder contains
certain amount of oxygen before oxidation (due to technological process during powder production).
The original oxygen is present in the form of intersticial solid solution (as in the arc melted
specimen). The titanium powder was oxidized at 200°C on air for 0.5, 1, 2 and 4 hours. The powder
was weighted before and after oxidation. The weight change during oxidation (70g of titanium
powder was oxidized) shows an increase which could be ascribed mostly to oxygen (weight
increment in Tab.1). Subsequently the increase of oxygen content in the alloy has been calculated.
Based on measured value of alloy with unoxidized powder was then used as the basis for total
estimated oxygen content in the mentioned in Tab.1. It can be seen that the measured oxygen
content is higher than the content estimated from weighting the powders (and initial content in
powders). This may be caused by moisture evaporation that may slightly increase the initial weight
(before oxidation). It can be also seen from Tab.1 that the real oxygen content is similar for all
oxidized specimen regardless the oxidation period. This could imply that after oxidation of surface
powder particles further oxidation is prevented by those oxide layers as the temperature and time
are not sufficient for significant diffusion of oxygen into titanium powder.
oxidation time [h] 0 0.5 1 2 4
weight increment [g] 0 0.0074 0.0198 0.0198 0.0267
estimated oxygen increase [wt. %] 0 0.036 0.087 0.102 0.118
estimated total oxygen content [wt. %] 0.31 0.35 0.40 0.41 0.43
measured oxygen content [wt. %] 0.31 0.55 0.55 0.52 0.56
Tab.1: The dependence of oxygen content on oxidation time of powder metallurgy processed
specimens
Figure 2. (a) Hardness and Tensile strength vs. oxygen content in the arc melted specimen. (b) Young’s modulus
and elongation values vs. oxygen content in the arc melted specimen.
The typical microstructure of oxidized specimens after solution treatment can be seen in Fig.3.
Numerous particles of fine titanium oxides can be seen there (marked by arrows in Fig.3). The
composition containing high amount of oxygen and titanium has been determined by EDS (not
shown here, however further characterization (the oxide structure) has not been determined exactly.
It can be assumed that most of the added oxygen (added via oxidation) is present in form of titanium
oide particles. This is caused probably by the fact that the titanium oxides are stable at highest used
temperature (i.e. sintering temperature 1400 °C) and they are not dissolved even after 10 hours of
sintering. This could be also derived from Ti-O binary phase diagram [11]. Only the part of oxygen
which was present in initial powder (i.e. ~0.3 wt. %) is supposed to be dissolved in the matrix. The
hardness values of solution treated specimens along with tensile strength values can be seen in Fig.3.
Those values are plotted as a dependence on oxidation time. When compare with Tab.1 it can be
seen that the oxygen content is similar for all oxidized specimens (i.e. ~0.55 %) and unoxidized (0
hours) corresponds to initial value of 0.3 %). However it can be seen that both the tensile strength
and hardness values are nearly constant with respect to experimental scatter. The hardness values of
non-oxidized powders well correspond to that of arc melted specimen with oxygen content of 0.3 %
which is the same is in initial powder specimens. The tensile strength values of powder metallurgy
processed specimens are slightly higher than
those of arc melted specimens. This is
probably caused by the smaller grain size (150
μm vs. 500 μm) of the arc melted which may
cause the tensile strength along to Hall-Petch
equation [7]. It should be pointed out the
increase of oxygen content during oxidation
had no (or very weak) effect on both hardness
and tensile (yield) strength values. As
mentioned above the added oxygen is
supposed to be almost completely present in
the form of titanium oxide particles. On the
other hand the titanium oxide particles may
have caused the increase of Young’s modulus
values as can be seen in Fig4b. It has been reported that the Young’s modulus of titanium oxides is
higher (~250 GPa) than that of beta-titanium alloy [12]. On the other hand the presence of titanium
Fig.4a: Tensile strength, Yield strength and
hardness values vs. oxidation time at 200°C
(powder metallurgy specimens)
Fig.4b Young’s modulus and elongation values vs.
oxidation time at 200°C (powder metallurgy
specimens)
Fig.3 Microstructure of powder metallurgy
specimen (powder oxidized 200°C/0.5h). Titanium
oxide particles are marked by arrow
Figure 3. Microstructure of powder metallurgy
specimen (powder oxidized 200 °C/0.5 h). Titanium
oxide particles are marked by arrows.
face powder particles, further oxidation is prevented
by those oxide layers as the temperature and time
are not sufficient for a significant diffusion of oxygen
into the titanium powder.
The typical microstructure of oxidized specimens
after solution treatment can be seen in Figure 3.
Numerous particles of fine titanium oxides can be
seen there (marked by arrows in Figure 3). The
composition containing high amount of oxygen and
titanium has been determined by EDS (not shown
here, however, further characterization (the oxide
structure) has not been determined exactly. It can
be assumed that most of the added oxygen (added
via oxidation) is present in a form of titanium oxide
particles. This is caused probably by the fact that
the titanium oxides are stable even at the highest
temperature used during the experiment (i.e., sintering
temperature 1400 °C) and they are not dissolved
even after 10 hours of sintering. This could also be
derived from the Ti-O binary phase diagram [11].
Only the part of oxygen, which was present in the
initial powder (i.e., ∼ 0.3 wt%), is supposed to be dissolved
in the matrix. The hardness values of solution
treated specimens along with tensile strength values
can be seen in Figure 3. Those values are plotted as a
dependence on the oxidation time. When compared
with Table 1, it can be seen that the oxygen content
is similar for all oxidized specimens (i.e., ∼ 0.55 %)
and unoxidised (0 hours) corresponds to initial value
of 0.3 %). However, it can be seen that both the
tensile strength and hardness values are nearly constant
with respect to the experimental scatter. The
hardness values of non-oxidized powders well correspond
to that of arc melted specimen with the oxygen
content of 0.3 %, which is the same as in the initial
powder specimens. The tensile strength values of
powder metallurgy processed specimens are slightly
higher than those of arc melted specimens. This is
probably caused by the smaller grain size (150 µm
vs. 500 µm) of the arc melted, which may cause the
tensile strength according to Hall-Petch equation [7].
It should be pointed out that the increase of oxygen
content during the oxidation had no (or very weak)
effect on both hardness and tensile (yield) strength
values. As mentioned above, the added oxygen is
supposed to be almost completely present in the
form of titanium oxide particles. On the one hand,
the titanium oxide particles mayhave caused the
increase of Young’s modulus values as can be seen
in Figure 4b. It has been reported that the Young’s
modulus of titanium oxides is higher (∼ 250 GPa)
than that of beta-titanium alloys [12]. On the other
hand, the presence of titanium oxides in the current
form (i.e., particle size and particle number) does not
significantly deteriorate the plasticity (elongation
values) as can be seen from Figure 4b. It can be seen
in Figure 3 that the interparticle distance of oxides
particles is in order of tens of micrometres. This is
quite a big distance (e.g., in comparison with the
∼ 10 nm interparticle α-precpitate distance, which
caused a significant increase in strength as observed
by Coakely et al. [13]), therefore, the strengthening
effect of titanium oxide particles in the current work
is negligible. This is consistent with the results of
Song et al. [14] who studied the strengthening effect
181
130
J. Málek, F. Hnilica, S. Bartáková et al. Acta Polytechnica
other hand the titanium oxide particles may
have caused the increase of Young’s modulus
values as can be seen in Fig4b. It has been reported that the Young’s modulus of titanium oxides is
higher (~250 GPa) than that of beta-titanium alloy [12]. On the other hand the presence of titanium
Fig.4a: Tensile strength, Yield strength and
hardness values vs. oxidation time at 200°C
(powder metallurgy specimens)
Fig.4b Young’s modulus and elongation values vs.
oxidation time at 200°C (powder metallurgy
specimens)
specimen (powder oxidized 200°C/0.5h). Titanium
oxide particles are marked by arrow
other hand the titanium oxide particles may
have caused the increase of Young’s modulus
values as can be seen in Fig4b. It has been reported that the Young’s modulus of titanium oxides is
higher (~250 GPa) than that of beta-titanium alloy [12]. On the other hand the presence of titanium
Fig.4a: Tensile strength, Yield strength and
hardness values vs. oxidation time at 200°C
(powder metallurgy specimens)
Fig.4b Young’s modulus and elongation values vs.
oxidation time at 200°C (powder metallurgy
specimens)
specimen (powder oxidized 200°C/0.5h). Titanium
oxide particles are marked by arrow
Figure 4. (a) Tensile strength, Yield strength and hardness values vs. oxidation time at 200 °C (powder
metallurgy specimens). (b) Young’s modulus and elongation values vs. oxidation time at 200 °C (powder metallurgy
specimens).
of Y2O3 particles (with the comparable interparticle
distance as in this paper) on beta-titanium alloys and
they found it to be quite small. It can be therefore
assumed that the oxygen content has much weaker
effect on tensile strength in form of titanium oxide
particles than in the form of a solid solution. The ductility
values remain sufficiently high (far above 20 %)
which is supposed to be enough for most intended
applications. Longer oxidation times (or higher oxidation
temperatures) could lead to a higher amount
of titanium oxides particles, which could generate
a more distinct strengthening effect. However, this
could have a deteriorate effect on the ductility of the
alloy or decrease the fatigue characteristics.
4. Summary
Two ways of oxygen addition has been studied in this
work. Accordingly to the way of addition, oxygen
was present in form of titanium oxide particles or
in a solid solution. It was observed that the oxygen
dissolved in the matrix has a strong strengthening
effect (∼ 400 MPa per wt%), whereas in the form
of titanium oxide particles, the strengthening effect
is negligible for the currently studied contents and
particle size. The tensile strength remains around
750 MPa. However, the elongation values also remains
around 30 %. The strengthening effect of oxide
particles could be possibly increased with a high
amount of fine particles present in the microstructure
Acknowledgements
Authors would like to express thanks to the Czech Technology
Agency for its financial support for this work
(TE01020390).
References
[1] X. Liu, P. K. Chu, and C. Ding, “Surface
modification of titanium, titanium alloys, and related
materials for biomedical applications,” @@Mater. Sci.
Eng. R Reports, vol. 47, no. 3–4, pp. 49–121, 2004.
[2] D. M. Gordin, T. Gloriant, G. Nemtoi, R. Chelariu,
N. Aelenei, a. Guillou, and D. Ansel, “Synthesis,
structure and electrochemical behavior of a beta
Ti-12Mo-5Ta alloy as new biomaterial,” @@Mater.
Lett., vol. 59, no. 23, pp. 2959–2964, 2005.
[3] D. Kuroda, M. Niinomi, M. Morinaga, Y. Kato, and
T. Yashiro, “Design and mechanical properties of new β
type titanium alloys for implant materials,” @@Mater.
Sci. Eng. A, vol. 243, no. 1–2, pp. 244–249, 1998.
[4] A. Biesiekierski, J. Wang, M. Abdel-Hady Gepreel,
and C. Wen, “A new look at biomedical Ti- based
shape memory alloys,” @@Acta Biomater., vol. 8, no.
5, pp. 1661–1669, 2012.
[5] E. Takahashi, T. Sakurai, S. Watanabe, N.
Masahashi, and S. Hanada, “Effect of Heat Treatment
and Sn Content on Superelasticity in Biocompatible
TiNbSn Alloys.,” @@Mater. Trans., vol. 43, no.12, pp.
2978–2983, 2002.
[6] P. Laheurte, F. Prima, A. Eberhardt, T. Gloriant, M.
Wary, and E. Patoor, “Mechanical properties of low
modulus titanium alloys designed from the electronic
approach,” @@J. Mech. Behav. Biomed. Mater., vol. 3,
no. 8, pp. 565–573, 2010.
[7] A. G. Paradkar, S. V. Kamat, A. K. Gogia, and B. P.
Kashyap, “On the validity of Hall-Petch equation for
single-phase β Ti-Al-Nb alloys undergoing
stress-induced martensitic transformation,” @@Mater.
Sci. Eng. A, vol. 520, no. 1–2, pp. 168–173, 2009.
[8] Y. Horiuchi, T. Inamura, H. Hosoda, K. Wakashima,
H. Y. Kim, and S. Miyazaki, “Effect of boron addition
on transformation behavior and tensile properties of
Ti-Nb-Al alloy,” @@Mater. Sci. Eng. A, vol. 438–440,
no. SPEC. ISS., pp. 830–834, 2006.
[9] P. L. Ferrandini, F. F. Cardoso, S. A. Souza, C. R.
Afonso, and R. Caram, “Aging response of the
Ti-35Nb-7Zr-5Ta and Ti-35Nb-7Ta alloys,” @@J.
Alloys Compd., vol. 433, no. 1–2, pp. 207–210, 2007.
[10] Q. Wei, L. Wang, Y. Fu, J. Qin, W. Lu, and D.
Zhang, “Influence of oxygen content on microstructure
and mechanical properties of Ti–Nb–Ta–Zr alloy,”
@@Mater. Des., vol. 32, no. 5, pp. 2934–2939, 2011.
[11] J. A. Murray and H. A. Wriedt, Materials
Properties Handbook: Titanium Alloys. Metals Park
Ohio: ASM International, 1994.
182
131
vol. 58 no. 3/2018 The Effect of Different Forms of Oxygen on Beta Titanium Alloys
[12] S. L. Tang, Y. F. Li, Y. R. Wang, Y. M. Gao, Q. L.
Zheng, D. W. Yi, Y. F. Li, Y. R. Wang, Y. M. Gao, Q.
L. Zheng, and D. W. Yi, “Accepted Manuscript,” vol.
213, pp. 538–547, 2018.
[13] J. Coakley, V. A. Vorontsov, K. C. Littrell, R. K.
Heenan, M. Ohnuma, N. G. Jones, and D. Dye,
“Nanoprecipitation in a beta-titanium alloy,” @@J.
Alloys Compd., vol. 623, pp. 146–156, 2015.
[14] X. Song, M. Niinomi, M. Nakai, H. Tsutsumi, and L.
Wang, “Improvement in fatigue strength while keeping
low Young’s modulus of a β-type titanium alloy
through yttrium oxide dispersion,” @@Mater. Sci. Eng.
C, vol. 32, no. 3, pp. 542–549, 2012.
183
132
Indexed and abstracted in Science Citation Index Expanded and in Journal Citation Reports/Science Edition
Bratisl Lek Listy 2015; 116 (2)
88–92
DOI: 10.4149/BLL_2015_016
CLINICAL STUDY
Mechanical properties and microstructure of Ti-35.5Nb-5.7Ta
beta alloy
Bartakova S1
, Prachar P1
, Dvorak I2
, Hruby V2
, Vanek J1
, Pospichal M2
, Svoboda E2
,
Martikan A3
, Konecna H2
, Sedlak I2
Stomatological Clinic¸ Medical Faculty, Masaryk University, Pekařská 53, 60200 Brno, Czech Republic.
sonia.bartakova@fnusa.cz
Abstract: Objective:Titanium and titanium alloys represent generally accepted metallic biomaterials for clinical
dentistry and dental implantology. In this paper, we present a Ti-35.5Nb-5.7Ta alloy with a special respect to its
microstructure and mechanical characteristics, such as Young modulus of elasticity.
Methods:Three thermal treatments differing in temperature and time of annealing were used during the Ti-35.5Nb-
5.7Ta processing in order to evaluate the effects of ageing, melting annealing, and annealing on mechanical
characteristics and microstructure.
Results: Using microscopy, the alloy was analyzed and the differences in shares of beta phase grains, alpha
particles and precipitates evaluated. The three thermal treatments were evaluated also from technological point
of view.
Conclusion:The following thermal treatment was found optimal for the Ti-35.5Nb-5.7Ta alloy: melting annealing
at 800 °C for 0.5 hour followed by a cold swaging with a 52–79 % deformation, and final hardening at 500 °C
for 2 hours in water(Tab. 2, Fig. 3, Ref. 24).Text in PDF www.elis.sk.
Keywords: titanium alloys, thermal processing, precipitation grains.
1
Stomatological Clinic¸ Medical Faculty, Masaryk University, Brno, Czech
Republic, 2
Univerzita Obrany, Brno, Czech Republic, and 3
MARTIKAN,
Ing. Anton Martikáň, Dolna Marikova, Slovakia
Address for correspondence: S.Bartakova, MD, Stomatological Clinic,
Medical Faculty, Masaryk University, Pekarska 53, CZ-60200 Brno, Czech
Republic
Phone: +420.543183406, Fax: +420.543183456
Acknowledgements: The study reported in this paper was funded by
1M0526 grant (Stomatological Research Centre).
Introduction
Pure titanium as well as titanium alloys are frequently used in
dental clinical practice for dentures, dental implants, crowns and
constructions of partial removable dentures. A great number of
material science institutions and dental clinics are involved into
development and testing of newly-designed titanium alloys. To
reach desired mechanical material properties, chemical characteristics
and biocompatibility, numerous additive elements, their
proportion in the alloy, respectively, are tested. Niobium (Nb),
tantalum (Ta), and zirconium (Zr) are considered main additive
(nobel) elements that can improve physical/chemical properties of
resulting titanium alloys (1). In general, titanium alloys may form,
according to crystal structure, four basic categories: (a) α alloys,
(b) β alloys, (c) intermediate α + β alloys, and (d) intermetalics
(e.g. Ni-T). Recently, it is widely accepted that β alloys represent
the most prospective material for medical applications from the
above-specified alloys (2).
Our earlier studies (see e.g. 3–5) carried within the framework
of Stomatological Research Centre (Masaryk University,
Brno) focused on tests of mechanical properties and biocompatibility
of titanium alloys with addition of Nb, Mo, Ta, Va and Fe.
In these studies, it was shown that proportion of additive elements
affected microstructure of the alloys, formation of phase of the
alloy, in particular.
Recent requirements for titanium β alloys as materials for
dental implantology comprise: (a) high biocompatibility including
no or minimized toxicity, (b) good osseointegration, and (c)
optimal mechanical properties. There are several major mechanical
characteristics that titanium alloys must fit before being used
in in-vitro testing and clinical studies. Among them, low value
of Young’s Modulus of Elasticity (E) represents one of the most
common requirement. In dental titanium alloys, E varies within
the range of 63–128 GPa. Generally, E of dental implant should
not be too high compared to E of bone tissue (6) so that bone cells
damage and resulting osteoporosis and/or poor osteointegration
is avoided (7). High resistance to corrosion is another mechanical
property that titanium alloys must have. Thanks to TiO2
layer
formed on the upper surface of titanium β alloys, dental implants
made of titanium alloys exhibit high resistance (for review see 8).
However, due to saliva and galvanic effects corrosion may happen
to a certain extent as proved in in vitro (e.g. 9) and clinical
studies (e.g. 10). Corrosion titanium alloy may be accelerated by
inflammatory-induced decrease in pH in a neighbourhood of dental
implant that may cause even small particles release from dental
implant (11). In such cases, the rate of corrosion increases. The
risk of corrosion-induced metal ion release decreases when some
additional elements are included into titanium alloy. Some authors
(12) report that Ta addition decreases corrosion in titanium alloys
133
Bartakova S et al.Mechanical properties and microstructure of Ti-35.5Nb-5.7Ta beta alloy…
xx
89
thanks to formation of Ta2
O5
on the upper surface that strongly
reduces exchange of ions between material and surrounding tissue.
There is a significant reduction of the exchange rate when compared
to those titanium alloys forming only TiO2
(13). Therefore,
titanium alloys having Ta are considered promising dental materials
with minimized corrosion behavior (14). Moreover, recent
techniques that exploit coating of ceramics over dental implants
(see e.g. 15) allow to suppress metal ion release from the alloy as
well as creation of proper micro/nanostructure of dental implant
surface for optimal biointegration (16).
Fretting and sliding wear resistance is another feature that
dental implant materials based on titanium alloys should exhibit.
Stress transmission between hard tissue and dental implant surface
which are in contact plays a major role since further bone degradation
and bone adsorption should be avoided. Within last decades,
several research studies have been devoted to improvement the
performance in terms of the wear behaviour of the biomedical
titanium alloys (for review see 6). Although the wear resistance
of β-Ti alloys has shown some improvement when compared to
α + β alloys, the ultimate utility of titanium alloys as wear components
will require more complex studies including all wear
mechanisms involved.
It is well established that majority of mechanical properties
as well as microstructure of titanium alloys may be affected by
processing of the material during manufacturing, heat treatment
in particular (17). Cooling rate (e.g. 18) as well as ageing (e.g.
19) may play an important role in final microstructure and shape
memory properties of titianium alloy (20). In our study, we focused
on changes in mechanical properties and microstructure as
affected by thermal treatment of titanium β alloy. For our study,
the Ti-35.5Nb-5.7Ta β alloy was selected because the material is
new and was subjected to a series of tests recently (21) in order
to evaluate its applicability in dental implantology.
Material and methods
Alloy manufacturing
Titanium alloy Ti-35.5Nb-5.7Ta used in this study was developed
and manufactured in UJP Prague. The alloy was melted in
a vacuum arc furnace equipped with water-cooled Cu catalyzer,
W electrode at undepressuredHe atmosphere. Annealing was performed
at 800 °C for 30 min followed by hardening in water to
reach β phase structure of the alloy. Experimental samples were
prepared as cylindric elements of a diameter ranging 9–11 mm.
Elemental composition was measured on each sample three times
by a NORAN Six/300 microanalyzer with nitrogenless detector.
Mean values reached 63.5% Ti, 29.7% Nb a 6.85 Ta.
Thermal processing
Three following thermal treatments were used to produce
different microstructure of theTi-35.5Nb-5.7Ta alloy: (1) ageing
at 500 °C for 2 hours, abbreviated as A in the following text, (2)
melting annealing at 900 °C followed by ageing at 350 °C for 2
hours, abbreviated as B, and (3) melting annealing at 900 °C followed
by ageing at 450/500 °Cfor 10 hours, abbreviated as C.
Mechanical properties
Titanium alloy was tested before (initial state) and after the
A, B, and C thermal treatments. Hardness was measured by a micrometer
LECO M 400 by Vicker‘ s method using a load of 9,81
N. The measurement was done in a cross line through the alloy
samples using a 0.5 mm distance between hits.
After thermal treatments, pressure and tensile tests were done
using a ZwickRoel Z 100. Cylindric samples of a height of 5.0 mm
Thermal treatment A
Microstructureisformedbyrelatively
large deformed grains.
Along the grain margins, there
are precipitates of alpha phase
with a minor proportion of ω
phase.
Thermal treatment B
Grains of β phase forms the microstructure
with remarkable
rough particles of ω phase located
along the margins of the
grains.
Thermal treatment C
Microstructure is formed by β
phase grains in which ω precipitates
of phase can be found.
Small proportion of α phase
are are likely (c.f. hardness
values ).
Thermal treatment C
Along certain parts of grain
margins, some new phase is apparent.
However, it can not be
concluded from metalographic
observation that it is α phase .
Thermal treatment C (550 oC)
Microstructure is formed by β
grains in which precipitates of
α phase are found. New phase
formation along the margins of
the grain is inhibited in some
parts thanks probably to an irregular
distribution of elements
stabilizing β phase.
Fig. 1.The effect of ageing temperature on the microstructure of Ti-
35.5Nb-5.7Ta alloy.
134
Bratisl Lek Listy 2015; 116 (2)
88–92
90
and a width ranging from 4.0 to 6.8 mm were placed in between
two supporting panels and subjected to a load until a plastic deformation
was reached. Material response was recorded during a
load and the following parameters determined from the curves:E
– elasticity modulus in tensile test, Rp0,2
– sliding limit (contractual
yield),Rm
– breaking point,Ag
–elongation (relative deformation)
under the influence of the maximum power, A30
– Elongation at
break rod (maximum relative deformation),Z – contraction (narrowing
of the test bar at the quarry).
Microstructure study
Initial material as well as samples after different thermal treatment
were subjected to microscopic metallographic study. Samples
were etched by Kroll and then their microstructure documented by
a confocal laser microscope LEXT OLS (Olympus).
For microstructure study of the samples subjected to the A, B,
and C thermal treatments, a REM Tescan VEGA5135 microscope
supplemented by a Digital Microscopy Imaging software and XRay
microanalyserNoran Six/300 (VLSTD detector) were used.
For majority of images, surfaces, magnification of 500 was used
so that differences in structure could be distinguished.
Results and discussion
Mean values of mechanical characteristics of thealloy treated
by three different thermal treatments are shown in Table 1. General
trend is that Rp0,2D
increased from A to C treatments both in pressure
and tensile test. In tensile test, E and Rm values increased from A
to C treatments showing maximum values of 69.6 GPa and 930
MPa. Contraction of experimental bar at break point (Z) showed
decreasing values with A to C treatments.
The microstructure of Ti-35.5Nb-5.7Ta alloy treated by the A
treatment consists of very long grains forming a dentritic structures.
The grains of β phase exhibit deformed shape (Fig. 1). Precipitates
of β and, to a minor extent, ω phase might be found mainly along
the grain margins. Microstructure of the alloy is similar in B, and
C thermal treatment, however, there are some differences due to
duration of aging temperature. While B treatment led to a formation
of β phase grains with rough particles of ω phase and almost
Fig. 2.Dependence of tension on deformation of tested titanium alloy
as recorded during tensile tests for individual thermal treatment
(ageing): A, B, C (for specification see Material and Methods). Three
replicates (curves) are shown for an individual treatment.
A
B
C
Pressure test Tensile test
Rp0,2D
[MPa]
ED
[GPa]
E
[GPa]
Rp0,2
[MPa]
Rm
[MPa]
A30
[%]
Z
[%]
Thermal treatmentA
D79.5% + 500 °C/2h
610 7.2 47.0 626 736 9.4 63.4
Thermal treatment B
D79.5% + 900°C/1h
+ 350 °C/2h
805 5.8 – – 696 11.9 49.2
Thermal treatment C
D79.5% + 900°C/1h
+ 450 °C/10h
970 4.4 69.6 802 930 4.65 7.03
ED – elasticity modulus in pressure test. E – elasticity modulus in tensile test. Rp0.2
–
sliding limit (contractual yield). Rm
– breaking point. Ag
– elongation (relative deformation)
under the influence of the maximum power. A30
– Elongation at break rod (maximum
relative deformation). Z – contraction (narrowing of the test bar at the quarry).
Tab. 1. Comparison of selected mechanical characteristics for between
pressure and tensile tests.
135
Bartakova S et al.Mechanical properties and microstructure of Ti-35.5Nb-5.7Ta beta alloy…
xx
91
no of a phase, C thermal treatment is typical by a proportion some
particles probably of α phase. Microstructure of the alloy treated
by B treatment showed substantial number of ω phase particles
that were found mainly along the β phase grains, however, few of
them were located inside the grains. If high ageing temperature
(500 °C) is used in C thermal treatment, α phase is found in high
proportion. In this treatment, formation of new phase was found
inhibited thanks probably to irregular distribution of the elements
that stabilize β phase.
From the analysis of microstructure it is clear that thermal treatment
may affect precipitation of ω phase that, in general, decreases
elongation of the resulting material. The thermal treatment used
in this study, however did not change E too much (Tab. 1). Thus,
the alloys, irrespective of thermal treatment, might be considered
sufficiently good from clinical point of view.
Structure of fractured material
Tensiletestresultedinafractureoftestedmaterial.Dependence
of material deformation on tension ranging in the interval of 0–800
MPa is shown in Figure 2. From the data presented for C treatment
it results that the alloy treated by the Ctreatment exhibited best
characteristics in tensile test before final fracture of the material.
ImagesofmicrostuctureoffracturedareaareshowninFigure3for
individualthermaltreatments.Themicrostructurewasfoundtreat-
mentdependent.InAtreatment,microholesarelessdevelopedand
seen less frequently than in the B and C treatments. This might be
attributed to a lower ductility of the material treated by Athermal
processing. In this treatment, also a preferential fracture along the
margins of grains forming the alloy microstructure.Btreatment let
to formation of numerous holes with rough structure on fracture
area. In some particular zones, funnel-like structures were formed
in between holes. These structures indicated the points at which
fracture was initiated due to likely a higher proportion of precipitates.
Cavitation started from these funnel-like structures. In spite
of the above-described differences in microstructure on fracture
area, ductility of the alloy treated by B thermal treatmentdid not
differed too much from that treated by Atreatment. In Ctreatment,
microstructure resulted in large and rough subsurfaces of fracture
area that resulted probably from a high proportion of precipitates.
Holes are seen to only very limited extent, contrastingly to the microstructure
of A treatment. Reduced number of holes in Ctreated
alloyresultedalsoina30%decreaseinductility(A30
)(Tabs1and2).
Thermal treatment
(ageing)
E
[GPa]
Rp0,2
[MPa]
Rm
[MPa]
Ag
[%]
A30
[%]
A
mean 47.03 626.17 736.03 4.73 9.41
s 13.25 64.03 49.36 1.06 2.20
υ 28.17 10.23 6.71 22.36 23.41
B
mean – – 695.92 5.52 11.91
s – – 45.72 0.47 0.20
υ – – 6.57 8.55 1.65
C
mean 69.58 801.63 929.91 3.57 4.65
s 4.48 47.93 59.36 0.61 0.64
υ 6.43 5.98 6.38 17.17 13.82
E – Young modulus of elasticity, – Ag
– elongation (relative deformation) under the
influence of maximum strength, A30 –
elongation at break of bar (maximum relative
deformation), Z – contraction (narrowing of a bar in breaking point).
Tab. 2. Tensile test.
Fig. 3. Microstructure offracture surfaces at breaking tension point
for A, B and C thermal treatments (from the top to the bottom). Scale
bar represents 100 micrometers.
136
Bratisl Lek Listy 2015; 116 (2)
88–92
92
Conclusions
In our study, microstructure was analyzed in dependence of annealing
temperature. It is clear that different proportions between β
phase grains and fine α and ω precipitates as well as recrystalliza-
tionandprecipitationprocessesdependedonannealingtemperature.
Apart from mechanical and microstructure properties, the alloys
subjected to three thermal treatment were evaluated also from technological
point of view. Machinability and surface roughness were
classified (Martikáň, data not shown). It was found that, among the
three thermal treatment, only C(500 °C) treatmentproduces material
with suitable machinability and surface roughness. In conclusion,
the following thermal treatment was found optimal for the
Ti-35.5Nb-5.7Ta alloy: melting annealing at 800 °C for 0.5 hour
followedbyacoldswagingwitha52–79%deformation,andfinally,
hardening at 500 °C for 2 hours in water.Therefore, similarly to the
conclusions of the study (14), the alloy could be recommended for
further testing and clinical studies. Future studies will focus further
improvement of mechanic properties of the alloy Ti-35.5Nb-5.7Ta
thatmightbereachedbyadditionofsomeelements.Itwasreported
for Ti35Nb6Ta alloy that boron addition causes grain refinement
and influences mechanical properties (22). The final effect on microstructure,
however, depended on thermal treatment and boron
amount in the alloy (more than 0.05%). It was also demonstrated
bythesameauthorsthatboronadditioninfluencedrecrystallization
processes. Moreover, the tensile strength increases with increasing
boronadditiontoalloy.Someauthors(e.g.23),however,reportthat
differences in the amount of added Ta that forms Ti-Nb-Ta alloys
maypromotemechanicpropertiesandmicrostructureofthematerial
and thus its applicability in dental implantology. That is the reason
whyβtitaniumalloyswithtantalumandniobiumarefurtherinvesti-
gatedtoreachmaterialswithlowYoung´smodulusofelasticity(24).
References
1. Niinomi M. Dental Applications of β-type Ti-Nb-Ta-Zr Based Alloys.
Proc. The 6th International Symposium on Titanium in Dentistry and 2nd
International Meeting on Titanium in Dental Technology, in conjunction
with The 20th Annual Meeting of the Society for Titanium Alloy in Dentistry,
June 5–6, 2007, Kyoto International Conference Center, Kyoto, Japan,2007:
26–27.
2. Niinomi M. Biologically and Mechanically Biocompatible Titanium Alloys.
Materials Transactions 2008;49(10):2170–2178.
3. Bartáková S, Prachár P, Březina V, Kudrmann J, Podhorná B,
Vaněk J. Beta titanovéslitiny v dentálníimplantologii. 31–68. In: IX.
Brněnskéimplantologické a dentálnídny. Brno, 2007.
4. Bartáková S, Prachár P, Kudrman J, Březina V, Podhorná B,
Černochová P, Vaněk J, Strecha J. New titanium beta-alloys for dental
implantology and their laboratory-based assays of biocompatibility. Scripta
Med 2009;82(2): 76–82.
5. Bartáková S, PrachárP, Strecha J, Podhorná B, Kudrman J, Hnilica F,
Březina V, Vaněk J.Titanovéslitiny s příměsíželeza:Analýzamateriálovýchvlastností,
biokompatibility a vhodnosti pro aplikaci v dentálníimplantologii.
Stomatológ 2009; 19:19–24.
6. Mohammed MT, Khan, ZA, SiddiqueeAN. Titanium and itsAlloys, the
Imperative Materials forBiomedical Applications.91–95. In: Proceedings:
International Conference on Recent Trends in Engineering & Technology
(ICRTET2012) Meerut, India, 2012.
7. Gasser B. Design and Engineering Criteria for Titanium Devices. 673–
701. In:Brunette DM, Tengvall P, Textor M, Thomsen P (Eds). Titanium in
Medicine, Berlin, Springer, 2001.
8. Bhola R, Bhola SM, Mishra B, Olson DM. Corrosion in Titanium Dental
Implants/Prostheses - A Review. Trends in Biomaterials and Artificial
Organs 2011; 25(1): 34–46.
9. Mu Y, Kobayashi T, Sumita M, Yamamoto A,Hanawa T. Metal ion
release from titanium with active oxygen species generated by rat macrophages
in vitro. J Biomed Material Res 2000; 49(2): 238–243.
10. Solá C, Amorim A,Espías A, Capelo S, Fernandes J, Proença
L,Sanchez L, Fonseca I.Galvanic Corrosion Behaviour ofTi and Ti6Al4V
Coupled to Noble Dental Alloys.Int J ElectrochemSci 2013; 8(1): 406–420.
11. Olmedo DG,Tasat DR, Duffó G, Guglielmotti MB, Cabrini RL. The
issue of corrosion in dental implants.Areview.ActaOdontolLatinoam 2009;
22(1): 3–9.
12. Zhou YL, Niinomi M, Akahori T, Fukui H, Toda H. Corrosion resistance
and biocompatibility of Ti–Ta alloys for biomedical applications.
Materials Sci Engineering 2005; A 398: 28–36.
13. Thair L,KamachiMudali U, Asokamani R, Raj B. Influence of microstructural
changes on corrosion behaviour of thermally aged Ti-6Al-7Nb
alloy. Materials Corrosion 2004; 55(5): 358.
14. Málek J, Hnilica F, Veselý J, Smola B, Bartáková S, Vaněk J. The
influence of chemical composition on thermo-mechanical treatment on TiNb-Ta-Zr
alloy. Materials Design 2012; 35(3): 731–740.
15. Khalid M, Mujahid M, Khan AN, Rawat RS, Salam I,Mahmood
K. Plasma Sprayed Alumina Coating on Ti6Al4V Alloy for Orthopaedic
Implants: Microstructure and Phase Analysis. Key Engineering Materials
2012; 510–511: 547–553.
16. Briggs EP, Walpole AR, Wilshaw PR. Formation of highly adherent
nanoporous alumina on Ti-based substrates: a novel bone implant coating.
J Materials Sci: Materials Med 2004; 15(9): 1021–1029.
17. Okazaki Y, Ito, Y, Tateishi T, Ito A. Effect of heat treatment on microstructure
and mechanical properties of new titanium alloys for surgical
implantation. J 834 JpnInst Met 1995; 59: 108–115.
18. Afonso CRM, Aleixo GT, Ramirez AJ, Caram R. Influence of cooling
rate on microstructure of Ti–Nb alloy for orthopedic implants. Mater
SciEng C 2007; 27(4): 908–913.
19. Li Q, Niinomi M, Nakai M, Cui Z, Zhu S, Yang X. Improvements in
the super-elasticity and change in deformation mode of b-type TiNb24Zr2 alloys
caused by aging treatments. Metall Mater TransA2011; 42: 2843–2849.
20. Al-Zain Y, Kim HY, Hosoda H, Nam TH, Miyazaki S. Shape memory
properties of Ti–Nb–Mo biomedical alloys.Acta Mater 2010; 58(12):
4212–4223.
21. Málek J, Hnilica F, Veselý J, Smola B. Heat treatment and mechanical
properties of powder metallurgy processed Ti–35.5Nb–5.7Ta beta-titanium
alloy. Materials Characterization 2013; 84:225–231.
22. Málek J, Hnilica F, Veselý J.Beta titanium alloy Ti35Nb6Ta with boron
addition. Proceedings. Metal 2012, Brno, 1–6.
23. Souza SA, Manicardi RB, Ferrandini PL, Afonso CRM, Ramirez
AJ, Caram R.Effect of the addition of Ta on microstructure and properties
of Ti-Nb alloys. J Alloys Compounds 2010; 504(2): 330–340.
24. Niinomi M, Nakai M, Hieda J.Development of new metallic alloys for
biomedical applications. ActaBiomater 2012;8(11): 3 888–3903.
Received December 11, 2013.
Accepted February 25, 2014.
137
Indexed and abstracted in Science Citation Index Expanded and in Journal Citation Reports/Science Edition
Bratisl Lek Listy 2015; 116 (3)
154–156
DOI: 10.4149/BLL_2015_031
EXPERIMENTAL STUDY
Cytocompatibility of implants coated with titanium nitride
and zirconium nitride
Prachar P1
, Bartakova S1
, Brezina V1
, Cvrcek L2
, Vanek J1
Clinic of Stomatology, FM MU and St. Anne’s University Hospital Brno, Czech Republic.
patrik.prachar@fnusa.cz
Abstract: Introduction: The positive cell response to the implant material is reflected by the capacity of cells to
divide, which leads to the tissue regeneration and osseointegration. Technically pure titanium and its alloys are
mostly used for implant manufacturing. These alloys have the adequate mechanical, physical and biological
properties; nevertheless, the superior biocompatibility of bioceramics has been proven. With the arrival of new
coating techniques, surface modification of materials used for implants has become a widely investigated issue.
Methods: The paper studied properties of titanium nitride (TiN) and zirconium nitride (ZrN) coatings deposited
by PVD (Physical Vapour Deposition). Coatings were applied to substrates of pure titanium, Ti6Al4V, Ti35Nb6Ta
titanium alloys and CoCrMo dental alloy. Different treatments of substrate surfaces were used: polishing, etching
and grit blasting. Cytocompatibility tests assessed the cell colonization and their adherence to substrates.
Results and conclusion: Results showed that TiN layers deposited by PVD are suitable for coating all substrates
studied. The polished samples and those with TiN coating exhibited a higher cell colonization. This coating
technique meets the requirements for the biocompatibility of the implanted materials; furthermore, their colour
range solves the issue of red aesthetics in oral implantology as the colour of these coatings prevents titanium
from showing through the gingiva. This is one the most important criteria for the aesthetic success of implant
therapy (Tab. 5, Ref. 18). Text in PDF www.elis.sk.
Key words: titanium nitride and zirconium nitride coatings, cytocompatibility, bioceramics.
1
Clinic of Stomatology, FM MU and St.Anne’s University Hospital Brno,
Czech Republic, and 2
HVM Plasma Ltd. Prague, Czech Republic
Address for correspondence: P. Prachar, MD, PhD, Clinic of Stomatology,
St. Anne’s University Hospital Brno, Pekarska 53, CZ-659 14 Brno,
Czech Republic. Phone: +420.5.43183407
Acknowledgement: This study was based on the project SVC no. 1M0528
Introduction
In implantology, physical and chemical properties of materials
play an important role. The strength of the material in the given
dimensionwithrespecttothereduceddiameterofanimplantwhile
keeping the mechanical and physical properties is very important.
Biocompatibilityandinthiscasenamelycytologicalpropertiesare
extremely important. In addition, the interaction between cells and
the surface of the tested material plays an important role together
with the question whether the basic physiological functions, i.e.
capacity of the cytoskeleton to regenerate after the inoculation and
capacityofcellstodivide,havenotbeendamaged.Thecharacterof
the cell-material interaction may be manifested variously, not only
asdescribedintherelevanttestingstandards(10).Thematerialmay
beneithercytotoxicnoritexhibitsanymutagenicbehaviour(clasto-
geniceffectorpositivegenetests)andstillitmaybeunsuitabledue
tothedisruptedrelationshipbetweenthecellsandthetestedmateri-
al.Itdependsonhowthecellsacceptthematerialormaterialsurface,
how the cytoskeleton cells respond in terms of the cytoskeleton re-
generation,andifthecellresponsetothematerialispositive,andto
whatextentcelldivisionismaintainedorlimited.Thesearetheprinciple
parameters roughly indicating the osseointegration capacity.
Further, we have a possibility to modify the surface of implant
materials (2, 8, 11). In terms of biocompatibility, bioceramics has
beenconfirmedtobeamoresuitablematerialthanwidelyusedtechnically
pure titan or its alloys (1, 4, 6, 7). The material used previ-
ouslywas,forexample,hydroxyapatiteappliedonmetalimplants.
Inalong-termperspective,theadhesionofthehydroxyapatitecoat-
inglayerwasnotsufficient(3).Themethodfordepositingcoatings
hasbeeninnovated.ThePVD(PhysicalVapourDeposition)method
is one of possible techniques for coating biocompatible materials.
This technique enables to form a nearly perfectly adhering layer
of a material (adhesion 1), which does not disintegrate nor affects
the surface topography (so important in implantology) (9, 12, 16).
This methods allows to form a layer or layers in orders of microns,
in case of hydroxyapatite, a degradable layer accelerating bone
healing – osseointegration, can be formed. A number of materials
based on hydroxyapatite, carbon, nitrides and other materials exist.
This surface modification can change the core, i.e. the material
forming the basis for the implant, to a biologically improved
material achieving higher criteria of implant healing, i.e. upgrade
osseointegrationtobiointegration.Titanandzirkonnitridesbelong
to the materials already tested for their mechanical and physical
and biological properties. The issue to be solved currently is how
tousethesematerialsfordifferent“cores“ofmaterials(13,17,18).
Methods
Methods for sample surface modification: Samples were prepared
from several materials: technically pure titanium, titanium
138
Prachar P et al. Cytocompatibility of implants coated with titanium nitride and zirconium…
xx
155
alloy Grade V (Ti6Al4V), beta-titanium alloy (Ti35Nb6Ta) and
chrome-cobaltalloy(CrCoMo)ascylinderswithadiameterof8mm
and height 3 mm. Surfaces of the experimental cylinders were then
modified. Sample surface modifications are shown in the Table 1.
Frontareasofsubstratesweregroundandthenfromallsidesmodified
asrequiredaccordingtoexperimentalvariants:bypolishing,etching,
orgritblastingwithaluminumoxide(Al2O3)grit120mesh.Thein-
dividualvariantsweresplitintotwogroups:onecoatedwiththelayer
oftitaniumnitride(TiN),theotherwithzirconiumnitride(ZrN).TiN
/ZrNcoatingsweredepositedwiththePVD(PhysicalVapourDepo-
sition)usingtheCAEmethod(CathodicArcEvaporation)(Tab.1).
Cellular material: The cell line MG 63 (ECACC – European
collection of cell cultures - cat. no. 86051601) from osteosarcoma
is usually used for testing the implant materials. Its morphology is
epithelial without more pronounced cell locomotion. It was cultivated
in DMEM supplemented with foetal bovine serum (10%),
antibiotics and antimycotics. Cultures were maintained at 37 °C
in a 5% CO2
air atmosphere.
The aim of the tests was to compare the capacity of the cell
line to colonize the surface of the tested materials after 48 hours of
cultivation. The cell population was planted directly on the tested
material placed in wells of the cultivation plate (NUNC). The
whole experiment was conducted in the same 24-well plate. Table
2 shows the scheme of the plate arrangement.After cultivation, the
cells were fixed with acetic acid-alcohol and stained to distinguish
a border between the cell and material. Then the area occupied
by cells in 32 fields of view in the incident light microscope was
determined. Fields of view were chosen randomly by scanning.
The evaluation was performed from photographic records (Tab. 2).
Results
Results are given in percentages for the individual alloys, TiN
or ZrN surface coatings, and finally according to substrate modification
before coating, i.e. polished, etched, or blasted substrate.The
results are summarized in the Table 3 as a percentage of the area
colonized by cells for the individual experimental variants. From
tables it is evident that in the group with TiN coating, the lowest
value (47.97 %) was recorded in the blasted surface of cobalt chromium
(as anticipated) and the highest value (58.03 %) in the polished
surface of titanium alloy GradeV. In the ZrN coating, the lowest
value (37.65 %) was in the blasted surface of chromium cobalt
alloy (again as anticipated), and the highest value (48.83%) was in
the polished surface of beta-titanium alloy. The effect of coating of
the modified substrate showed interesting results: the comparison
of TiN (Tab. 4) and ZrN (Tab. 5) was in favour of the TiN coating.
Table 3 shows the summarized results of the areas colonized by
cells in all samples according to sample numbers and surface modifications
given in the Table 1.At first sight it is evident that the individual
variants do not differ dramatically, the effect of the substrate
modification is more pronounced.Therefore, the experimental variants
were split both according to the substrates and their modification
and according to the coating with the tested TiN or ZrN layers
(Tabs 4 and 5).Amore pronounced difference in the cell colonizaSample
no. Substrate Modification Coating
1 Ti P TiN
2 E TiN
3 B TiN
4 P ZrN
5 E ZrN
6 B ZrN
7 Ti6Al4V P TiN
8 E TiN
9 B TiN
10 P ZrN
11 E ZrN
12 B ZrN
13 Ti35Nb6Ta P TiN
14 E TiN
15 B TiN
16 P ZrN
17 E ZrN
18 B ZrN
19 CrCoMo P TiN
20 E TiN
21 B TiN
22 P ZrN
23 E ZrN
24 B ZrN
P – polished substrate, E – etched substrate, B – grit-blasted substrate
Tab. 1. Experimental groups of samples and their modification.
Coating
Substrate TiN TiN TiN ZrN ZrN ZrN
Ti P E B P E B
Ti6Al4V P E B P E B
Ti35Nb6Ta P E B P E B
CrCoMo P E B P E B
P – polished substrate, E – etched substrate, B – grit-blasted substrate
Tab. 2. Scheme of the experimental cultivation.
Sample no. Cell colonization %
1 56.72
2 55.84
3 48.13
4 46.58
5 47.37
6 38.14
7 58.03
8 56.28
9 49.43
10 45.23
11 43.12
12 39.44
13 54.31
14 56.18
15 49.15
16 48.83
17 46.28
18 40.62
19 53.64
20 51.22
21 47.97
22 46.97
23 45.12
24 37.65
Tab. 3. Cell colonization of the modified sample surface with a studied
coating in percents.
139
Bratisl Lek Listy 2015; 116 (3)
154–156
156
tion of the sample area was recorded in coating with the TiN, compared
to ZrN. The tables also show the effect of substrate modification
before coating. It is evident that the glossy surfaces are better
accepted by cells than the rougher blasted ones (Tabs 3, 4 and 5).
Discussion
The materials used in implantology must meet the criteria for
mechanical and physical resistance (1, 5, 15, 17). In addition, biological
properties or biocompatibility are crucial (4, 5, 7, 9, 12, 16)
forsuccessfulosseointegration(afastconnectionbetweenthemate-
rialofanimplantandbone)orbiointegrationensuringacell-material
bond.Untilrecently,thesituationwasnotfullyoptimal.Theproblem
was not in a good choice of ceramics– hydroxyapatite – for coating
butratherinthetechniqueofadhesionofthematerialasthecoating
degraded after some years. Currently, there is an effort to achieve
the adhesion of the material marked as 1 – i.e. the highest possible
in scale of the assessment of the surface adhesion (9). The PVD
method is one of possible techniques for depositing coatings while
maintainingthesuprememechanicalandphysicalpropertiesofthe
surface layer.This method not only allows to achieve adhesion 1, it
alsoensuresthatsurfacemodificationbeforecoatingisnotdamaged
(13,14,18)andthetopographyoftheimplantmaterialisnotaltered
bycoating.Thecoatingmaterialexactlycopiesthesurfaceanditcan
bedepositedinonlyafewmicrometersthicklayers.Thesefindings
havealsobeenprovenwithinthegrantproject(Vaněk,Prachár,Bar-
táková)studyingTiNandZrNcoatingsonthechromiumcobaltalloy.
Conclusion
We can conclude that the cellular adhesion is significantly
affected by the type of the implant material and its surface modification.
In the group of TiN coating, the best material was the
titanium Grade V alloy in polished treatment and the worst was
blasted chromium cobalt alloy. In the group of ZrN coating, betatitanium
alloy with polished modification was assessed as the best
and chromium cobalt alloy in the blasted surface was the worst.
TiN coating
Substrate P E B
Ti 56.72 55.84 48.13
Ti6Al4V 58.03 56.28 49.43
Ti35Nb6Ta 54.31 56.18 49.15
CrCoMo 53.64 51.22 47.97
P – polished substrate, E – etched substrate, B – grit-blasted substrate
Tab. 4. Colonization of the sample area with cells in percents in titanium
nitride coating.
ZrN coating
Substrate P E B
Ti 46.58 47.37 38.14
Ti6Al4V 45.23 43.12 39.44
Ti35Nb6Ta 48.83 46.28 40.62
CrCoMo 46.97 45.12 37.65
P – polished substrate, E – etched substrate, B – grit-blasted substrate
Tab. 5. Colonization of the sample area with cells in percents in zirconium
nitride coating.
Further important finding was the difference in cell colonization
in favour of the polished surface versus the blasted surface and a
higher cell colonization in samples with the TiN coating compared
to those with ZrN coating.All these findings confirm suitability of
the use of TiN and ZrN coating materials in implantology.
References
1. Abraham JA, Grenón MS, Sánchez HJ, Pérez CA, Valentinuzzi MC.
Titanium based implants, metal release study in the oral environment LNLS
2006 Activity Report.
2. Baril E, Lefebvre L.P, Yannig T, Florin I. Foam-coated MIM gives new
edge to titanium implants. Metal Powder Report 2008; 63 (8): 46–50.
3. Dostálová T, Himmlová L. Osseointegration of loaded dental implant with
KrF laser hydroxylapatite films on Ti6Al4V alloy by minipigs. J Biomed Opt
2001; 6: 236. DOI:10.1117/1.1357191.
4. Geurtsen W. Biocompatibility of dental alloys. Crit Rev Oral Biol Med
2002; 13 (1): 71–84.
5. Kudrman J, Chlubnová R, Veselý J. Hnilica F, Podhorná B. Properties
of titanium beta alloys suitable for use in human medicine. Book of abstracts.
Metal 2008, Hradec nad Moravicí.
6. Niespodziana K, Jurczyk K, and Jurczyk M. The synthesis of titanium
alloys for biomedical applications. Rev Adv Mater Sci 2008; 18: 236–240.
7. Niinomi M. Recent research and development in titanium alloys for biomedical
applications and healthcare goods. Sci Technol Adv Mater 2003; 4
(5): s. 445–454.
8. Petruželka J, Dluhoš L, Hrušák D, Sochová J. Nanostructured titanium
application in dental implants. In: Abstract Booklet of the International Conference
NANO´06, Brno University of Technology, 1, 2006, s. 100.
9. Prachár P, Vaněk J, Cvrček L, Bartáková S. Characteristics of surface
layer of chromium cobalt alloy coated with titanium nitride and zirconium
nitride. Prakt Zub Lék 2005; 53 (4): 65–67.
10. Červinka M, Půža V. In vitro toxicity testing of implantation materials
used in medicine: effects on cell morphology, cell proliferation and DNAsynthesis.
Toxicol Vitro 1990; 4 (4/5): 711–716.
11. Rimondini L, Fare S, Brambilla E, Felloni A, Consonni C, Brossa F,
Carrassi A. The effect of surface roughness on early in vivo plaque colonization
on titanium. J Periodontol 1997; 68: 555–556.
12. Silvennoinen R, Vetterl V, Hasoň S, Tuononen H, Silvennoinen M,
MillerK, Cvrček L,Vaněk J, PrachárP. Sensing of human plasma fibrinogen
on polished, chemically etched and carbon treated titanium surfaces by diffractive
optical element based sensor. Optics Express 2008; 16 (14): 101–130.
13. Shimakura M. Efficient polishing method of titanium. J Soc Titanium
Alloys in Dent 2007; 5: 32–33.
14. Tajima T, Hironaka M, Chen K, NagamatsuY,Kakigava H, KozonoY.
Electropolishing of CP titanium and its alloys in an alcoholic solution-based
electrolyte. Dent Mater J 2008; 27 (2): 258–265.
15. Takada Y, Nakajima H, Okuno O, Okabe T. Microstructure and corrosion
behavior of binary titanium alloys with beta-stabilizing elements. Dent
Mater J 2001; 20: 34–52.
16. Vaněk J, Prachár P, Bartáková S, Březina V, Freyburg L. Biological
tests of chromium – cobalt alloy coated with titanium nitride and zirconium
nitride. Čes Stom 2005; 105 (6): 149–153.
17. Yamamuro T. Patterns of osteogenesis in relation to various biomaterials.
J Jpn Soc Biomater 1989; 7: 19–23.
18. Yoshinari M, Oda Y. Titanium surface modification with dry process for
dental implants. 129–136. In: Niinomi M, Okabe T, Taleff EM, Lesuer DR,
Lippard HF (Eds). Structural Biomaterials for the 21st Century, TMS, 2001.
Received November 11, 2013.
Accepted May 16, 2014.
140
Biomed Pap Med Fac Univ Palacky Olomouc Czech Repub. 2015 Sep; 159(3):503-507.
503
The titanium PV I endosteal implant from beta-titanium alloyTi 38Nb 6Ta
Patrik Prachar, Sonia Bartakova, JiriVanek
Aim. The aim of this study was to use the beta-titanium alloy Ti38Nb6Ta for production of a new construction line of
implants, perform testing on animals and preclinical tests.
Materials and Methods. Within this study, a new PV I implant with five construction variants was developed. The
implant includes three types of threads – microthreads and flat threads of two types with a different depth. Further,
the PV I implant was tested on minipigs. Subsequently, preclinical tests of 150 implants were performed and assessed.
The age interval of patients was from 18 to 74 years.
Results. Beta titanium alloy exhibited higher strength than titanium alloys. Anti-corrosion resistance was also higher.
The implant from beta-alloy was inserted in the tibias of minipigs. Sections showed good osseointegration of the PV
I implant. During the preclinical tests, 150 implants were inserted with the success rate of 99.33% after the two year
assessment. The assessment also included handicapped patients who are not usually assessed in classical studies.
Finally, the implantation protocol and documentation of a new implantation system PV I was designed. At the same
time the industrial sample of this implant was formed and accepted.
Conclusion. A new anti-rotation PV I implant with microthreads and conical anchorage of the abutment into the fixture
was formed. The beta-titanium alloy Ti38Nb6Ta used for the implant was biocompatible and had higher mechanical
and physical properties than the existing titanium alloys. The PV I implant was recommended for clinical application.
Key words: beta-titanium alloy, anti-rotation feature, microthreads, handicapped patient
Received: November 19, 2013; Accepted with revision: February 20, 2014; Available online: March 10, 2014
http://dx.doi.org/10.5507/bp.2014.011
Clinic of Stomatology, Faculty of Medicine, Masaryk University, Brno and St. Anne’s University Hospital in Brno, Czech Republic
Corresponding author: Patrik Prachar, e-mail: patrik.prachar@fnusa.cz
INTRODUCTION
Dental implantology has become a standard competence
in treating dental defects. A number of dental
implantation systems have been developed, namely endosteal
using metal alloys and ceramics. Alloys of titanium
Grade I-V with the addition of Al, V, Mo, Zr, Ta, Hf, Nb
for the improvement of healing and functioning properties
of these implants are preferred due to their biological
and mechanical-physical properties¹. Their specific
characters lie in their construction, shape, anchorage of
the abutment, surface modification and inserting instru-
mentarium2-4
. The main objective of implantology is to
achieve in a shortest possible time after insertion into
the tissue the optimal permanent tissue integration in a
wide range of clinical indications, also in handicapped
and risky patients. A special attention has been paid to a
shape of implants, shape modification of threads in relation
to the bone, surface modification by coating or using
some other treatment, e.g. electroerosion etc.3,4
. In the
two stage implants, perfect initial stability of the implant
and perfect anchorage of the abutment are essential to
avoid the implant loosening and prevent penetration of
secondary infection. In relation to the above mentioned,
it has been demonstrated that titanium alloys with the
additional components of Al, V are not biologically fully
optimal5
while the addition of Nb, Ta, Zr, Mo, Hf have
been confirmed as more suitable6
. In addition, titanium
alloy with a modified admixture of metal components
must allow processing for achieving a required shape of
the implant while keeping optimal mechanical and physical
characters after the insertion into the soft tissues and
bone (e.g. module of flexibility). Our previous studies
have demonstrated suitability of the beta – microstructure
of the basic titanium alloy5,7-9
.
Within the activities of the SVC (Stomatological
Research Center) in 2005 – 2011 aiming at achieving the
above mentioned requirements, after continuous biophysical
tests, beta-titanium alloy Ti38Nb6Ta was developed
and filed for patent rights6
. Subsequently, from this alloy
five types of PV implants (PV I – PV V) with modified
threads and perfect connection of the abutment into the
fixture were newly designed. The tissue integration of
these implants was checked experimentally in the scope
of the international collaboration5
. This study presents
construction and first results from preclinical tests of
PV I, which was the most type.
MATERIAL AND METHODS
The PV I implant was designed as a two-stage dental
implant with anti-rotational and anti-peri-implantation
features. It consists of a cylindrical fixture with a conical
apical end (Fig. 1). The edge of the coronary part was
beveled to allow a deeper insertion of the implant into the
141
Biomed Pap Med Fac Univ Palacky Olomouc Czech Repub. 2015 Sep; 159(3):503-507.
504
bone and prevent a higher stress and associated resorption
of the bone (corticalis). The threads in the fixture were
pre-drilled and consisted of three parts:
The first – coronary part contained microthreads.
The second – threads of the middle part with a pitch
of 0.6 mm and depth of 0.25 mm
The third – apical part consisted of threads with a
pitch of 0.6mm and depth from 0.3 to 0.5 mm.
The treads of the second and third parts of the implant
had flat profiles, which classifies them as very
good threads in terms of stress – bone ratio. Further, two
trenches in the apical part allow condensation of the bone
during the implant insertion. The coronary part of the implant
was beveled to reduce the stress in the cortical bone
and polished for a smooth contact with the soft tissue.
The inner part of the fixture contained a coil for screwing
the abutment, square prism as an anti-rotation feature
facilitating the insertion of the implant and stabilization
of the abutment, and finally self-locking angel providing
a firm implant-abutment connection and preventing the
peri-implant disease development. The abutment consisted
of a screw for fixation in the fixture, a square prism
fitting into the fixture with conical broadening for a tight
connection. The abutment itself in the gingival part allowed
the least possible dead space to be formed in the
transition area between the bone and gingiva.
Subsequently, testing on animals was conducted in collaboration
between the Stomatological Research Centrum
(SRC) and Tokyo Medical and Dental University. Oneyear
old minipigs were used as laboratory animals as their
bone tissue is similar to that of humans. The implants
were introduced into the tibias of pigs and evaluated after
a month on the sections. Testing of implants were at two
minipigs. Now the variant with beta-alloy corresponded
two implants. It was found that implant healing by osseointegration
has been fully. This experiment was approved
by the Ethical Commitee of Japan. This study assessed
only the beta alloy implant sections.
Preclinical tests performed within the SRC project and
other application tests included insertion of 150 implants
of PV I type. Before implantation, each patient was informed
about the preclinical testing and then enrolled
into the protocol. The material for the pre-clinical tests
was wholly bioinert.
The implants were used as solo pillars, in connection
with teeth or without the tooth-implant connection and
implants in the toothless jaw. Totally 83 implants in 37 females
and 67 implants in 28 males were introduced. The
age interval of patients was from 18 to 74 years.
RESULTS
The beta titanium alloy exhibited excellent construction
and mechanical and physical properties. Compared
to titanium alloys, higher strength was achieved10
. In addition,
anti-corrosion resistance was higher than in the
titanium alloys10-12
.
The insertion of the implant into the tibia of minipigs
and evaluation of osseointegration were carried out in
Japan. The implants were examined on the bone sections
after one month (Fig. 2). In case of the implant from beta
alloy, osseointegration did not exhibit any signs of resorp-
tion.
In the preclinical phase, the success rate of the placed
implants was 99.33%. This corresponds to one explanted
implant removed still during the healing period. In
this one case single stage augmentation was performed.
There was not any antiinflammation reaction but a stable
connection was not a result of osseointegration but fibrointegration.
This could have been caused by an error
during the insertion, i.e. insufficient primary stability of
the implant. In females, the success rate of implantation
was 100% in all indications; in males, the success rate of
implantations in the indication of the “in-gapped” pillar
in connection with the teeth was 95.00%. The success rate
of the other indications was 100%. The high success rate
reflects a short interval (the assessment after two years)
(Table 1). Samples of some implantations are shown in
RTG images (Fig. 3-5).
Fig. 1. Implantation system PV I. Fig. 2. Section of the tibia bone with the PV I. implant in a
minipig.
142
Biomed Pap Med Fac Univ Palacky Olomouc Czech Repub. 2015 Sep; 159(3):503-507.
505
Table 1. Number of implants according to the indications of insertion and the success rate of the implantation within two years.
Total / Success Rate Females / Success Rate Males / Success Rate
Solo pillar 22 100% 15 100% 7 100%
Shortened dental arch 42 100% 27 100% 15 100%
“In-gapped” pillar in connection with teeth 38 97.37% 18 100% 20 95%
Toothless jaw 48 100% 23 100% 25 100%
Total no. of implants 150 99.33% 83 100% 67 98.51%
Fig. 3. State after the insertion of PV I implants in a patient
after resection of the mandibula.
Fig. 4. State in a patient with hypodontia and a limit value of
tolerance to titanium.
Fig. 5. State after the PV I implant insertion and bilateral
augmentation of sinus highmori.
Finally, the implantation protocol and documentation
of the new PV I implantation system were created (Fig. 6).
DISCUSSION
Biotests conducted in collaboration with Japan confirmed
the optimal characters of the beta titanium alloy13
and excellent construction properties of the implants.
The threads in the apical part were assessed as very good
threads considering the stress-bone ratio14
. Manipulation
with the implants and their insertion was simple and accurate
thus the PV I implants have a wide application
not only in common indications but also in handicapped
patients.
The construction in the cortical part - microthreads
and beveled implant apix - ensured minimal resorption in
the cortical part of the bone. This corresponds to similar
threads used in the AstraTech system of the implants15-17
.
The abutment, fully and accurately fitting the fixture
is another positive feature of the implant construction. Its
antirotation design ensures stability of the abutment and
exact positioning by self-locking angel impedes penetration
of bacteria18-20
.
One failure occurred in this study shows the importance
of the primary fixation of the implant in the bone
in the augmentation of the sinus highmori for achieving
implant stability. This case showed that the insufficient
stability did not lead to required osseointegration thus the
required result was not achieved.
Indications of the inserted implants also included
risky subjects (24 implants in 7 patients), i.e. patients
after resection of the mandibula, after radio- and chemotherapy
and also patients with limit (1.8 - 2.0) allergy to
titan. In all these cases, the implantation and healing were
without resorption and complications.
Therefore the PV I system but also other types of PV
implants from beta alloy are perspective in terms of long
term use in oral implantology.
143
Biomed Pap Med Fac Univ Palacky Olomouc Czech Repub. 2015 Sep; 159(3):503-507.
506
CONCLUSION
A new implant designated as PV I was developed. It
is an anti-rotation implant of a partly conical shape with
micro threads in the coronary part. It is anchored by locking
angel for the minimal microbial invasion. Beta alloy
used for implant manufacturing ensures biocompatibility
and higher mechanical and physical properties compared
to titanium alloy or pure titanium. Testing on minipigs
did not prove any significant signs of resorption on the
examined sections. Furthermore, pre-clinical assessment
showed excellent results of the implant insertion. The results
fully complied with our requirements for implants.
We can summarize that the implant system PV I made
from beta alloy and its modification can be recommended
for clinical application.
ACKNOWLEDGEMENT
This study was based on the project SVC 1M0528.
Author contributions: PP, SB, JV: literature search;
PP, JV: manuscript writing; PP: study design; PP: data
collection; PP, SB: data analzsis; PP: data interpretation;
PP: statistical analysis; PP, SB: final approval.
Conflict of interest statement: The authors state that
there are no conflicts of interest regarding the publication
of this article.
REFERENCES
1. GeurtsenW. Biocompatibility of dental alloys. Crit Rev Oral Biol Med
2002;13(1):71-84.
2. Hanawa T. Titanium and its oxide film: a substrate for formation of
apatite, inThe Bone-Biomaterial Interface, ed. J. E. Davies, University
of Toronto Press, Toronto 1991 p. 49-61.
3. Prachár P, Vaněk J, Cvrček L, Bartáková S. Characterisctics of Surface
Layer of Chromium Cobal Alloy Coated with Titatnium Nitride and
Zirconium Nitride. Prakt Zub Lék 2005;53(4):65-7 (In Czech).
4. Silvennoinen R, Vetterl V, Hasoň S, Tuononen H, Silvennoinen M,
Miller K, Cvrček L, Vaněk J, Prachár P. Sensing of human plasma fibrinogen
on polished, chemically etched and carbon treated titanium
surfaces by diffractive optical element based sensor. Optics
Express 2008;16(14):10130-40.
5. Bartáková S, Prachár P, Strecha J, Podhorná B, Kudrman J, Hnilica
F, Březina V, Vaněk J. Titanium alloys with iron admixtures: analysis
of its material characteristics, biocompatibility and suitability for
applications in dental implantology. Stomatolog 2009;2:19-24 (In
Czech).
Fig. 6. Implantation protocol in the system PV I.
144
Biomed Pap Med Fac Univ Palacky Olomouc Czech Repub. 2015 Sep; 159(3):503-507.
507
6. Matsunoa H, Yokoyamaa A, Watarib F, Uob M, Kawasakia T.
Biocompatibility and osteogenesis of refractory metal implants,
titanium, hafnium, niobium, tantalum and rhenium. Biomaterials
2001;22(11):1253-62.
7. Bartáková S, Prachár P, Kudrman J, Podhorná B, Březina V, Strecha
J. Binary titan-columbium alloys and their biocompatibility.
Stomatolog 2009;1:39-42 (In Czech).
8. Bartáková S, Prachár P, Kudrman J, Podhorná B, Březina V. Binary
titan-tantalum alloys and their biocompatibility. Prakt Zub Lék
2009;57(3):37-40 (In Czech).
9. Eisenbarth E, Velten D, Muller M, Thull R, Breme J. Biocompatibility
of β-stabilizing elements of titanium alloys. Biomaterials
2004;25(26):5705-13.
10. Tsutsumi Y, Bartáková S, Prachár P, Yalatu S, Migita S, Igita H
Doi, Nomura N, Hanawa T. Long-Term Corrosion Behavior of
Biocompatible Beta-Type Ti Alloy in Simulated Body Fuid. Journal
of the electrochemical society 2012;159:435-440.
11. Joska L, Fojt J. Corrosion behaviour of titanium after short-term exposure
to an acidic environment containing fluoride ions. Journal
of Materials Science: Materials in Medicine 2009;21(2):481-8.
12. Takada Y, Nakajima H, Okuno O, Okabe T. Microstructure and corrosion
behavior of bojary titanium alloys with beta-stabilizing elements.
Dent Mater J 2001;20:34-52.
13. Filipi V, Březina V. Biological tests of beta titanium alloys for implantology.
In International seminar SRC. Brno: Masarykova universita,
2008.76-7, ISBN 978-80-210-4596-5.
14. Dzan L, Henyš P, Čapek L, Šimůnek A. Makrodesign of Implant –
Types and Shapes ofThreads Used and their Evaluation Using Finite
Element Analysis. Čes Stomat 2013;113(4):88-94 (In Czech).
15. Hansson S, Werke M. The implant thread as a retention element in
cortical bone: the effect of thread size and thread profile: a finite
element study. J Biomechanics 2003;36:1247-58.
16. Lee DW, ChoiYS, Park KH, Kim CS, Moon IS. Effect of microthread on
the maintenance of marginal bone level: a 3-year prospective study.
Clin Oral Impl Res 2007;18:465-70.
17. Norton M. An in vitro evaluation of the strength of an internal conical
interface compared to a butt joint interface in implant design.
Clin Oral Impl Res 1997;8:290-8.
18. Kocar M, Seme K, Hren NI. Characterization of the Normal Bacterial
Flora in Peri-implant Sulci of Partially and Completely Edentulous
Patients. Int J Oral Maxillofac Implants 2010;25(4):690-8.
19. Rabel A, Kohler SG. Microbiological study on the prognosis of immediate
implant and periodontal disease. Mund Kiefer Gesichtschir
2006;10(1):7-13.
20. Romanos GE, Nentwig GH. Immediate functional loading in the
maxilla using implants with platform switching: five-year results.
Int J Oral Maxillofac Implants 2009;24(6):1106-12.
145
doi: 10.1149/2.045210jes
2012, Volume 159, Issue 10, Pages C435-C440.J. Electrochem. Soc.
Hanawa
Y. Tsutsumi, S. Bartakova, P. Prachar, Suyalatu, S. Migita, H. Doi, N. Nomura and T.
Ti Alloy in Simulated Body Fluid
-TypeβLong-Term Corrosion Behavior of Biocompatible
service
Email alerting
click herein the box at the top right corner of the article or
Receive free email alerts when new articles cite this article - sign up
http://jes.ecsdl.org/subscriptions
go to:Journal of The Electrochemical SocietyTo subscribe to
© 2012 The Electrochemical Society
146
Journal of The Electrochemical Society, 159 (10) C435-C440 (2012) C435
0013-4651/2012/159(10)/C435/6/$28.00 © The Electrochemical Society
Long-Term Corrosion Behavior of Biocompatible β-Type Ti Alloy
in Simulated Body Fluid
Y. Tsutsumi,a,z
S. Bartakova,b
P. Prachar,b
Suyalatu,a
S. Migita,a
H. Doi,a
N. Nomura,a
and T. Hanawaa,c
aInstitute of Biomaterials and Bioengineering, Tokyo Medical and Dental University, Chiyoda-ku,
Tokyo 101-0062, Japan
bStomatological Clinic, Masaryk University, Brno 65691, Czech Republic
cGraduate School of Engineering, The University of Tokyo, Bunyko-ku, Tokyo 113-8656, Japan
The corrosion behavior of the Ti-33.5Nb-5.7Ta alloy (Ti-Nb-Ta) as a biocompatible β-type Ti alloy during long-term immersion in
simulated body fluid was investigated. Like pure Ti, pitting corrosion did not occur on Ti-Nb-Ta during anodic polarization. Thus,
alloying of Ti with Nb and Ta did not change the chloride-ion sensitivity. Metal ion release of Ti, Nb, and Ta was detected after
7-d immersion in the solution; however, the amounts of ions were much smaller than those from Type316L stainless steel. X-ray
photoelectron spectroscopy revealed that the fractions of Nb and Ta in the passive layer increased during the immersion while that of
Ti decreased. The corrosion rate of Ti-Nb-Ta determined by electrochemical impedance spectroscopy kept decreasing over a period
of 15 d while the thickness of the passive layer did not change after 1 d. Thus, the reconstruction of the passive layer of the alloy was
proven to be important for metal ion release during long-term implantation in a living body. Thus, Ti-Nb-Ta has sufficient corrosion
resistance as a biocompatible β-type Ti alloy.
© 2012 The Electrochemical Society. [DOI: 10.1149/2.045210jes] All rights reserved.
Manuscript submitted May 18, 2012; revised manuscript received July 23, 2012. Published August 29, 2012.
Titanium (Ti) and Ti alloys are common metallic biomaterials
used in the fields of medicine and dentistry. Commercially pure Ti
(CP Ti), Ti-6Al-4V alloy, and the Ti-6Al-7Nb alloy are widely used
as medical devices due to the excellent combination of mechanical
properties, corrosion resistance, and biocompatibility.
Recently, β-type Ti alloys, which have body-centered cubic structures,
have been attracting attention as novel metallic biomaterials.
β-type Ti alloys show lower Young’s modulus than CP Ti and other
conventional Ti alloys. Reducing the Young’s modulus of metallic
biomaterials minimizes the stress-shielding effect in a bone fixator.
In addition, the shock-absorbing property of dental implants might be
achieved by decreasing the modulus. A Ti-13Nb-13Zr alloy (ASTM
F1713), which has a near-β structure, was developed to replace the
traditional Ti-6Al-4V alloy. The Ti-6Al-4V alloy is α+β type alloy
and has a rather high Young’s modulus.1
Furthermore, Niinomi et al.
developed Ti-29Nb-13Ta-4.6Zr alloy, which is a low Young’s modulus
β-type alloy composed of non-toxic and allergy-free elements.2,3
Thus, in recent years, many researchers have designed β-type Ti alloys
with various compositions because of their prospects for medical use
due to their lower Young’s modulus.4,5
To stabilize the β-phase in Ti,
a certain amount of alloying element as a β-former is necessary.
On the other hand, pitting corrosion rarely occurs on CP Ti because
it has little sensitivity to halogen ions.6
However, the excellent
localized corrosion resistance of Ti may be weakened by alloying.
Thus, the corrosion resistance of the Ti alloy in a living body, which
essentially contains chloride ions, strongly depends on its composition
and crystal structure. Recently, the corrosion resistance of β-type
Ti alloys has been reported. The alloying of Ti with Nb, Ta, and Mo
did not affect the localized corrosion resistance.7–15
In other words,
like pure Ti, the passive layers of these β-type Ti alloys are stable
in a solution containing chloride ions. Thus, it is possible to design
β-type Ti alloys for biomedical devices with both good mechanical
properties and corrosion resistance. However, even though the passive
state of the alloy is maintained, the amount of metal ions released into
a living body should be minimized to avoid the associated difficulties,
including allergic reactions, osteolysis, and implant failure.16,17
Accumulation of the metal ions might occur as a consequence of low
corrosion rate of implant devices over long-term implantation. In this
sense, the corrosion behavior for a long period under a biological environment
is as important as the chloride-ion sensitivity to determine
the biosafety of metallic biomaterials. However, there is little study
on the long-term corrosion behavior of β-type Ti alloys in biological
z
E-mail: tsutsumi.met@tmd.ac.jp
environment.7
In particular, the effects of alloying elements to Ti on
the formation of the passive layer, and metal ion release over a long
test period are still unclear.
Therefore, in this study, several corrosion tests and surface analyzes
were performed in a simulated body fluid to investigate the
corrosion behavior of a β-type Ti alloy. We employed a Ti-33.5Nb-
5.7Ta alloy (Ti-Nb-Ta), a typical and basic β-type Ti alloy developed
by our group. In addition to traditional corrosion evaluation methods,
an in-situ corrosion rate measurement by electrochemical impedance
spectroscopy (EIS) was performed for a long period of 28 d. The passive
layer was characterized using X-ray photoelectron spectroscopy
(XPS). The changes in the corrosion behavior, metal ion release, and
passive layer of the β-type Ti alloy were investigated. Finally, the
performance of the alloy related to metallic biomaterials from the
viewpoint of corrosion science is discussed.
Materials and Methods
Specimen preparation.— Specimens were prepared from a rotaryforged
bar of Ti-Nb-Ta. The diameter of the Ti-Nb-Ta bar was reduced
from 9.2 mm to 8.0 mm during the forging process. Ti-Nb-Ta disks
with 8 mm diameter and 1.5 mm thickness were obtained by cutting
the rod. CP Ti (Grade 2, Ti), Ti-50.8mol%Ni superelastic alloy
(Ti-Ni), and type 316L stainless steel (316L) disks were also prepared
as control specimens. The specimens for corrosion tests were
mechanically ground to #800 grit SiC abrasive paper. The specimens
for XPS were additionally polished and mirror-finished with 9 μm
diamond paste and 0.04 μm colloidal silica. The specimens were then
ultrasonically cleaned in acetone and ethanol.
Simulated body fluid.— In this study, the simulated body fluid
as a corrosion test solution was prepared with ultrapure water (>18
M -cm) and reagent-grade chemicals. The solution was a mixture of
5.85 gL−1
NaCl and 10.0 gL−1
lactic acid. The pH of the solution
was checked in advance and was confirmed to be within the range of
2.30 ± 0.05 just after preparation. This solution was intended to be an
accelerated body fluid for rapid testing of corrosion measurements of
dental metallic materials prescribed by ISO 10271.18
It was reported
that medical devices implanted in a living body are sometimes exposed
to acid environment for various reasons.19–21
Although the pH
value of 2.3 in this study is lower than that in such actual environments,
it is appropriate for accelerating corrosion measurements. The
aggressiveness of the solution in this study is the highest among the
other simulated body fluids because of the presence of chloride ions
147
C436 Journal of The Electrochemical Society, 159 (10) C435-C440 (2012)
with low pH. All of the corrosion tests in this study were performed
under open-air condition.
Anodic polarization measurement.— An anodic polarization measurement
(linear sweep voltammetry) was performed with a potentiostat
(HABF-501G, Hokuto Denko) and a function generator (HB-111,
Hokuto Denko). A saturated calomel electrode (SCE) and a Pt-black
electrode were used as a reference and a counter electrode, respectively.
The specimen was fixed in a polytetrafluoroethylene (PTFE)
holder. The exposed area contacting the electrolyte was 0.38 cm2
(7.0 mm in diameter). Details of the working electrode are described
elsewhere.6
After immersing the specimens into the test solution at
37◦
C, the open circuit potential (OCP) was measured for 10 min.
Thereafter, the gradient anodic potential was applied at a constant
sweep rate of 1 mVs−1
from OCP to 2 VSCE. The test was performed
on three specimens in the same conditions (N = 3).
Dissolution test.— The dissolution test was performed to evaluate
the corrosion rate and amounts of the released metal ions during the
immersion in the test solution. The whole area of the specimen was
ground and immersed in ultrapure water for 24 h at room temperature
to stabilize the passive layer. The glass bottle used as the container for
the dissolution test was washed by 3% by volume HNO3 solution and
rinsed well with ultrapure water. Twenty mL of the test solution was
then put into the glass bottle, followed by the specimen. The bottle was
completely sealed and kept for 7 d at 37◦
C. The concentrations of the
metal ions were measured with an inductively coupled plasma atomic
emission spectrometer (ICP-AES, ICPS-7000 ver. 2, Shimadzu). The
amounts of the released ions from the specimen were distinguished by
subtracting the values of the blank measurement (the tested solution
without a specimen). The test was performed on three bottles in the
same conditions (N = 3).
XPS measurement.— The surface characterization of the Ti-Nb-Ta
alloy before and after the immersion in the test solution was performed
by XPS (JPS-9010MC, JEOL) with the Mg Kα line (1253.6 eV). The
spectrometer was calibrated against the Au 4f peak of pure gold,
Ag 3d peak of pure silver, and the Cu 2p peak of pure copper. The
binding energies were calibrated using the peak energy of C 1s of
contaminant carbon, 285.0 eV. To estimate the integrated intensities
of the photoelectron peaks, the background was subtracted from the
measured spectrum according to Shirley’s method.22
The composition
of the surface oxide layer was calculated according to a method
described in a previous study.23
Empirical and theoretically calculated
data of the relative photoionization cross sections were used for
quantification.24–27
An angle-resolved technique for XPS was applied
to evaluate the gradient of the compositions of the passive layer at
photoelectron take-off angles of 17.5◦
, 40.5◦
, and 90.0◦
. The take-off
angle is defined as the angle between the direction of the photoelectron
path to the electron spectrometer and the specimen surface. The
test was performed on a specimen in the same conditions (N = 1).
EIS measurement.— A two-electrode type EIS measurement was
performed with an electrochemical measurement system (IviumStat,
Ivium Technologies). Two Ti-Nb-Ta electrodes were prepared by embedding
in cold mounting epoxy resin (SpeciFix-20, Struers). After
grinding the surface, the electrodes were immediately immersed in the
test solution and placed face-to-face at a constant distance of 10 cm.
EIS measurement was started with an alternative potential of 10 mV
in amplitude just 10 min after immersion. The frequency was swept
from 104
to 10−2
Hz at intervals of 3 points/decade to minimize the
measurement time. The measurement was continued for 28 d at 37◦
C
in an isothermal chamber. The test was performed once on a couple
of specimens (N = 1).
Results and Discussion
Polarization curve.— The OCPs of Ti-Nb-Ta, Ti, Ti-Ni, and 316L
measured before the polarization were −0.266 ± 0.005 VSCE, −0.290
Figure 1. Polarization curves of the specimens in simulated body fluid (5.85
gL−1 NaCl and 10.0 gL−1 lactic acid, aerated) at 37◦C (N = 3).
± 0.014 VSCE, −0.171 ± 0.043 VSCE, and −0.172 ± 0.003 VSCE,
respectively. They were almost stable during a measurement time of
10 min. Figure 1 shows the polarization curves as result of the anodic
polarization tests. The passive regions clearly appeared at a higher
applied potential region of Ti-Nb-Ta and Ti curves in the figure. The
passive region remained without any metastable pitting until 2 VSCE
which was set as the final potential for the measurement. The polarization
curve of Ti closely resembled that of Ti-Nb-Ta. On the other
hand, Ti-Ni showed a transpassive state derived from the selective
dissolution of Ni at a higher potential than 1.2 VSCE. The corrosion
resistance of 316L was the lowest in the polarization test: The corrosion
current density was the highest and the breakdown potential
was close to the corrosion potential. Hence, the passive layer of 316L
was unstable in the severe environment of the low-pH chloride solution.
It is known that Ti does not have chloride-ion sensitivity and
thus shows excellent resistance against localized corrosion even in a
chloride-containing solution. For implant materials, exposure to chloride
ions cannot be avoided because body fluids always contain a
certain amount of chloride. In this sense, the chloride-ion sensitivity
is one of the most important factors for metallic biomaterials. Ti-NbTa
showed the same result as Ti in the polarization test using acidand
chloride-containing solution. This means that Ti-Nb-Ta and Ti are
appropriate materials for preventing a localized corrosion attack.
Metal ion release.— The results of the dissolution tests are summarized
in Fig. 2. The metal ions derived from the corrosion reaction
Figure 2. Result of the dissolution test of immersing the specimens in the
simulated body fluid (5.85 gL−1 NaCl and 10.0 gL−1 lactic acid, aerated) at
37◦C for 7 d (N = 3).
148
Journal of The Electrochemical Society, 159 (10) C435-C440 (2012) C437
Table I. Composition, thickness, and cation fraction of the passive layer on Ti-Nb-Ta before and after immersion in the test solution calculated
from XPS measurements with a detection angle of 90◦.
Concentration (mol%)
Specimen Ti Nb Ta O Thickness/nm
Untreated 19.4 7.8 0.3 72.5 4.9
Immersion 1 d 19.5 9.1 0.6 70.8 5.9
Immersion 7 d 18.4 9.8 0.8 71.0 5.8
Cation fraction (mol%)
Specimen Ti Nb Ta
Untreated 70.6 28.4 1.0
Immersion 1 d 66.8 31.0 2.2
Immersion 7 d 63.6 33.8 2.6
Bulk composition (Substrate) 74.8 23.3 1.9
during immersion in the test solution for 7 d were detected by ICPAES.
All of the components of the alloy were dissolved into the test
solution during the test period. The amounts of the released ions from
316L were much higher than those of Ti and Ti alloys. On the other
hand, Ti showed the least total amount of released ions. Despite the
lower proportions of Ti in Ti-Nb-Ta and Ti-Ni than in Ti, the amounts
of Ti ions released from Ti-Nb-Ta and Ti-Ni were higher than those of
Ti. This indicates that the alloying of Ti may accelerate the dissolution
of the alloy at the initial stage of immersion due to the differences in
the standard potentials among each element. Ti-Ni released Ni ions,
which are very hazardous for metal allergy.28,29
In contrast, Nb and
Ta are known as non-allergenic and biosafe elements.30
In this sense,
the biosafety level of Ti-Nb-Ta is much higher than that of Ti-Ni
and other Ti alloys containing allergenic elements even though certain
amounts of Nb and Ta ions are released in the initial period of
implantation.
Characterization of the passive layer.— XPS was performed on
Ti-Nb-Ta specimen surfaces: before immersion into the test solution
(untreated) and after immersion treatment for 1 and 7 d in the solution
(1 d immersion and 7 d immersion, respectively). In addition to contaminant
carbon, O, Ti, Nb, and Ta were detected from all specimens.
Figure 3. XPS spectra of O 1s, Ti 2p, Nb 3d, and Ta 4f electron-binding
energy regions obtained from untreated Ti-Nb-Ta.
The XPS spectra of the untreated Ti-Nb-Ta around O 1s, Ti 2p, Nb
3d, and Ta 4f electron-binding energy regions with the photoelectron
take-off angle of 90.0◦
are shown in Fig. 3. The deconvolution of
peaks was conducted according to the published binding energy data
with compatible full width of half maximum, (FWHM) values.31–36
As a result, the spectra of Ti, Nb, and Ta were identified as metal states
(Ti0
, Nb0
, and Ta0
) and oxidized states (Ti2+
, Ti3+
, Ti4+
, Nb2+
, Nb4+
,
Nb5+
, and Ta5+
). The spectrum of the O 1s electron was deconvoluted
to three peaks that are originated from (1) oxide, (2) hydroxyl groups
or hydroxide, and (3) hydrate or adsorbed water.33,37–39
From these
results, it was found that the passive layer of Ti-Nb-Ta was mainly
composed of a mixed oxides of Ti, Nb, and Ta. The passive layer
includes small amounts of incompletely oxidized Ti (valence: 2 and
3) and Nb (valence: 2 and 4) in addition to the completely oxidized
Ti (valence: 4), Nb (valence: 5), and Ta (valence: 5).
Table I shows the compositions and the thicknesses of the passive
layers of Ti-Nb-Ta that were calculated by quantitative analyzes of
the XPS spectra. The cation fractions of the passive layers are also
summarized in the table. The air-formed passive layer on the untreated
Ti-Nb-Ta contained each oxide of the alloying elements, however, the
fraction was different from that of the substrate. Although all Ti, Nb,
and Ta are strong oxidizable elements, the degree of the oxidation of
Nb from the bare-metal substrate just after the polishing was higher
than those of Ti and Ta. Thus, a Nb-rich passive layer was formed
on Ti-Nb-Ta just after polishing. After immersion in the test solution,
Nb and Ta showed increased concentrations, while the concentration
of Ti decreased. This means that Nb and Ta were more stable in the
corrosive environment of the test solution than Ti. The thickness of the
passive layer slightly increased from 4.9 nm to 5.9 nm during the first
1-d immersion in the test solution. However, it did not change during
the following immersion period until 7 d. The increase in Nb and Ta
accompanying the decrease in Ti without increase in the thickness of
the passive layer indicates that the preferential oxidations of Nb and
Ta and partial dissolution of Ti occurred. Table II shows the mass
Table II. Mass balance of Ti, Nb, and Ta during immersion in the
test solution for 7 d calculated from the results of dissolution test
and XPS measurement.
Elements Ti Nb Ta
Mass of the element used for oxide formation
into the passive layer, wox / mgm−2
0.28 2.08 0.77
Mass of the released element into the
solution as ion, wion / mgm−2
42.64 23.95 4.07
Total mass of the consumed element by
corrosion reaction, wox+wion / mgm−2
42.92 26.03 4.84
Proportion of the oxide formation to the total
corrosion reaction, wox/(wox+wion) (%)
0.7 8.0 15.9
149
C438 Journal of The Electrochemical Society, 159 (10) C435-C440 (2012)
Figure 4. Cation fraction of Ti in the oxide layer of Ti-Nb-Ta calculated from
angle-resolved XPS quantitative analysis.
Figure 5. Cation fraction of Nb in the oxide layer of Ti-Nb-Ta calculated from
angle-resolved XPS quantitative analysis.
Figure 6. Cation fraction of Ta in the oxide layer of Ti-Nb-Ta calculated from
angle-resolved XPS quantitative analysis.
balance of each element during the immersion in the test solution
for 7 d calculated from the results of XPS and the dissolution test. It
shows that a large part of the corroded elements were released into the
solution as metal ions. On the other hand, remaining corroded elements
were consumed to form oxides for the growth of the passive layer. The
proportions of the oxide formation of Nb and Ta into the passive layer
to the total corrosion reaction were much higher than that of Ti; the
oxides of Nb and Ta were relatively concentrated in the passive layer
during the immersion period while most of Ti was always dissolved
into the solution. Thus, it was confirmed that the reconstruction of the
passive layer formed on Ti-Nb-Ta occurred during the longer period
of exposure in the corrosive environment.
Figures 4, 5, and 6 show the results of XPS measurements with an
angle-resolved technique that allows limiting the detection depth of
the photoelectrons. The smaller value of λ in the x-axis of the figures
means that the data are originated from only the shallower area of
the specimen. As seen in Fig. 4, the concentration of Ti decreased
with a decrease in the detection depth; the concentration of Ti was
relatively smaller at the outermost region of the passive layer. This
tendency was more remarkable after immersion in the test solution,
accompanying the total reduction of the Ti concentration. On the
other hand, the result of Ta (Fig. 6) was the opposite to that of Ti. The
concentration of Ta increased during the immersion in the test solution;
the increase was especially noticeable at the outermost region of the
passive layer. The reconstruction of the passive layer discussed above
might first take place at the interface between the solution and the
passive layer. The results of the angle-resolved XPS measurements
supported the hypothesis of the reconstruction of the passive layer
during the immersion period.
Corrosion rate over time.— Figure 7 shows the results of the EIS
measurement as Bode plots. Curve fitting was performed using a
conventional equivalent circuit model, as shown in Fig. 8 where Rp,
Rs, and CPE are the polarization resistance, solution resistance, and
constant phase element, respectively. The solid lines in Fig. 7 represent
the fits with the optimized electric components of the circuit.
Table III shows the list of the fitting results, where Cdl, p, and χ2
Figure 7. Bode plots of Ti-Nb-Ta in the simulated body fluid obtained by EIS
measurement.
150
Journal of The Electrochemical Society, 159 (10) C435-C440 (2012) C439
Figure 8. Equivalent circuit model used in this study for the curve fitting of
EIS analysis.
represent double-layer capacitance, CPE index, and chi-square value
of the fitting. There is almost no difference between the experimental
and calculated data. Thus, the curve fitting by using the equivalent circuit
with a single capacitive component (Fig. 8) can be considered as
reasonable. The Rp in Table III increased with immersion time. Thus,
the corrosion reaction was suppressed during the immersion period.
Corrosion rate can be theoretically determined by a reciprocal of Rp,
anodic- and cathoric- Tafel constants.40
In this study, hypothetical
corrosion rate was defined as a reciprocal of the Rp value, assuming
the Tafel constants were not changed during the immersion period.
The change in the corrosion rate of Ti-Nb-Ta during the immersion
in the test solution is shown in Fig. 9. The corrosion rate decreased
drastically immediately after immersion. The decline in the corrosion
rate became gradual but continued until 15 d after immersion, at which
point it was stable. The passive layer formed just after abrasion was
thin and relatively unstable. The XPS measurement showed that the
thickness of the passive layer increased until 1d after immersion, as
shown in Table I. Thus, the rapid decrease in the corrosion rate in
the initial period was mainly due to the growth of the passive layer.
However, the corrosion rate kept decreasing after 1 d even though the
thickness of the passive layer did not change further. As discussed in
the result of the XPS measurement shown in Table I, the composition
of the passive layer continued to change after a longer period of
immersion. This reconstruction of the passive layer, which involved
the selective accumulation of Nb and Ta, also contributed to enhance
the protectiveness of the passive layer. For metallic biomaterials that
are intended for implantation in a living body, such as dental implants
and internal fixators, both the elements and the total amounts of the
released metal ions are important for allergic sensitization. The Ti
alloy containing Nb and Ta, which are non-allergenic elements, in this
study showed high corrosion resistance due to the reconstruction of
its passive layer. In this sense, the alloying with Nb and Ta is effective
to not only stabilize β-phase, but also enhance long-term biological
safety of Ti.
Table III. Equivalent circuit parameters calculated from the curve
fitting of the EIS measurements.
Time Rs / Rp / ×106 cm2 Cdl / ×10−6 Fcm−2 p χ2
10 min 86.2 0.03 50.3 0.902 0.0320
30 min 86.4 0.07 49.2 0.928 0.0054
1 h 84.9 0.10 46.3 0.928 0.0043
5 h 82.3 0.29 36.2 0.926 0.0040
10 h 82.5 0.46 31.6 0.924 0.0039
1 d 82.8 0.77 26.3 0.923 0.0039
5 d 83.2 2.37 18.5 0.923 0.0029
10 d 83.0 3.22 16.0 0.917 0.0031
28 d 86.3 2.69 13.2 0.907 0.0047
Figure 9. Change in the corrosion rate of Ti-Nb-Ta during immersion in the
simulated body fluid (5.85 gL−1 NaCl and 10.0 gL−1 lactic acid, aerated) at
37◦C.
Conclusions
The corrosion behavior of the Ti-33.5Nb-5.7Ta alloy (Ti-Nb-Ta) as
a biocompatible β-type Ti alloy for long-term immersion in simulated
body fluid was investigated. Like pure Ti, pitting corrosion did not
occur on Ti-Nb-Ta during anodic polarization. Although the total
amount of released ions from Ti-Nb-Ta was slightly higher than that
from pure Ti, it was much lower than that from Type 316L stainless
steel. The passive layer of Ti-Nb-Ta was composed of a mixed oxide
of Ti, Nb, and Ta including small amounts of incompletely oxidized
Ti and Nb. The proportions of Nb and Ta increased after immersion in
the simulated body fluid. The EIS measurement showed the corrosion
rate of Ti-Nb-Ta kept decreasing over a period of 15 d after immersion
in the test solution. This was mainly due to the reconstruction of the
passive layer: the oxides of Nb and Ta substituted those of Ti. Thus,
a β-type Ti alloy containing Nb or Ta has advantages in long-time
corrosion resistance for biocompatible metallic materials.
Acknowledgments
This study was supported by JSPS KAKENHI 24650275, grantin-Aid
for challenging Exploratory Research. The support is also
provided by the 1M0528 project (Stomatological Research Center).
References
1. ASTM F136-11, Standard specification for wrought titanium-6aluminum-4vanadium
ELI (extra low interstitial) alloy for surgical implant applications, American Society
for Testing and Materials, Philadelphia, (2011).
2. M. Niinomi, Biomaterials, 24, 2673 (2003).
3. M. Niinomi, T. Hattori, K. Morikawa, T. Kasuga, A. Suzuki, H. Fukui, and S. Niwa,
Mater. Trans., 43, 2970 (2002).
4. M. Geetha, A. K. Singh, R. Asokamani, and A. K. Gogia, Prog. Mater. Sci., 54, 397
(2009).
5. M. Niinomi, D. Kuroda, K. Fukunaga, M. Morinaga, Y. Kato, T. Yashiro, and
A. Suzuki, Mater. Sci. Eng. A, 263, 193 (1999).
6. M. G. Fontana, Corrosion Engineering, p. 245, McGraw-Hill, New York, (1985).
7. N. T. C. Oliveira and A. C. Guastaldi, Acta Biomater., 5, 399 (2009).
8. N. T. C. Oliveira and A. C. Guastaldi, Corros. Sci., 50, 938 (2008).
9. E. Kobayashi, T. J. Wang, H. Doi, T. Yoneyama, and H. Hamanaka, Mater. Sci. Mater.
Med., 9, 567 (1998).
10. Y. L. Zhou, M. Niinomi, T. Akahori, H. Fukui, and H. Toda, Mater. Sci. Eng. A, 398,
28 (2005).
11. A. Khan, R. L. Williams, and D. L. Williamss, Biomaterials, 20, 631 (1999).
12. S. Sakaguchi, K. Nakahara, and Y. Hayashi, Met. Mater. Int., 2, 193 (1999).
13. H. Habazaki, M. Uozumi, H. Konno, S. Nagata, and K. Shimizu, Surf. Coat. Technol.,
169-170, 151 (2003).
14. M. V. Popa, E. Vasilescu, P. Drob, and C. Vasilescu, Rev. Chim., 56, 908 (2005).
15. S. M. Bhola, R. Bhola, B. Mishra, and D. L. Olson, J. Mater. Sci., 45, 6179 (2010).
16. J. J. Jacobs, A. K. Skipor, J. Black, R. M. Urban, and J. O. Galante, J. Bone Joint
Surg., 73A, 1475 (1991).
17. J. J. Jacobs, C. Silverton, N. J. Hallab, A. K. Skipor, L. Patterson, J. Black, and
J. O. Galante, Clin. Orthop. Rel. Res., 358, 173 (1999).
18. ISO 10271, Dental metallic materials – Corrosion test methods, International Organization
for Standardization, Geneva (2011).
19. L. L. Hench and E. C. Ethridge, Adv. Biomed. Eng., 5, 35 (1975).
20. R. M. Stephan and B. F. Miller, J. Dent. Res., 22, 45 (1943).
21. R. M. Stephan and B. F. Miller, J. Dent. Res., 22, 53 (1943).
22. D. A. Shirley, Phys. Rev., B5, 4709 (1972).
151
C440 Journal of The Electrochemical Society, 159 (10) C435-C440 (2012)
23. Y. Tanaka, E. Kobayashi, S. Hiromoto, K. Asami, H. Imai, and T. Hanawa, J. Mater.
Sci. Mater. Med., 18, 797 (2007).
24. K. Asami, K. Hashimoto, and S. Shimodaira, Corros. Sci., 17, 713 (1977).
25. J. H. Scofield, J. Electron Spectrosc. Relat. Phenom., 8, 129 (1976).
26. K. Asami, S. C. Chen, H. Habazaki, A. Kawashima, and K. Hashimoto, Corros. Sci.,
31, 727 (1990).
27. K. Hashimoto, M. Kasaya, K. Asami, and T. Masumoto, Corros. Eng., 26, 445 (1977).
28. N. H. Nielsen and S. Carter, Contact Dermutitis, 44, 160 (2001).
29. N. H. Nielsen and T. Menne, Acta Dermato. Venereol., 72, 456 (1992).
30. A. Yamamoto, R. Honma, and M. Sumita, J. Biomed. Mater. Res., 39, 331
(1998).
31. Y. Tanaka, M. Nakai, T. Akahori, M. Niinomi, Y. Tsutsumi, H. Doi, and T. Hanawa,
Corros. Sci., 50, 2111 (2008).
32. R. Shimizu and K. Yoshihara, Jitsuyo Auger Denshi Bunkoho, Kyoritsu Shuppan,
Tokyo, Japan, pp. 222 (1989).
33. K. Asami, S. C. Chen, H. Habazaki, and K. Hashimoto, Corros. Sci., 35, 43 (1993).
34. C.-O. A. Olsson and D. Landolt, Corros. Sci., 46, 213 (2004).
35. E. Atanassova, G. Tyuliev, A. Paskaleva, D. Spassov, and K. Kostov, Appl. Surf. Sci.,
225, 86 (2004).
36. C. D. Wagner, in: D. Briggs and M. P. Seah (Eds.), Practical Surface Analysis,
Second Ed., Wiley, New York, pp. 595–634 (1990).
37. G. Lu, S. L. Bernasek, and J. Schwartz, Surf. Sci., 458, 80 (2000).
38. T. Hanawa, S. Hiromoto, and K. Asami, Appl. Surf. Sci., 183, 68 (2001).
39. T. K. Sham and M. S. Lazarus, Chem. Phys. Lett., 68, 426 (1979).
40. D. A. Jones, Principles and prevention of corrosion, 2nd edition, pp. 146–165, Prentice
Hall, Upper Saddle River, NJ (1996).
152
Microstructure and mechanical properties of Ti-35Nb-6Ta alloy
after thermomechanical treatment
J. Máleka, b,⁎, F. Hnilicaa
, J. Veselýa
, B. Smolac
, S. Bartákovád
, J. Vaněkd
a
UJP PRAHA a.s., Nad Kaminkou 1345, 156 10 Praha-Zbraslav, Czech Republic
b
CTU in Prague, Faculty of Mechanical Engineering, Department of Materials Science and Engineering, Karlovo Namesti 13,
121 35 Praha 2, Czech Republic
c
Charles University in Prague, Faculty of Mathematics and Physics, Department of Physics of Materials, Ke Karlovu 5, 121 16 Praha 2,
Czech Republic
d
St. Anne's University Hospital Brno, Pekarska 53, 656 91 Brno, Czech Republic
A R T I C L E D A T A A B S T R A C T
Article history:
Received 20 April 2011
Received in revised form
7 February 2012
Accepted 10 February 2012
The influence of thermo-mechanical treatment on microstructure and mechanical properties
of T-35Nb-6Ta has been studied. The thermo-mechanical treatment was chosen to correspond
to the production of wire with suitable mechanical properties for dental implants. After casting
the alloy was hot forged (700–900 °C), solution treated (850 °C/30 min, water quenched)
and cold swaged (reductions up to 91%). The annealing (700 °C/3 h/furnace) or aging (450 °C/
8 h/furnace) was used as final heat treatment. The microstructure was studied by using light
microscopy, scanning electron microscopy, transmission electron microscopy and XRD analysis.
Cold swaging introduces microstructure consisting of highly deformed β-phase grains with
dislocation tangles and twins, which ensures high tensile strength about 820 MPa, low Young's
modulus (~50 GPa) and good ductility ~10%. Subsequent aging increases tensile strength
(1000 MPa) as well as Young's modulus (75 GPa) without diminishing ductility. Annealing at
700 °C slightly decreases tensile strength (730 MPa) and increases the ductility and Young's
modulus (17% and 62 GPa respectively). The mechanical properties attained recommend the
thermo-mechanical treatment for production of wires for dental implants.
© 2012 Elsevier Inc. All rights reserved.
Keywords:
Titanium alloys
Mechanical properties
Aging
Light microscopy
Electron microscopy
1. Introduction
Recently, titanium and its alloys are widely used in many applications.
It is due to their good mechanical properties, corrosion
resistance and relatively low density. Because of the
increasing age of population and active life style, more people
demand artificial joints and other types of implants [1]. The
first dental implants were subperiostal. They were created in
1940 by Dahl and made from Co-Cr alloys. In 1952, Brånemark
prepared the first dental implant from titanium. Later, he and
his co-workers described the relationship between bone and
titanium implant [2]. Since that time, also titanium alloys
have been used for implants (Ti-Al6-V4). Although the titanium
alloy was not developed especially for bio-applications, it is still
used for producing implants due to its relatively low price. The
problem of this alloy is that it contains vanadium (element
with high cytotoxicity) and aluminum (it can cause neurological
problems in human body after long-term use). Because the implants
are very often used for young people, it is important to
develop materials which can be used in human body for long
time (more than 15 years) without being replaced, because reoperation
means risk. It is also important, that these alloys
should not contain elements, which are potentially harmful to
human body during long term use. These materials should
M A T E R I A L S C H A R A C T E R I Z A T I O N 6 6 ( 2 0 1 2 ) 7 5 – 8 2
⁎ Corresponding author. Tel.: +420 227180380; fax: +420 227180390.
E-mail addresses: jardamalek@seznam.cz, malek@ujp.cz (J. Málek).
1044-5803/$ – see front matter © 2012 Elsevier Inc. All rights reserved.
doi:10.1016/j.matchar.2012.02.012
Available online at www.sciencedirect.com
www.elsevier.com/locate/matchar
153
have Young's modulus similar to that of human bone (10–
30 GPa). If the modulus is significantly higher the so called
“stress shielding effect” can be observed [1–13].
In the last decade, the development of new materials
designed for bio-applications started. From the biocompatibility
point of view, beta-titanium alloys containing biocompatible
elements (Nb,Ta,Zr…) seem to be the most promising group.
Recently, many titanium alloys are tested for their mechanical
properties, chemical stability, biotoxicity, and biocompatibility
[1–16]. They contain only biocompatible elements [16] that act
as beta-Ti (bcc) stabilizers. These alloys are often based on binary
Ti-Nb system, where additional elements are added (for
example Ta and Zr) [17]. Although the metallurgical processes
of these alloys are connected with some problems (different
melting points and densities of alloying elements), it is possible
to obtain alloys with a wide variety of mechanical properties
and low Young's modulus by suitable thermo-mechanical
treatment applied.
This work is focused on the preparation of Ti35Nb6Ta betatitanium
alloy for dental implants with desirable mechanical
properties (high tensile strength with sufficient ductility and
low Young's modulus). The influence of thermo-mechanical
treatment on microstructure and mechanical properties was
studied by SEM, TEM, and tensile tests. Thermo-mechanical
treatment was subjected to final product shape (wires).
2. Experimental
The alloy investigated in this work had a chemical composition:
57.9Ti-35.8Nb-6.3Ta-0.06O-0.02C-0.02N (all concentrations in
this paper are in mass % unless stated differently) and is
marked as Ti35Nb6Ta. The alloy was prepared in an electric
arc melting furnace (Leybold Heraeus, type L 200 h) with a
water-cooled copper crucible. The melting was carried out by
using non-consumable tungsten electrode under helium protective
atmosphere. Pure metals (Ti, Nb and Ta) were used for
preparation. The alloy was remelted at least six times in order
to ensure the chemical homogeneity. As cast (marked “AC”)
alloy was machined to remove surface defects and then hot
forged at temperature 700–900 °C into a rod shape with a diameter
of about 14 mm. Subsequently, specimens were solution
treated at 850 °C for 30 min and water quenched (marked
“ST”). After solution treatment the specimens were cold swaged
in several steps to final diameters of 6; 5; 4.5; 4 and 3.5 mm with
various total section reductions (63%, 73%, 82%, 87% and 91%).
These specimens are marked SW63, SW73, SW82, SW87 and
SW91. After that, final heat treatment was performed, namely
specimens were aged under vacuum (about 1.10−3
Pa) at 450 °C
for 8 h and cooled in a vacuum furnace (marked SW63-A,
SW73-A, SW82-A, SW87-A and SW91-A). Some of the specimens
SW87 and SW91 were annealed under vacuum (about
1.10−3
Pa) at 700 °C for 3 h and cooled in a vacuum furnace
(marked SW87-R and SW91-R). Specimens for light microscope
(LM) observations (Nikon EPIPHOT 300) were prepared by standard
metallographic techniques. They were grinded with SiC
papers up to #4000, polished with Struers OP-S emulsion with
addition of 0.6 ml OP-S, 2 ml H2O and 2 ml NH3 and finally
etched with 3 ml HF+8 ml HNO3 +100 ml H2O etchant. The
phase composition was examined by XRD measurements
(diffractometer X'Pert PRO MPD; Cu anode; strip detector X'Cellerator,
2 theta range 30°–130°). Also transmission electron
microscopy (TEM) observations were made on JEOL JEM-2000EX
microscope operated at 160 or 200 kV to obtain information
about microstructure. The specimens for TEM observations
were thinned by grinding to thickness of about 100 μm and than
electropolished in 10% HClO4 +20% glycerol+70% methanol solution
at −20 °C using Struers TENUPOL 2 machine.
Tensile tests were performed on standard round tensile
specimens with round shoulders on INSTRON 1185 testing
machine equipped with video-extensometer. The diameter
of tested specimens was 3 mm. The tests were made along
ISO 6892–1:2009 standard. At least three specimens were tested
for each value. Vickers HV10 hardness was measured on
ZWICK/Roell ZHU250top hardness tester with a load of 98.1 N
(along ISO 6507 standard). The places of measurements were
chosen randomly out of border parts of each specimen. Local
chemical analysis was determined by energy dispersive X-ray
method (EDX) on JEOL JSM5510 LV scanning electron microscope
(SEM). Fractography analysis was also performed by SEM.
3. Results
3.1. Microstructure
The microstructure of as-cast alloy consists of coarse dendritic
grains (size 1–3 mm). Higher content of heavier elements Nb
(about 1%) and Ta (1.5%) was detected in dendrite centers by
EDS. Very coarse-grained β-titanium matrix with fine particles
on grain boundaries can be seen in light micrograph (Fig. 1).
These particles with lower density are also present in the
grain interiors. Only very low peaks of α″-phase were observed
in XRD spectrum of the as cast alloy. The dominant phase was
identified as β-phase.
Hot forging has caused the refinement of grains to about
40 μm due to dynamic recrystallization. The deformation
bands are present in some grains. These were probably caused
by additional deformation of recrystallized grains (see Fig. 2).
Typical microstructure of solution treated and swaged
specimen (SW63) is shown in Fig. 3. Only the peaks belonging
to β-phase were identified in XRD spectrum of SW63 specimen.
Original equiaxed grains were elongated in forging
Fig. 1 – Structure of as-cast Ti35Nb6Ta alloy (LM).
76 M A T E R I A L S C H A R A C T E R I Z A T I O N 6 6 ( 2 0 1 2 ) 7 5 – 8 2
154
direction (see Fig. 3) and in transverse direction they had
wavelike morphology. Locally, fine needle-like objects were
also observed in very low number density (Fig. 3). They are
supposed to be of α″-phase, but the reflection of this phase
were not recognized in XRD spectra. Similar microstructure
was also observed in specimens with higher section
reductions.
Ageing of swaged specimens did not change the grain
shape. Particles with size 70–200 nm precipitated in grain
boundaries during ageing. They are dark in BSE compo micrograph
(Fig. 4). Bright zone observed in the vicinity of these particles
was rich on heavier elements (Nb and Ta), while the
precipitates had lower content of these elements. The αphase
peaks in XRD spectrum of aged alloy are clearly recognized
(Fig. 5).
The microstructure of SW91, SW91-A and SW91-R specimens
was studied by transmission electron microscopy
(TEM). The microstructure of cold swaged samples consisted
of β-grains with dislocation tangles and twins (see Fig. 6).
During ageing treatment (450 °C/8 h), coarse irregular-shaped
particles precipitated at grain boundaries. Also needle-like
particles in the grain interiors were observed (Fig. 7). Selected
area diffraction pattern (SADP) clearly showed the β-matrix
and α-phase spots (see inset in Fig. 7). Nevertheless, weak
spots of ω-phase in other SADP were identified although the
ω-phase particles were not observed in TEM images. Probably
the size of these ω-particles was so small that they could not
be recognized in the micrographs. No α-phase precipitates
were observed in specimen SW91-R. Typical features in these
specimens were the areas with very fine precipitates observed
both in DF and BF (Fig. 8). These particles were identified as ωphase
with the following orientation relationships to the βphase
matrix: (011)β║ 1210
À Á
ω
; 211
À Á
β
║ 1010
À Á
ω
; 111
À Á
β
║(0001)ω.
3.2. Mechanical Properties and Fractography
The hardness values are shown in Fig. 9. It is evident, that the
hardness of the alloy decreased after ST compared to hot
forged (HF) alloy. The hardness increased by swaging (to
more than 200 HV10), but additional hardness increase with
increasing section reduction was insignificant. The influence
of ageing time at 450 °C on the hardness of specimens swaged
with low section reduction is shown in Fig. 10. The most significant
increase in the hardness was apparent during the
first 8 h of ageing. After this time the hardness increases only
slightly. That was the reason, why this period was chosen for
ageing the specimens in order to increase their hardness. The
specimen SW91-A attains the hardness value 279±3 HV10
after the ageing.
Fig. 2 – Structure of hot forged (HF) Ti35Nb6Ta alloy (LM).
Fig. 3 – Structure of cold swaged Ti35Nb6Ta alloy in
longitudinal direction (LM).
Fig. 4 – Typical microstructure of aged 450 °C/ 8 h/ furnace
(SW91-A) specimen (SEM, BSE compo).
Fig. 5 – X-ray diffraction pattern of aged 450 °C/ 8 h/ furnace
(SW91-A) specimen (Co Kα anode).
77M A T E R I A L S C H A R A C T E R I Z A T I O N 6 6 ( 2 0 1 2 ) 7 5 – 8 2
155
Tensile tests were performed at swaged specimens: SW63,
SW73, SW82, SW87 and SW91 and at aged specimens: SW63-A,
SW73-A, SW82-A, SW87-A and SW91-A. Specimens SW87-R and
SW91-R were also tested. The example of stress–strain curves
for swaged (SW82), aged (SW91-A) and annealed (SW91-R) specimens
are in Fig. 11. Fig. 12A–D, where the dependences of tensile
parameters (Rm, RP02, A and E) on section reduction are
plotted, demonstrate that all these parameters are almost independent
of reduction in the range from 61 to 80%. The specimens
with higher section reduction had slightly increased
values of tensile strength and yield strength with simultaneous
decrease in ductility. The ageing treatment (450 °C/8 h) resulted
in an increase of tensile strength and yield strength about
150 MPa in comparison with swaged samples. Ductility was
reduced to about 10%. After annealing at 700 °C for 3 h (SW-R
samples), the tensile strength and yield strength values decreased,
but the ductility was higher. The Young's modulus
was almost independent of section reduction for swaged specimens.
Ageing resulted in significant modulus increase from approximately
50 GPa (SW specimens) to about 75 GPa in SW-A
specimens. The vacuum annealing 700 °C/3 h (SW-R) introduced
somewhat lower Young's modulus increase to about
62 GPa.
The fracture mode of specimens during the tensile test was
evaluated by using fractography analysis methods. Typical
fracture surfaces of SW91 and SW91-A specimens are shown
on Figs. 13 and 14 respectively. Both specimens ruptured
after neck creation. The fracture surfaces consisted of central
area surrounded by shear lips. The fracture proceeded predominantly
by ductile intragranular fracture mode with
dimple-like morphology. Fracture surfaces of aged specimens
differed from the others mainly in the size of dimples. The diameter
of dimples in SW91 specimen was about 7.5 μm, while
in SW91-A specimen the diameter was only 1.6 μm. Also the
morphology of dimples is different. In SW91-A the dimples
seemed to be flatter than in SW91, which implies lower spread
of plastic deformation. The SW91-R specimen exhibits similar
fracture morphology as SW91.
4. Discussion
Only β-phase peaks and very low α″-phase peaks were observed
in XRD spectra of as-cast, hot forged, solution treated
and swaged specimens. Fine particles on grain boundaries
and in the grain interiors were observed in optical micrographs
and SEM images. The presence of α-phase particles
and very fine ω-phase particles was reported [20] in alloys
with similar chemical composition when the cooling rate
Fig. 6 – TEM micrograph (BF) of cold swaged SW91 specimen
with SAD pattern.
Fig. 7 – TEM micrograph (BF) of aged SW91-A specimen with
SAD pattern.
Fig. 8 – TEM micrograph (BF) of annealed 700 °C/3 h/furnace
(SW91-R) specimen with SAD pattern.
Fig. 9 – Hardness values of as-cast (AC), hot forged (HF),
solution treated (ST), cold swaged (SW), aged (SW-A) and
annealed (SW-R) specimens.
78 M A T E R I A L S C H A R A C T E R I Z A T I O N 6 6 ( 2 0 1 2 ) 7 5 – 8 2
156
after heat treatment was low (furnace cooled or air cooled).
The α″-phase particles in β-Ti matrix were observed when
higher cooling rate was applied there. The presence of very
fine ω-phase particles was proved only by TEM in samples
cooled with lower cooling rate. Fernandini et al. [18] and
Yang and Zhang [19] reported that only the β-phase was identified
by XRD analysis in the Ti35Nb7Ta alloy after solution
treatment (1000 °C/0.5 h/water quenched). Alloys of similar
chemical composition with the addition of Zr were studied
in [6,12,21]. The microstructure of the Ti-353Nb-5.1Ta-7.1Zr
alloy after homogenization (1000 °C/2 h/water quenched) consists
of β-matrix and ω-phase particles [6]. The presence of ωphase
particles is expected only on the base of continuous
cooling transformation diagram. On the other hand, Quazi et
al. [21] obtained XRD spectra with only β-phase peaks in solution
treated (900 °C/1 h/water quenched) Ti-35Nb-5Ta-7Zr
alloy. These authors have identified very fine ω-phase particles
in the alloy with very low oxygen content (0.06 wt.%) by
using TEM . No ω particles within β-matrix were observed
when the oxygen content was higher (0.46, 0.68 wt.%). The
same alloy studied by Banerjee et al. [12] exhibited the microstructure
consisting of large β grains with numerous α-phase
precipitates in the grain interiors and at grain boundaries
after homogenization (1100 °C/7 days/furnace cooled). In the
same study, the presence of α-phase precipitates with B2
chemical ordering was observed by TEM.
Considering the above-mentioned experimental results
and reports of various authors, it can be concluded that the
microstructure after hot forging of the Ti35Nb6Ta alloy studied
consisted of the β-phase grains with coarse particles in grain
interiors and on grain boundaries, which precipitated during
slow cooling on air from about 900 °C. On the other hand, it
was not possible to unambiguously determine the crystallographic
structure of particles in specimens after solution treatment
(high cooling rate from 850 °C). This could be done only
on the base of results known from the literature. It could not
be recognized in XRD spectra due to their low volume fraction.
Other methods of crystallographic studies were not applied in
this work for ST (or AC and HF) specimens.
Only very low peaks of α″-phase were observed in XRD
spectrum of swaged samples. In LM and SEM images only
few needle-like particles can be seen in deformed grains.
These particles were identified only in specimens swaged
with lower section reductions. The TEM observation of SW87
and SW91 specimens revealed the β grains with numerous
dislocations tangles and twins. This is consistent with the
work of Wang [22], where microstructure and mechanical
properties of cold-rolled TI35Nb2Ta3Zr alloy were studied.
Wang reported that stress induced martensitic α″-phase and
deformation twins appeared in specimens with section reduction
of 20%. In more deformed specimens (over 20%), dislocation
glide was the dominant deformation mechanism. It can
be concluded that the deformation mechanism in β-titanium
alloys is complex and the dominant deformation mechanisms
are not determined only by the stability of β-phase, but also by
deformation achieved, which is in agreement with Yang et al.
[17].
As mentioned above, TEM images, both bright field (BF)
and dark field (DF), of severely deformed SW87 and SW91
specimens did not reveal the presence of any fine particles.
Also the SADP confirmed only presence of the β-phase.
The aging treatment after swaging (specimen SW91-A),
which was carried out in order to increase the strength,
leads to the formation of numerous needle-like α-phase precipitates.
Also weak diffraction spots of ω-phase were found
in SADP, however, particles of ω-phase were not observed in
DF or BF images. After annealing (SW91-R), the microstructure
consisted of fully recrystallized equiaxed β grains (size about
16 μm) with very fine ω-precipitates that have orientation
relationships mentioned above in accordance with [21,25]. It
was reported in [18] that the ω-phase precipitates as first at
aging temperatures up 500 °C. The precipitates of α-phase
were observed only after very long aging times. When higher
aging temperatures (500–700 °C) were used, only the precipitates
of α-phase were found. The following precipitation sequence
was published in [26]: β→β+β′→β+ω→β+α (where
β′ is a bct-phase enriched in Ta and Zr with similar parameters
and orientation as β-phase). The kinetics of the transformation
was shown to accelerate with increasing temperature
and also with the O and Zr content. Higher O or Zr content inhibits
the precipitation of ω-phase and prefers the precipitation
of α-phase [18,21]. As our Ti35Nb6Ta alloy does not
contain Zr and also the oxygen content was very low, the precipitation
of ω-phase occurred only in very low volume
Fig. 10 – Dependence hardness on aging time (at 450 °C) for
cold swaged samples with various section reductions (17%
and 33%). The value of SW91-A (aged 450 °C/8 h) is also
plotted.
Fig. 11 – Stress–strain curves of swaged SW82 specimen,
aged SW91-A specimen and annealed SW91-R specimen.
79M A T E R I A L S C H A R A C T E R I Z A T I O N 6 6 ( 2 0 1 2 ) 7 5 – 8 2
157
fraction. On the other hand, after annealing at 700 °C for 3 h and
furnace cooling, high content of ω-phase was observed. So it can
be concluded that the precipitation during aging and annealing
(700 °C/3 h) was affected by highly deformed microstructure.
High precipitation of α-phase (during aging) supports the idea
that high dislocation density limits the mechanism of ω-phase
formation derived from the alternate collapse of neighboring
(111) planes of β-phase to intermediate position, as was
mentioned in [21,25]. The observed ω-phase grows probably as
athermal phase during the slow furnace cooling after annealing
(700 °C/3 h/furnace cooled). No dislocation tangles, that could
hinder the ω-phase precipitation, were observed in the recrystallized
grains. The recrystallized structure provides improved
elongation.
Observed mechanical properties were strongly affected by
the microstructural and submicrostructural changes during
Fig. 12 – Tensile properties of swaged (SW), aged (SW-A) and annealed (SW-R) specimens–tensile strength (a), yield strength (b),
ductility (c) and Young's modulus (e).
Fig. 13 – Detail of fracture surface of swaged-SW91 specimen,
SEM.
Fig. 14 – Detail of fracture surface of aged-SW91-A specimen,
SEM.
80 M A T E R I A L S C H A R A C T E R I Z A T I O N 6 6 ( 2 0 1 2 ) 7 5 – 8 2
158
thermo-mechanical treatment. The decrease in hardness of
HF specimen in comparison with AC alloy and subsequent
decrease after solution treatment was associated with microstructural
changes that were not studied in details in this
paper. The decrease can be explained by decomposition of
B2 chemical ordering during hot forging as was reported by
Banerjee and Nag [7,12] or residual stress relief. The most significant
increase in hardness after swaging was observed after
section reduction 63% (specimen SW63). Additional hardening
in specimens with higher section reductions was not so pronounced.
The microstructure consisted of elongated grains
with high dislocation density. Mechanical properties of highly
deformed specimens were strongly affected by subsequent
heat treatment. The annealing (700 °C/3 h/furnace) led to
fully recrystallized fine grained (16 μm) β matrix with very
fine dispersion of ω-particles. This change has induced decrease
in hardness and yield strength and simultaneous increased
elongation in comparison with the swaged specimen. In general,
titanium alloys containing ω-phase in the microstructure,
exhibit minor elongation and greater tensile strength
due to precipitation hardening [23]. This contradicts to our
observations. In accordance with Sakaguchi et al. [10] this contradiction
could be explained by stress induced martensitic
transformation (SIM) mechanism taking place during tensile
test. The SIM is deduced by the authors from the shape of
stress–strain curves, where after yielding the curves show significant
elongation and some hardening. Stress–strain curves
of SW91-R specimen are similar to those obtained by Sakaguchi
et al. [10]. Nevertheless, further detailed observations are necessary
to confirm the SIM deformation mechanism. Also stress–
strain curves of SW and SW-A specimens have similar shape
as those reported in [10], where the authors expect dislocation
slip as the deformation mechanism. The increase of tensile
strength and yield strength and decreased elongation after
aging can be ascribed to α-phase precipitation.
The observed values of Young's modulus can be explained
on the base of phase composition. As reported by Guo et al.
[15], the Young's modulus is mainly determined by the modulus
and volume fractions of the constituent phases and is not
sensitive to the grain size and morphology or microstructure.
Majumdar et al. [24] showed that β-phase had the lowest
Young's modulus of titanium phases, α″-phase had lower
modulus than α-phase and the highest modulus has the ωphase.
This is in accordance with our observations; only the βphase
is present in swaged specimens and the Young's modulus
is about 50 GPa, which is much lower than the value for
stainless steel (210 GPa) or Ti-6Al-4 V alloy (110 GPa). Low
Young's modulus is very important for implant materials to
avoid the so-called “stress shielding effect”. During aging a relatively
high content of needle-like particles of α-phase precipitate,
this leads to the higher value of modulus of about 75 GPa.
Finally in annealed specimens (SW91-R, SW87-R) the ω-phase
was identified. Although this phase has the highest Young's
modulus, the modulus of the specimen is between the two
above mentioned values (about 62 GPa). This can be attributed
to the lower volume fraction of ω-phase in the annealed specimens
than is the volume fraction of α-phase in the aged ones.
Ductile fracture mechanism with dimple formation was
identified in Ti35Nb6Ta alloy. The variance of dimple sizes is
caused by their various initiations. The dimples are probably
initiated on needle-like precipitates in aged specimens.
These dimples are numerous and have small size in contrast
with specimens SW and SW-R that do not contain needlelike
precipitates. Fine precipitates on grain boundaries and
denuded zones along grain boundaries present in aged (SW-A)
specimens can be areas of preferential dimple formation as it
is suggested by SEM observations of the fracture surfaces.
5. Conclusions
On the base of the results on the microstructure and mechanical
properties of Ti-35Nb-6Ta alloy and their dependence on thermomechanical
treatment following conclusions can be drawn:
a) High deformation by cold swaging (>90%) after hot forging
and solution treatment introduces stable microstructure consisting
of highly deformed β-grains with dislocation tangles
and twins. Material produced by this thermo-mechanical
treatment exhibits high tensile strengths (820 MPa), low
Young's modulus (50 GPa) and relatively high ductility (10–
12%) being high convenient for dental implants.
b) The microstructure and mechanical properties can be
modified by final heat treatment to meet the specific
requirements.
Formation of needle-like α-phase precipitates in high
number density and of only low ω-phase volume fraction during
aging (450 °C/8 h) improves tensile strength (1020 MPa)
and does not reduce ductility, but increases also Young's
modulus to 75 GPa .
Fully recrystallized microstructure with the presence of very
fine ω-phase precipitates developed during annealing (700 °C/
3 h) with subsequent furnace cooling in the highly deformed
specimens leads to a significant ductility improvement (17%).
Tensile strength is only slightly reduced (780 MPa) and Young's
modulus moderately increased (62 MPa).
Acknowledgement
This work was supported by the Department of Commerce
Czech Republic research program Trvala prosperita No. 2A-
2TP1/073.
R E F E R E N C E S
[1] Gheeta M, Singh AK, Asokamani R, Gogia AK. Ti based
biomaterial, the ultimate choice for orthopaedic implants–a
review. Prog Mater Sci 2009;54:397–425.
[2] Brånemark P-I, Hansson BO, Adell R, Breine U, Lindstrom J,
Hallen O, et al. Osseointegrated implants in the treatment of
the edentulous jaw. Experience from a 10-year period. Scand
JPlast Reconstr Surg 1977;16:1–132 (Suppl).
[3] Bartáková S, Prachár P, Kudrman J, Březina V, Podhorná B,
Černochová P, et al. New titanium β-alloys for dental
implantology and their laboratory based assays of
biocompatibility. Scr Med 2009;82:76–82.
[4] Raabe D, Sander B, Friak M, Ma D, Neugebauer J. Theory-guided
bottom up design of beta-titanium alloys as biomaterials based
81M A T E R I A L S C H A R A C T E R I Z A T I O N 6 6 ( 2 0 1 2 ) 7 5 – 8 2
159
on first principles calculations: theory and experiment. Acta
Mater 2007;55:4475–87.
[5] Afonso CRM, Alexio GT, Ramirez AJ, Caram R. Influence of
cooling rate on microstructure of Ti-Nb alloy for orthopedic
implants. Mater Sci Eng C 2007;27:908–13.
[6] Elias LM, Schneider SG, Schneider S, Silva HM, Malvisi F.
Microstructural and mechanical characterization of biomedical
Ti-Nb-Zr(−Ta) alloys. Mater Sci Eng A 2006;432:108–12.
[7] Nag S, Banerjee R, Fraser HL. Microstructural evolution and
strenghtening mechanisms in Ti-Nb-Zr-Ta, Ti-Mo-Zr-Fe and
Ti-15Mo biocompatible alloys. Mater Sci Eng C 2005;25:357–62.
[8] Niinomi M. Mechanical properties of biomedical Titanium
alloys. Mater Sci Eng C 1998;A243:231–6.
[9] Karayan AI, Park S, Lee K. Corrosion behavior of Ti-Ta-Nb alloys
in simulated physiological media. Mater Lett 2008;62:1843–5.
[10] Sakaguchi N, niinomi M, Akahori T, Takeda J, Tada H. Effect of
Ta content onmechanical properties of Ti-30Nb-XTa-5Zr.
Mater Sci Eng C 2005;25:370–6.
[11] Ho WF, Ju CP, Chern Lin JH. Structure and properties of cast
binary Ti-Mo alloys. Biomaterials 1999;20:2115–22.
[12] Banerjee R, Nag S, Stechschulte J, Fraser HL. Strengthening
mechanisms in Ti-Nb-Zr-Ta and Ti-Mo-Zr-Fe orthopaedic
alloys. Biomaterials 2004;25:3413–9.
[13] Chang M, Luo C, Huang M, Ou K, Lin L, Cheng H. High
temperature microstructural characteristics of a novel
biomedical titanium alloy. J Alloys Compd 2010;499:171–5.
[14] Abdel-Hady M, Fuwa H, Hinoshita K, Kimura H, Shinzato Y,
Morinaga M. Phase stability change with Zr content in β-type
Ti-Nb alloys. Scr Mater 2007;57:1000–3.
[15] Guo Q, Zhan Y, Mo H, Zhang G. Aging response of the Ti-Nb
system biomaterials with β-stabilizing elements. Mater Des
2010;31:4842–6.
[16] Eisenbarth E, Velten D, Muller M, Thull R, Breme J.
Biocompatibility of beta-stabilizing elements of titanium
alloys. Biomaterials 2004;25:5705–13.
[17] Yang Y, Wu SQ, Li GP, Li YL, Lu YF, Yang K, et al. Evolution of
deformation mechanisms of Ti-22.4Nb-0.73Ta-2Zr-1.34O
alloy during straining. Acta Mater 2010;58:2778–87.
[18] Ferrandini PL, Cardoso FF, Souza SA, Afonso CR, Caram R.
Aging response of the Ti-35Nb-7Zr-5Ta and Ti-35Nb-7Ta
alloys. J Alloys Compd 2007;433:207–10.
[19] Yang G, Zhang T. Phase transformation and mechanical
properties of the Ti50Zr30Nb10Ta10 alloy with low modulus
and biocompatible. J Alloys Compd 2005;392:291–4.
[20] Souza SA, Macinardi RB, Ferrandini PL, Afonso CRM, Ramirez
AJ, Caram R. Effect of the addition of Ta on microstructure
and properties of Ti-Nb alloys. J Alloys Compd 2010;504:
330–40.
[21] Qazi JI, Marquardt B, Allard LF, Rack HJ. Phase transformations
in Ti-35Nb-7Zr-5Ta-(0,06–0,68)O alloys. Mater Sci Eng C 2005;
C25:389–97.
[22] Wang L, Lu W, Qin J, Zhang F, Zhang D. Microstructure and
mechanical properties ofcold-rolled TiNbTaZr biomedical β
titanium alloy. Mater Sci Eng A 2008;490:421–6.
[23] Niinomi M. Fatigue performance and cyto-toxicity of low
rigidity titanium alloy, Ti-29Nb- 13Ta-4,6Zr. Biomaterials
2003;24:2673–83.
[24] Majumdar P, Singh SB, Chakraborty M. Elastic modulus of
biomedical titanium alloys by nano-indentation and ultrasonic
techniques – a comparative study. Mater Sci Eng A 2008;489:
419–25.
[25] Prima F, Vermaut P, Texier G, Ansel D, Gloriant T. Evidence of
α-nanophase heterogeneous nucleation from ω particles in a
β-metastable Ti-based alloy by high-resolution electron
microscopy. Scr Mater 2006;54:645–8.
[26] Afonso CRM, Ferrandini PL, Ramirez AJ, Caram R. High
resolution transmission electron microscopy study of the
hardening mechanism through phase separation in a
β-Ti-35Nb-7Zr-5Ta alloy for implant applications. Acta
Biomater 2010;6:1625–9.
82 M A T E R I A L S C H A R A C T E R I Z A T I O N 6 6 ( 2 0 1 2 ) 7 5 – 8 2
160
Technical Report
The influence of chemical composition and thermo-mechanical treatment
on Ti–Nb–Ta–Zr alloys
Jaroslav Málek a,b,⇑
, František Hnilica a
, Jaroslav Vesely´ a
, Bohumil Smola c
, Sonia Bartáková d
, Jirˇí Vaneˇk d
a
UJP PRAHA a.s., Nad Kamínkou 1345, 156 00 Praha 5 – Zbraslav, Czech Republic
b
Czech Technical University in Prague, Faculty of Mechanical Engineering, Karlovo námeˇstí 13, 121 35 Praha 2, Czech Republic
c
Charles University, Faculty of Mathematics and Physics, Ke Karlovu 5, CZ 121 16 Prague 2, Czech Republic
d
St. Anne’s University Hospital Brno, Pekarˇská 53, 656 91 Brno, Czech Republic
a r t i c l e i n f o
Article history:
Received 13 June 2011
Accepted 18 October 2011
Available online 28 October 2011
a b s t r a c t
Ti–Nb–Ta–Zr quaternary alloying system is very promising for biomedical alloys. It is due to good
mechanical properties and corrosion resistance of titanium alloys. Moreover no potentially harmful elements
are contained in this system.
Mechanical properties were influenced by changing the chemical composition and by various heattreatment
operations. The alloys were prepared by arc melting and then they were hot forged
(900–1000 °C). After solution treatment 850 °C/0.5 h/water quenched, cold swaging was carried out with
section reduction about 85%. As final heat treatment aging at 450 °C/8 h/furnace cooling was used.
Mechanical properties were measured from tensile tests results at cold swaged and aged specimens.
The microstructure was observed by using light microscopy and transmission electron microscopy
(TEM)-thin foils method. X-ray diffraction analysis reveals the phase composition. By using these techniques
the changes in microstructure caused by precipitation during aging treatment were clarified. After
aging, the presence of x or a phases may occur. Influence of changing Zr and Ta contents on mechanical
properties and also on precipitation of secondary phases during aging treatment was observed.
Ó 2011 Elsevier Ltd. All rights reserved.
1. Introduction
Titanium has hcp (a-phase) crystallographic structure at room
temperature that undergoes an allotropic transformation to a bcc
(b-phase) at about 883 °C. The temperature of this change can be
increased by adding a-stabilizers (e.g. Al, O, N) or lowered by adding
b-stabilizers (e.g. Mo, Nb, Ta, V). This temperature is called the
b-transus temperature. Titanium and its alloys are nowadays very
frequently used materials in various applications. This is due to
their good properties (e.g. high strength, low density, good corrosion
resistance). These properties predict them also as materials
for bio-applications. Due to increasing average age the demand
for biomaterials also increases.
The materials for bio-applications have to meet some specific
requirements. Corrosion resistance, biocompatibility and sufficient
tensile strength are essential. Currently used materials (Ti6Al4 V,
stainless steel, etc.) contain elements, which can be harmful to
human body due to the possible release of toxic Al, V or Cr. Therefore
only fully biocompatible elements should be used in these
alloys. Ta, Nb, Zr, Hf and Pt are considered as safe elements for
alloying in titanium [1–5]. Among alloying systems the ternary
Ti–Nb–Ta–Zr system is supposed to be suitable for bio-applications.
These alloys contain only fully biocompatible elements and
moreover Nb and Ta are b-stabilizers [6–8]. The b-phase has the
lowest Young’s modulus among all titanium phases. This is very
important for the so called biomechanical compatibility in order
to avoid the ‘‘stress shielding effect’’. This is cause by insufficient
loading of the bone, which can cause bone resorption and loosing
of the implant [2,9,10]. The addition of Zr improves the strength
of the alloy because of the solution strengthening effect [5,10,11].
This is very important for these alloys, because they generally have
relatively low ultimate tensile strength in solution treated condition.
Zr is also considered as fully biocompatible element and it
influences precipitation processes in the alloy and mechanical
properties. These effects are studied in this paper during thermomechanical
treatment, which was simulating production of wires
with desired combination of mechanical properties.
2. Methods
The investigated alloys were prepared by arc melting under helium
atmosphere with non-consumable tungsten electrode. Ingots
were remelted at least six times in order to ensure the chemical
homogeneity. Alloys with various chemical composition were prepared:
Ti–35Nb–(10 – x) Ta–xZr, where x was 0; 2.5; 5; 7.5 and
10 wt.% (all chemical compositions in this work are in wt.%). Cast
0261-3069/$ - see front matter Ó 2011 Elsevier Ltd. All rights reserved.
doi:10.1016/j.matdes.2011.10.030
⇑ Corresponding author at: UJP PRAHA a.s., Nad Kamínkou 1345, 156 00 Praha 5 –
Zbraslav, Czech Republic. Tel.: +420 227180380; fax: +420 227180390.
E-mail address: malek@ujp.cz (J. Málek).
Materials and Design 35 (2012) 731–740
Contents lists available at SciVerse ScienceDirect
Materials and Design
journal homepage: www.elsevier.com/locate/matdes
161
ingots were machined and then hot forged (900–1000 °C) into a
cylindrical shape with a diameter about 14 mm (deformation
about 40%). These specimens were then solution treated (850 °C/
0.5 h/water quenched). After solution treatment the rods were cold
swaged in several steps. Total section reduction was about 85%.
Aging (450 °C/8 h/furnace cooled) was used as a final heat
treatment.
The microstructure of specimens was studied by using light
microscopy (LM), scanning electron microscopy (SEM) with electron
back scattered diffraction detector (EBSD) and transmission
electron microscopy (TEM). For phase identification selected area
diffraction (SAD) has been used. The samples for LM observations
(on Nikon EPIPHOT 3000 microscope) were prepared by standard
metallographic processes (grinding, polishing and etching). Crystallographic
observations were carried out on JEOL JSM 7600F
microscope equipped with Nordly’s EBSD detector. The results
were processed by HKL Channel 5 software equipment. TEM observations
of microstructure and phase composition were performed
using JEOL JEM 2000EX transmission electron microscope. Thin
foils for TEM observations were prepared by grinding to a thickness
of about 100 lm and then electropolished in STRUERS TENUPOL
2 machine by using electrolyte of 10% HClO4, 20% Glycerol and
70% methanol at À20 °C. Tensile tests of prepared specimens were
carried out on Instron 1185 machine according to ISO 6892-1:2009
standard. Standard round tensile specimens (diameter 4 mm) with
round shoulders were used for the test.
3. Results
3.1. Hot forging
The microstructure of as-cast alloys consists of very coarse dendrites
(larger than 1 mm). It undergoes significant changes during
hot forging. Some images of hot forged specimens microstructure
obtained by LM and by EBSD are shown below (Figs. 1–4). The
microstructure of hot forged Ti35Nb10Zr alloy consists of very
Fig. 1a. Microstructure of hot forged Ti35Nb10Zr alloy (LM – longitudinal
direction).
Fig. 1b. Microstructure of hot forged Ti35Nb10Zr alloy (EBSD – longitudinal direction).
Fig. 2. Microstructure of hot forged Ti35Nb2.5Ta7.5Zr (LM – longitudinal direction).
732 J. Málek et al. / Materials and Design 35 (2012) 731–740
162
large grains. Within these large grains deformation bands or twins
can be seen. Fine grains having substructure of subgrains are observed
on the boundaries of these grains (see Fig. 1b). The microstructure
of the Ti35Nb2.5Ta7.5Zr specimen is different. It
consists of relatively fine grains. In few of them deformation bands
or twins are present (Fig. 2). The Ti35Nb5Ta5Zr specimen exhibits
in general recrystallized grains with deformation bands and small
angle boundaries (see Figs. 3a and 3b). The microstructure of the
Ti35Nb7.5Ta2.5Zr is similar to that of Ti35Nb5Ta5Zr specimen.
Large areas that have similar crystallographic orientation in the
microstructure of the Ti35Nb10Ta specimen can be observed
(Fig. 4b). Some low angle boundaries are inside these areas. No
deformation bands typical for Ti35Nb10Zr were observed. Furthermore
also fine grains can be found on grain boundaries of large
grains (Fig. 4a). These grains seem to be deformed, but they also
lack deformation bands. Only low angle boundaries were detected
in their interior.
3.2. Solution treatment
The microstructure of the solution treated specimens consists of
b-phase and is presented in Figs. 5–7. The microstructure of the
Ti35Nb10Zr alloy after solution treatment consists of relatively fine
equiaxed grains. Larger grains are present only locally (see Figs. 5a
and 5b). No subgrains were observed in Ti35Nb10Zr alloy. Solution
treatment has no significant effect on the microstructure of the
Ti35Nb5Ta5Zr alloy (see Figs. 6a and 6b). Large grains slightly elongated
in one direction can be found there, but a few small angle
boundaries within the grains are observed (this microstructure is
similar also for Ti35Nb7.5Ta2.5Zr specimen). Microstructure of
the solution treated Ti35Nb10Ta alloy consists of equiaxed grains.
These grains are coarser than those in solution treated Ti35Nb10Zr
alloy. They are deformed and small angle boundaries can be seen
there (see Fig. 7b).
Fig. 3a. Microstructure of hot forged Ti35Nb5Ta5Zr alloy (LM – longitudinal
direction).
Fig. 3b. Microstructure of hot forged Ti35Nb5Ta5Zr alloy (EBSD – longitudinal direction).
Fig. 4a. Microstructure of hot forged Ti35Nb10Ta alloy (LM – longitudinal
direction).
J. Málek et al. / Materials and Design 35 (2012) 731–740 733
163
3.3. Cold swaging
The specimens are highly deformed during cold swaging. Because
of that the EBSD analysis was difficult and obtained results
are not reliable (they are not presented here). The grains are elongated
in one direction (Figs. 8 and 9). TEM observations revealed bphase
in all studied specimens. Moreover a00
-phase was clearly
identified in SAD of cold swaged alloys with high Zr content –
Ti35Nb10Zr and Ti35Nb2.5Ta7.5Zr (see Fig. 10 – Ti35Nb2.5Ta7.5Zr).
Only b-phase grains and dislocation tangles were recognized
in the Ti35Nb5Ta5Zr (see Fig. 11) and also in
Ti35Nb7.5Ta2.5Zr and in Ti35Nb10Ta.
3.4. Aging
High volume fraction of needle like particles precipitated in the
Ti35Nb10Zr alloy during aging treatment (Fig. 12). They were identified
as a-phase precipitates. Also x-phase and a00
-phase spots
were identified locally in SAD, however these spots were weak.
So it can be concluded, that the volume fraction of a00
and x phases
is relatively low. No precipitates were detected in the bright field
image (BF) of aged Ti35Nb5Ta5Zr (Fig. 13), but reflections of xprecipitates
were identified in SAD. So the volume fraction of these
precipitates is relatively low. The a-phase in Ti35Nb10Ta precipitated
in the form of needle-like particles – bright needles in the
dark field (DF) micrograph and was identified in SAD (Fig. 14).
The volume fraction of a-phase needles in Ti35Nb10Ta was lower
than that in Ti35Nb10Zr alloy. In some places also weak spots of xphase
were observed.
3.5. Mechanical properties
Results of tensile tests are presented in Figs. 15a–15d. Tensile
strength (Rm) of the cold swaged Ti35Nb10Zr specimen is the highest
among all cold swaged alloys. It decreases with decreasing Zr
content (and increasing Ta content). The tensile strength of the
Ti35Nb2.5Ta7.5Zr, Ti35Nb5Ta5Zr and Ti35Nb7.5Ta2.5Zr specimens
is similar and within experimental scatter does not depend on Zr or
Ta content. The tensile strength of the Ti35Nb10Ta is higher than
for above mentioned specimens but is not as high as that of the
Ti35Nb10Zr alloy (see Fig. 15a). The values of the 0.2 proof strength
(RP02) follow the same trend (Fig. 15b). The elongation (A5) values
of cold swaged specimens are similar within experimental scatter
(see Fig. 15c). The value of Young’s modulus (E) reaches the maximum
for Ti35Nb5Ta5Zr alloy and falls down towards the values for
alloys with 10% Zr or 10% Ta. The lowest value (50 GPa) has the former
one (Fig. 15d). With respect to experimental scatter all values
of Young’s modulus, except that of Ti35Nb10Zr are similar.
Increase in tensile strength values is evident for all observed alloys
after aging treatment. It is most distinct in the Ti35Nb10Zr alloy.
The increase for all other alloys is similar. The 0.2 proof
strength values exhibit similar trend. Elongation decreases significantly
for alloy with 10% Zr, but for other alloys has similar values
as before aging treatment. The Young’s modulus has increased in
all studied alloys during aging treatment. This is most significant
in Ti35Nb10Zr alloy which has the highest modulus after aging.
Than the modulus values have decreasing trend with decreasing
Fig. 4b. Microstructure of hot forged Ti35Nb10Ta alloy (EBSD – longitudinal direction).
Fig. 5a. Microstructure of solution treated Ti35Nb10Zr alloy (LM – longitudinal
direction).
734 J. Málek et al. / Materials and Design 35 (2012) 731–740
164
Zr content in the alloy, but the differences are small (within experimental
scatter).
4. Discussion
The b-transus temperature for studied alloys is about 600 °C
(according to [12]). So the hot forging process (deformation is
40% for all the specimens) is carried out in b-phase field. During
hot forging dynamical recovery and dynamical recrystallization
take place. Deformed large grains with deformation bands are
present in the Ti35Nb10Zr alloy (Fig. 1b). Recrystallized grains
with subgrains are observed at boundaries of large grains. This
observation is consistent with Weiss and Semiatin [12] and with
Furuhara et al. [13], who reported, that dynamical recrystallization
may occur preferentially in areas with higher deformation (e.g.
grain boundaries). High angle boundaries are developed due to
coalescence of small angle boundaries during recrystallization process
[12]. This recrystallization process can be, most probably considered
as the one that takes place in the Ti35Nb10Zr and
Ti35Nb10Ta alloys during hot forging. Ti35Nb10Ta exhibits large
grains containing small angle boundaries and locally fine recrystallized
grains on boundaries of the large ones (Figs. 4a and 4b). On
the other hand Ti35Nb5Ta5Zr is recrystallized after hot forging.
Some grains are slightly deformed and rarely some subgrains occurred
(Fig. 3b). More detailed explanation of the influence of
chemical composition on recrystallization needs further study.
After solution treatment, the microstructure of the Ti35Nb10Zr
consists of relatively fine equiaxed grains and locally also larger
grains can be found. Fine grains are formed in areas, where large
deformed grains were present before solution treatment. In these
highly deformed areas enough deformation energy is stored for
post-dynamic recrystallization process, which is in accordance
with Weiss and Semiatin [12]. The Ti35Nb5Ta5Zr exhibits also
recrystallized microstructure after solution treatment with grains
elongated in one direction. The Ti35Nb5Ta5Zr alloy was recrystallized
after hot forging and the grains were slightly deformed. No
significant changes in microstructure were observed (only few
subgrains disappeared), because of the lack of deformation energy
for recrystallization during solution treatment and therefore only
dynamic recovery takes place in this specimen. Ti35Nb10Ta is
not fully recrystallized after solution treatment. Subgrains within
relatively large equiaxed grains can be seen in the microstructure
(EBSD image).
After cold swaging, no other phases than b-phase and a00
-phase
were observed by TEM. The a00
-phase was observed in alloys with
higher Zr content (10% and 7.5% – Fig. 10). This can be explained by
stress induced martensitic transformation (SIM) during the cold
swaging. The occurence of SIM is due to lower b-phase stability
in these alloys after solution treatment (Ti35Nb10Zr and
Ti35Nb2.5Ta7.5Zr) [3,14,15]. Other alloys have probably higher
b-phase stability and therefore no (or less) SIM takes place there.
The stability of b-phase can be evaluated by considering the Moeqv
[13]. The higher the Moeqv, the higher is the b-phase stability. For
Ti35Nb10Zr the Moeqv is 9.8 and it increases with increasing Ta
content to 11.8 for Ti35Nb10Ta alloy. It should be pointed out, that
Fig. 5b. Microstructure of solution treated Ti35Nb10Zr alloy (EBSD – longitudinal direction).
Fig. 6a. Microstructure of solution treated Ti35Nb5Ta5Zr alloy (LM – longitudinal
direction).
J. Málek et al. / Materials and Design 35 (2012) 731–740 735
165
the influence of Zr is not considered in Moeqv. Zr enhances the stabilizing
effect of Nb and Ta, because it hinders the transformation
a M b. It was reported by Ferrandini et al. [10] that the b-stabilizing
effect of Zr in these alloys decreases with its increasing content.
The influence of Zr on b-phase stability is involved in DVX-a
cluster method, where electronic parameters Bo (bond order), Md
(d-orbital energy level) and e/a (electron/atom ratio) are used
[16–18]. These parameters are calculated for each alloy as
Bo ¼
P
ðXi Á BOiÞ and Md ¼
P
ðXi Á MDiÞ where Xi is the molar fraction
of the i element (i = Ti, Nb, Ta, Zr) and BOi and MDi are values of BO
and MD for this element [19]. Bo and Md values give the Bo À Md
map where a, a00
, b + a, b + x and b-phase regions are defined for
alloys in as-quenched state. Bo and Md values for studied alloys
were calculated and can be found in Table 1.
Ti35Nb10Ta and Ti35Nb7.5Ta2.5Zr are in single b-phase region
according to their Bo, Md values. On the other hand Ti35Nb2.5Ta7.5Zr
and Ti35Nb10Zr are in area where b + a or b + x phases
coexist. So they have lower b-phase stability in as-quenched condition
than Ti35Nb10Ta and Ti35Nb7.5Ta2.5Zr. Additional information
about as-quenched microstructure can be obtained from e/a
values. With increasing e/a ratio the b-phase stability is higher.
According to [16] the as-quenched alloy has microstructure consisting
of single b-phase for e/a values higher than 4.20. All studied
alloys have higher e/a values, but Ti35Nb10Zr has the lowest value
of e/a which means that in this alloy the b-phase stability is low
and SIM can occured easily during deformation. Hwang et al.
[17] have shown the relationship between plastic deformation
behavior and Bo and e/a values for Ti–Nb–Ta–Zr type alloys. SIM
takes place in alloys with lower Bo and e/a values. On the other
hand dislocation slip occurs for higher Bo and e/a values. Alloys
having Bo $ 2:87 and e/a $ 4.24 exhibit peculiar plastic deformation
(plastic deformation without any dislocation activity) [17].
Our results confirmed SIM occurrence for lower Bo and e/a values
and dislocation slip for higher Boand e/a values, but no peculiar
plastic deformation were observed in Ti35Nb10Zr alloy
(Bo ¼ 2:87 and e/a = 4.24.).
After aging treatment the a-phase was observed in Ti35Nb10Zr
(Fig. 12) and in Ti35Nb10Ta (Fig. 14) alloys. Detailed study of aged
specimens by TEM revealed the presence of certain fraction of aphase
and very low fraction of x-phase in Ti35Nb10Ta. In
Ti35Nb5Ta5Zr the spots on SAD resulting from x-phase presence
were clearly identified (Fig. 13). In Ti35Nb10Zr the a-phase was
clearly identified and very weak spots of x-phase were also found
in SAD. Hao et al. [20] reported that during aging treatment xphase
occurs at lower aging temperatures (300–400 °C). Longer
aging times at medium temperatures (400–450 °C) favor a-phase
precipitation instead of x-phase, that precipitates at these temperatures
after shorter aging periods. Similar results were obtained by
various authors (e.g. [2,7,21–23]). At higher aging temperatures
(450–550 °C) a-phase precipitated. The a-phase nucleates on previously
precipitated x-phase particles [24,25]. The more stable is
the b-phase, the higher temperature or the longer aging time is
needed for a-phase precipitation. The changes during aging were
described in the following transformation sequence published in
[23] by Afonso et al.
Fig. 6b. Microstructure of solution treated Ti35Nb5Ta5Zr alloy (EBSD – longitudinal direction).
Fig. 7a. Microstructure of solution treated Ti35Nb10Ta alloy (LM – longitudinal
direction).
736 J. Málek et al. / Materials and Design 35 (2012) 731–740
166
b ! b þ b0
! b þ x ! b þ a
where b0
is tetragonal structure (bct) similar to b-phase.
The absence of Ta implies fast transformation (lower b-phase
stability) in Ti35Nb10Zr alloy where only a-phase was proved. In
Ti35Nb10Ta the stability of b-phase is higher than in Ti35Nb10Zr.
The presence of x-phase in this alloy was also observed but not as
clearly as in Ti35Nb5Ta5Zr. The precipitation observed during
aging is in agreement with the transformation sequence, but
Ti35Nb10Zr alloy exhibits higher volume fraction of a-phase after
aging than Ti35Nb10Ta. The transformation to a-phase was not
completed in Ti35Nb5Ta5Zr and only x-phase precipitated. So
Fig. 7b. Microstructure of solution treated Ti35Nb10Ta alloy (EBSD – longitudinal direction).
Fig. 8. Microstructure of cold swaged Ti35Nb10Ta alloy (LM – longitudinal
direction).
Fig. 9. Microstructure of cold swaged Ti35Nb10Zr alloy (LM – transverse direction).
Fig. 10. Microstructure of cold swaged Ti35Nb2.5Ta7.5Zr alloy with SAD (TEM-BF).
J. Málek et al. / Materials and Design 35 (2012) 731–740 737
167
Ti35Nb5Ta5Zr is supposed to have the highest b-phase stability before
aging among studied alloys according to the transformation
sequence. On the other hand this is not consistent with the above
discussed theories (Moeqv and Bo, Md). It should be mentioned that
also deformation microstructure can affect precipitation processes.
Phase composition and stability of b-phase influence mechanical
properties of the alloys. In cold swaged condition the
Ti35Nb10Zr alloy exhibits the highest value of tensile strength
among all studied cold swaged alloys. This can be ascribed to
strong solid solution strengthening effect of Zr [5,10,26] and partially
to strengthening effect of dispersed a00
phase, but this effect
is weak [27,28]. The tensile strength values of alloys with 2.5%, 5%
and 7.5% Zr are similar (Fig. 15a). Slightly higher value of tensile
strength can be observed in Ti35Nb10Ta. This can be ascribed to
strengthening effect of Ta [29]. This trend was proved in the 0.2
proof strength values.
After aging treatment the increase in tensile and yield strength
is most significant in Ti35Nb10Zr alloy. It is connected with high
volume fraction of a-phase precipitated during aging treatment.
Also the SIM deformation mechanism is less probable after aging
because of the stabilization of b-phase during aging treatment.
The b-phase is stabilized during aging through transformation to
x or/and a-phases (these precipitates contain less b-stabilizers
than b-phase). Therefore the solid solution strengthening effect
of Zr can become more significant. Also in alloys with lower Zr content
a and x-phases caused increase in strength. Their strengthening
effect depends on their dimensions, morphology, coherency,
Fig. 11. Microstructure of cold swaged Ti35Nb5Ta5Zr alloy with SAD (TEM-BF).
Fig. 12. Microstructure of aged Ti35Nb10Zr alloy with SAD – b matrix and a-phase
precipitates (TEM-BF).
Fig. 13. Microstructure of aged Ti35Nb5Ta5Zr alloy with SAD (TEM-BF).
Fig. 14. Microstructure of aged Ti35Nb10Ta alloy with SAD – b matrix and a-phase
precipitates (TEM-DF).
738 J. Málek et al. / Materials and Design 35 (2012) 731–740
168
and volume fraction. The 0.2 proof strength follows the same trend
as that of the tensile strength. The elongation values are more or
less consistent with these results. Ti35Nb10Zr has the lowest value
of elongation in aged condition and other samples have similar values
varying within 2%.
The Young’s modulus after cold swaging reaches the maximum
for Ti35Nb5Ta5Zr alloy and then decreases with increasing Zr content
and exhibits minimum for Ti35Nb10Zr (50 GPa). This is probably
caused due to higher Zr presence, which causes an increase in
lattice parameters and therefore the distance between atoms are
higher and that results in weaker bonding and lower Young’s modulus
[30]. The Ta addition can cause an increase in modulus due to
higher modulus of pure Ta (in comparison with Ti) as was reported
by Elias et al. [29]. The results in this case are not clear due to small
differences between the values of modulus and relatively high
experimental scatter. Hwang et al. [17] have shown that there is
correlation between Young’s modulus and Bo values for asquenched
Ti–Nb–Ta–Zr type alloys. On the other hand this correlation
was not found for Ti–Nb–Ta–Zr alloys after deformation which
is consistent with our results.
The aging treatment leads to an increase in modulus of all studied
alloys. Young’s modulus of aged alloys tends to decrease from
the highest value of 90 GPa (Ti35Nb10Zr) to about 77 GPa
(Ti35Nb10Ta) after aging treatment. This is caused by different
phase composition and volume fraction of phases as was reported
by Majumdar et al. [31]. Ti35Nb10Zr exhibits the highest Young’s
modulus among all aged alloys resulting from the highest volume
fraction of a-phase with high Young’s modulus in microstructure.
High volume fraction of this phase also causes high increase in tensile
strength and 0.2 proof strength values. Also the modulus increase
during aging treatment was the highest in this alloy.
Ti35Nb5Ta5Zr has low fraction of x-phase. This phase has the
highest modulus among all phases in titanium alloys [31], but
the fraction of x-phase is much lower in this alloy than that of
a-phase in Ti35Nb10Zr. This causes the lower modulus in comparison
with the Ti35Nb10Zr alloy. Also the tensile strength and 0.2
proof strength values increased less than in Ti35Nb10Zr alloy.
Ti35Nb10Ta after aging treatment has lower volume fraction of
a-phase than the Ti35Nb10Zr alloy. This results in lower increase
in Young’s modulus and strength characteristics in comparison
with Ti35Nb10Zr alloy. It can be concluded that Young’s modulus,
tensile strength and 0.2 proof strength values are increased due to
precipitation of a or x-phases, which is consistent with [20,22].
The value of that increase depends on their volume fraction and
density. These processes can be controlled through chemical composition
(b-phase stability) and heat treatment.
Fig. 15a. Tensile strength (Rm) of alloys in cold swaged and in aged condition.
Fig. 15b. 0.2 Proof stress (Rp02) of alloys in cold swaged and in aged condition.
Fig. 15c. Elongation (A5) of alloys in cold swaged and in aged condition.
Fig. 15d. Young’s modulus (E) of alloys in cold swaged and in aged condition.
Table 1
Calculated Bo, Md and e/a values for studied alloys.
Ti35Nb
10Zr
Ti35Nb2.5
Ta7.5Zr
Ti35Nb5
Ta5Zr
Ti35Nb7.5
Ta2.5Zr
Ti35Nb
10Ta
Bo 2.870 2.869 2.868 2.866 2.865
Md
2.465 2.458 2.450 2.443 2.435
e/a 4.24 4.25 4.26 4.27 4.28
J. Málek et al. / Materials and Design 35 (2012) 731–740 739
169
5. Conclusions
The microstructure and mechanical properties of alloys with
changing chemical composition were studied during thermomechanical
processes. On the basis of obtained results can be
concluded:
a) The change of Ta and Zr content leads to different mechanisms
of dynamical recovery and dynamical recrystallization
during hot forging of as-cast alloys. The Ti35Nb5TaZr alloy
was dynamically recrystallized, but Ti35Nb10Ta and
Ti35Nb10Zr alloys were recrystallized only locally on grain
boundaries of original grains.
b) After solution treatment (850 °C/0.5 h), the microstructure
of all alloys consist of recrystallized grains formed by postdynamic
recrystallization or dynamic recrystallization during
previous hot forging (Ti35Nb5Ta5Zr).
c) After cold swaging the specimens have deformed microstructure
with grains elongated in rod axis direction. The
alloys with higher Zr content (7.5% and 10%) exhibit a00
martensitic
phase in the b-matrix.
d) Needle like particles were observed in microstructure of
Ti35Nb10Ta and Ti35Nb10Zr alloys after aging treatment
(450 °C/8 h). In Ti35Nb5Ta5Zr alloy x-precipitates are
present.
e) Ti35Nb10Zr posses the highest tensile strength and 0.2 proof
strength in both cold swaged and aged states. The differences
among other alloys are not so evident.
f) Young’s modulus of these alloys exhibits values from 50 to
65 GPa in cold swaged state and 75 to 90 GPa after aging
treatment.
Acknowledgements
This work was supported by Department of Commerce of Czech
Republic – research program ‘‘Trvala prosperita’’ No. 2A-2TP1/073.
References
[1] Wang L, Lu W, Qin J, Zhang F, Zhang D. Microstructure and mechanical
properties of cold-rolled TiNbTaZr biomedical b titanium alloy. Mater Sci Eng:
A 2008;490:421.
[2] Wang L, Lu W, Qin J, Zhang F, Zhang D. Effect of precipitation phase on
microstructure and superelasticity of cold-rolled beta titanium alloy during
heat treatment. Mater Des 2009;30:3873.
[3] Niinomi M, Akahori T, Nakai M. In situ X-ray analysis of mechanism of
nonlinear super elastic behavior of Ti–Nb–Ta–Zr system beta-type titanium
alloy for biomedical applications. Mater Sci Eng: C 2008;28:406.
[4] Souza SA, Manicardi RB, Ferrandini PL, Afonso CRM, Ramirez AJ, Caram R. Effect
of the addition of Ta on microstructure and properties of Ti–Nb alloys. J Alloys
Compd 2010;504:330.
[5] Ribeiro A, Junior R, Cardoso F, Filho R, Vaz L. Mechanical, physical, and
chemical characterization of Ti–35Nb–5Zr and Ti–35Nb–10Zr casting alloys. J
Mater Sci Mater Med 2009;20:1629–36.
[6] Hou FQ, Li SJ, Hao YL, Yang R. Nonlinear elastic deformation behaviour of Ti–
30Nb–12Zr alloys. Scr Mater 2010;63:54.
[7] Ikeda M, Komatsu S, Sowa I, Niinomi M. Aging behavior of the Ti–29Nb–13Ta–
4.6Zr new beta alloy for medical implants. Metall Mater Trans A
2002;33:487–93.
[8] Sander B, Raabe D. Texture inhomogeneity in a Ti–Nb-based b-titanium alloy
after warm rolling and recrystallization. Mater Sci Eng: A 2008;479:236.
[9] Wang L, Lu W, Qin J, Zhang F, Zhang D. The characterization of shape memory
effect for low elastic modulus biomedical [beta]-type titanium alloy. Mater
Charact 2010;61:535.
[10] Ferrandini PL, Cardoso FF, Souza SA, Afonso CR, Caram R. Aging response of the
Ti–35Nb–7Zr–5Ta and Ti–35Nb–7Ta alloys. J Alloys Compd 2007;433:207.
[11] Martins DQ, Osorio WR, Souza MEP, Caram R, Garcia A. Effects of Zr content on
microstructure and corrosion resistance of Ti–30Nb–Zr casting alloys for
biomedical applications. Electrochim Acta 2008;53:2809.
[12] Weiss I, Semiatin SL. Thermomechanical processing of beta titanium alloys –
an overview. Mater Sci Eng A 1998;243:46.
[13] Furuhara T, Poorganji B, Abe H, Maki T. Dynamic recovery and recrystallization
in titanium alloys by hot deformation. JOM J Miner, Met Mater Soc
2007;59:64–7.
[14] Kuramoto S, Furuta T, Hwang J, Nishino K, Saito T. Elastic properties of gum
metal. Mater Sci Eng: A 2006;442:454.
[15] Eckert J, Das J, Xu W, Theissmann R. Nanoscale mechanism and intrinsic
structure related deformation of Ti-alloys. Mater Sci Eng: A 2008;493:71.
[16] Laheurte P, Prima F, Eberhardt A, Gloriant T, Wary M, Patoor E. Mechanical
properties of low modulus b titanium alloys designed from the electronic
approach. J Mech Behav Biomed Mater 2010;3:565.
[17] Hwang J, Kuramoto S, Furuta T, Nishino K, Saito T. Phase-stability dependence
of plastic deformation behavior in Ti–Nb–Ta–Zr–O alloys. J Mater Eng Perform
2005;14:747–54.
[18] Kuroda D, Niinomi M, Morinaga M, Kato Y, Yashiro T. Design and mechanical
properties of new b type titanium alloys for implant materials. Mater Sci Eng A
1998;243:244.
[19] Abdel-Hady M, Hinoshita K, Morinaga M. General approach to phase stability
and elastic properties of b-type Ti-alloys using electronic parameters. Scr
Mater 2006;55:477.
[20] Hao Y, Yang R, Niinomi M, Kuroda D, Zhou Y, Fukunaga K, et al. Aging response
of the young’s modulus and mechanical properties of Ti–29Nb–13Ta–4.6Zr for
biomedical applications. Metall Mater Trans A 2003;34:1007–12.
[21] Qazi JI, Marquardt B, Allard LF, Rack HJ. Phase transformations in Ti–35Nb–
7Zr–5Ta–(0.06–0.68)O alloys. Mater Sci Eng: C 2005;25:389.
[22] Zhou YL, Niinomi M, Akahori T. Decomposition of martensite a00
during aging
treatments and resulting mechanical properties of Ti–Ta alloys. Mater Sci Eng
A 2004;384:92.
[23] Afonso CRM, Ferrandini PL, Ramirez AJ, Caram R. High resolution transmission
electron microscopy study of the hardening mechanism through phase
separation in a b-Ti–35Nb–7Zr–5Ta alloy for implant applications. Acta
Biomater 2010;6:1625.
[24] Ohmori Y, Ogo T, Nakai K, Kobayashi S. Effects of x-phase precipitation on
b ! a; a00 transformations in a metastable b titanium alloy. Mater Sci Eng A
2001;312:182.
[25] Prima F, Vermaut P, Texier G, Ansel D, Gloriant T. Evidence of a-nanophase
heterogeneous nucleation from x particles in a b-metastable Ti-based alloy by
high-resolution electron microscopy. Scr Mater 2006;54:645.
[26] Nakasuji K, Okada M. New high strength titanium alloy Ti10%Zr for spectacle
frames. Mater Sci Eng: A 1996;213:162–5.
[27] Zhou Y, Niinomi M. Microstructures and mechanical properties of Ti–50 mass%
Ta alloy for biomedical applications. J Alloys Compd 2008;466:535.
[28] Cui Y, Li Y, Luo K, Xu H. Microstructure and shape memory effect of Ti–20Zr–
10Nb alloy. Mater Sci Eng: A 2010;527:652.
[29] Elias LM, Schneider SG, Schneider S, Silva HM, Malvisi F. Microstructural and
mechanical characterization of biomedical Ti–Nb–Zr(–Ta) alloys. Mater Sci
Eng: A 2006;432:108.
[30] Song Y, Xu DS, Yang R, Li D, Wu WT, Guo ZX. Theoretical study of the effects of
alloying elements on the strength and modulus of b-type bio-titanium alloys.
Mater Sci Eng: A 1999;260:269.
[31] Majumdar P, Singh SB, Chakraborty M. Elastic modulus of biomedical titanium
alloys by nano-indentation and ultrasonic techniques – a comparative study.
Mater Sci Eng: A 2008;489:419.
740 J. Málek et al. / Materials and Design 35 (2012) 731–740
170
Enhanced osteoblast and osteoclast responses to a thin film
sputtered hydroxyapatite coating
J. Hao • S. Kuroda • K. Ohya • S. Bartakova •
H. Aoki • S. Kasugai
Received: 19 November 2010 / Accepted: 27 April 2011 / Published online: 13 May 2011
Ó Springer Science+Business Media, LLC 2011
Abstract A sputtering technique followed by a low
temperature hydrothermal treatment has been demonstrated
to produce a dense-and-bioactive hydroxyapatite thin film
coating. The purpose of the present study was to investigate
osteoblast and osteoclast responses to the hydroxyapatite
coated plates and titanium plates with similar roughness.
Rat bone marrow stromal cells were cultured on these
plates to induce osteoblasts. The cells showed a significantly
enhanced proliferation on the hydroxyapatite surface,
accompanied by increase of osteoblastic phenotypes.
The co-cultured osteoclasts exhibited the significantly different
cell number and morphology between the hydroxyapatite
and the titanium surfaces. A series of osteoclast
marker genes were more stimulated on the hydroxyapatite
and thirty two percent of the hydroxyapatite surface area
could be resorbed by osteoclasts. The thin film sputtered
hydroxyapatite could provide a favorable surface for both
osteoblast and osteoclast formation and their function,
indicating its good osteoconductivity and biodegradability.
1 Introduction
Hydroxyapatite (HA), Ca10(PO4)6(OH)2, is a well-known
bioceramic material for medical application because of its
close similarity to the chemical and mineral components of
teeth and bones. It has been used to provide bioactive
coatings for orthopedic and dental implants [1]. As early as
1960s, the concept of biological fixation of load-bearing
implants using HA coatings was proposed as an alternative
to cemented fixation. It has been reported that HA coating
could provide an excellent long-term success rate in a
minimum 10 years follow-up study [2]. Furthermore, the
HA coating degradation caused by osteoclastic resorption
is considered to be the result of the similar function taking
part in the bone remodeling as seen in any other part of the
skeleton [3].
A number of methods have been developed to deposit
HA coating including plasma spraying, Sol–Gel, pulsed
laser deposition, ion-beam method and sputtering.
Currently plasma spraying is the major commercially
available technique for HA coating due to the high reproducibility
and economic efficiency of the process [4, 5].
However, problems cited with the plasma sprayed HA
coating include variation in bond strength between the
coatings and metallic substrate, non-uniformity in coating
density, poor adhesion between the coating and substrates,
microcracks on the coating surface and poor resistance to
delamination due to the coating process [4, 6]. Thereafter,
as an alternative to the plasma spray method, a radio frequency
magnetron sputtering technique has been
J. Hao Á S. Kuroda (&) Á S. Kasugai
Section of Oral Implantology and Regenerative Dental
Medicine, Tokyo Medical and Dental University,
1-5-45 Yushima, Bunkyo-ku, Tokyo 113-8510, Japan
e-mail: skuroda.mfc@tmd.ac.jp
J. Hao Á S. Kasugai
Global Center of Excellence (GCOE), Tokyo Medical
and Dental University, Tokyo, Japan
K. Ohya
Section of Pharmacology, Tokyo Medical and Dental University,
Tokyo, Japan
S. Bartakova
Department of Prosthodontics, Masaryk University,
Brno, Czech Republic
H. Aoki
International Apatite Institute Co, Tokyo, Japan
123
J Mater Sci: Mater Med (2011) 22:1489–1499
DOI 10.1007/s10856-011-4329-0
171
investigated [7]. The sputtering technique has advantages
of depositing thin coatings (0.5–3 lm) with strong adhesion,
compact microstructure and controlled elemental
composition [8]. However, it has been reported that it is
necessary to find an optimal heat treatment to inhibit the
dissolution properties of the coating by crystallizing the
film [9]. The conventional high temperature (C600°C) heat
treatment may result in the appearance of cracks in the
coating because of the difference in the thermal expansion
coefficient of Ca–P and metal substrate [7]. For this reason,
it is necessary to crystallize the HA film at low temperature.
Ozeki et al. reported a hydrothermal technique at as
low as 110°C to crystallize sputtered amorphous HA film,
and the film-to-substrate adhesion strength increased by
over twofold. In vivo pullout tests, a 1.6 times higher bonebonding
strength was achieved by the hydrothermal technique
than by the plasma spray method [10]. After the
hydrothermal treatment, a surface morphology of needlelike
HA crystal was observed by scanning electron
microscopy. In addition, the proliferation and alkaline
phosphatase (ALP) activity of MC3T3-E1 can be greatly
improved by the hydrothermal treatment [11].
Bone is a dynamic tissue, and the long-term maintenance
of osseointegration of implant requires a continuous
remodeling of the bone-implant interface. Osteoclasts may
play an important role in the initial period after implant
placement or prepare the implant surface for the boneforming
activity of the osteoblasts [12]. Several investigators
have examined the ability of osteoclasts to resorb
various forms of calcium phosphate. Gomi et al. reported
that osteoclasts form and are capable of resorbing sintered
HA and that the rugosity of the HA increases the formation
and resorptive activity of the osteoclasts [13]. In contrast,
rabbit osteoclasts were found to resorb bone and sintered
carbonate apatite but not sintered hydroxyapatite [14].
Those contradictory results might be due to the different
sources of the osteoclasts and preparation of calcium
phosphates as to crystal structure, grain size and surface
roughness [12]. So far, there is no report regarding the
osteoclast response to sputtered HA surface.
In the present study, the rat bone marrow stromal
cell culture system was used to induce osteoblasts and a
co-culture system of primary mouse calvarial osteoblasts
and bone marrow cells was performed to entice osteoclast
differentiation. And then both osteoblast and osteoclast
formation and their function on the surface of the sputtered
HA coating were compared to those on rough titanium
surface by examining cell proliferation, gene expression
and cellular morphological organization. Furthermore, HA
coating degradation was also evaluated. The main aim of
the present study was to investigate whether the sputtered
HA coating would behave in more favorable a manner than
non-coated surface-modified titanium substrates.
2 Materials and methods
2.1 Preparation of sputtered HA film on titanium plates
Commercially available grade 2 pure titanium plates
(20 9 20 9 1 mm3
) were used as substrates. Titanium
plates coated with or without sputtered HA were manufactured
with similar surface roughness. Briefly, all the
titanium plates were sandblasted by fluorapatite crystal and
then subjected to an acid etching treatment. RF magnetron
sputtering was carried out on half of these plates using an
SPF-410H (ANELVA Corp.) chamber to produce a HA
film with an average thickness of 1.1 lm. Subsequently, a
hydrothermal treatment was performed at a temperature of
120°C in an electrolyte solution containing calcium and
phosphate ions for 20 h. The composition of the solution
was described in detail in the previous study [10]. All
samples were sterilized in an autoclave at 121°C for
28 min and packed in polypropylene bags separately.
Surface observation and elemental analysis were carried
out using scanning electron microscopy (SEM) (JSM-
5310LV, JOEL, Tokyo, Japan) and energy dispersive X-ray
spectroscopy (EDS) (EMAX-7000, Horiba Ltd., Kyoto).
The X-ray diffractometry pattern (XRD) was identified by
RINT1400 (Rigaku Corp., Japan) using a CuKa radiation
source operating at 50 kV and 100 mA excitation current.
The surface roughness (Ra) was determined using a surface
measurement tester (SURFCOM 130A).
2.2 Osteoblastic cell culture
Rat bone marrow cells were prepared according to the
method of Maniatopoulos et al. [15]. Briefly, rat bone
marrow cells isolated from the femora of 5 week-old male
Wistar rats were cultured on these plates placed in 6-well
culture dishes at a cell density of 106
cells/cm2
, maintained
in a-MEM with 10% fetal bovine serum at 37°C in a
humidified atmosphere consisting of 95% air and 5% CO2.
After 24 h, the medium was removed and changed to fresh
one supplemented with osteogenic reagents (50 lg/ml
ascorbic acid, 10 mM b-glycerophosphate, 10 nM dexamethasone).
The culture medium was changed every
2 days.
2.3 Cell attachment and proliferation
After 24 and 72 h incubation, the culture medium was
removed and the wells were washed three times with
phosphate buffered saline (PBS) to eliminate unattached
cells. The adherent bone marrow stromal cells were fixed
and stained using fluorescent dyes, DAPI (molecular
probes, Invitrogen, USA), and observed under a fluorescence
microscope (Biozero BZ-8000, Keyence). In
1490 J Mater Sci: Mater Med (2011) 22:1489–1499
123
172
addition, the proliferative activity of the cells was measured
by BrdU incorporation during DNA synthesis. At day
2 of culture, BrdU reagent with the final concentration of
10 lM (Roche Applied Science, Mannheim, Germany)
was added to the culture wells and incubated for 10 h at
37°C. After the labeling process, the cells were fixed and
incubated with anti-BrdU-peroxidase working solution for
90 min. After washing, substrate solution (tetramethylbenzidine)
followed by stop solution was added until color
development was sufficient for photometric detection.
Absorbance at 450 nm was measured using Wallace 1420
ARVOsx multi-label counter.
2.4 Measurement of DNA amount and ALP activity
Cells were washed with PBS, scraped, lysed by 0.1% Triton
X100 (Sigma, St. Louis, MO, USA), and sonicated to
destroy cell membranes. After centrifugation at 15,000 rpm
for 10 min at 4°C, 200 ll of the supernatant was extracted
from each sample and assayed for ALP activity and DNA
content measurements. To determine DNA content, 100 ll
of the prepared supernatant of each sample was mixed with
100 ll of 1 lg/ml Hoechst 33342 dye in the wells of a
96-well plate and processed with a fluorescent DNA quantification
kit (Bio-Rad Laboratories, Hercules, CA, USA).
The samples were then measured with the Wallace 1420
ARVOsx multi-label counter at excitation and emission
wavelengths of 365 and 460 nm, respectively. Subsequently,
to assess the quantitative and kinetic determination
of ALP activity, 50 ll of the supernatant of each sample was
added to 100 ll working solution (p-nitrophenyl phosphate
solution) in the wells of another 96-well plate. The reaction
was measured with the multi-label counter at a wavelength
of 405 nm. ALP activity was normalized by total DNA
amount of each sample.
2.5 Mineralization assay
The mineralization capability of cultured osteoblasts was
examined at days 7 and 21. The cells were fixed with
methanol and stained with Alizarin Red. The area of
mineralized nodules of each sample was measured using
a computer image analyzer (Image J, National Institute
of Health, USA). To eliminate non-specific binding of
Alizarin Red Stain, nodules bigger than 0.2 mm2
were
calculated. The result is represented as percentages of
Alizarin Red positive area over total culture area.
2.6 Osteoclastic cell culture
Osteoclasts generated by a co-culture system [16] were
also cultured on these titanium plates inserted in 6-well
culture dishes. Briefly, osteoblast (3 9 105
cells/well)
obtained by sequential collagenase digestion of newborn
mouse calvariae and bone marrow cells (3 9 106
cells/
well) obtained from femora and tibiae of 6 week-old
male ICR mice were co-cultured in the normal medium
(a-MEM, 10% fetal bovine serum) supplemented with
10-8
M 1,25-(OH)2-vitamin D3 and 10-6
M prostaglandin
E2. For osteoclast morphology and function assays, the
co-culture was also performed on ivory dentine slices and
polystyrene culture wells as control.
2.7 Osteoclast number and morphology
After 4, 5 and 7 days co-culture, cells were fixed with 3.7%
formaldehyde in PBS for 10 min and washed three times
with PBS and permeabilized with 0.1% Triton X-100 in
PBS for 5 min. The cells were rinsed three times with PBS
and treated with 1% bovine serum albumin for 10 min.
Cells were stained using fluorescent dyes, 5 units/ml Alexa
488 phalloidin (actin green color, Molecular Probes,
Invitrogen, USA) and 300 nM DAPI (nuclei blue color,
Molecular Probes, Invitrogen, USA). Subsequently, tartrate-resistant
acid phosphatase (TRAP) staining was also
performed. In brief, cells were rinsed with ethanol–acetone
solution (50:50, v/v) for 1 min, and stained with TRAP
solution for 10 min at room temperature. To prepare TRAP
solution, 5 mg of naphthol AS-MX phosphate (Sigma,
USA) was diluted in 0.5 ml of N,N-dimethylformamide
(Wako, Japan) and this solution was combined with 30 mg
of fast red violet LB salt (Sigma, USA) and 50 ml of 0.1 M
sodium acetate buffer (pH 5.9) containing 50 mM sodium
tartrate. TRAP positive cells with three or more nuclei
were considered as osteoclasts. TRAP positive cells and
cellular structures such as actin and multi-nuclei were
visualized using a fluorescence microscope (Biozero
BZ-8000, Keyence). The osteoclast number, area, perimeter
and Feret’s diameter were quantified by an image
analyzer (Image J, National Institute of Health, USA).
2.8 HA coating degradation
At osteoclast culture day 7, the HA samples were soaked in
1 M ammonia, and the cells were removed by sonicating
for 1 min. To analyze the HA coating degradation, element
distribution of the HA coating was performed by energy
dispersive X-ray mapping. The HA coated samples
immersed in the same culture medium for 7 days were used
as control. The coating degradation area was calculated by
Image J.
2.9 RNA isolation and real-time quantitative RT-PCR
Cells in both culture systems were lysed in TRIzol Reagent
(Invitrogen, USA) and total RNA was precipitated in
J Mater Sci: Mater Med (2011) 22:1489–1499 1491
123
173
isopropanol. First-strand cDNA was reverse-transcribed from
total RNA with SuperScriptTM
IIIFirst-Strand Synthesis
System forRT-PCR(Invitrogen,USA).Theexpressionlevels
of osteoblast or osteoclast related genes were determined
using the real-time quantitative reverse transcription-polymerase
chain reaction (RT-PCR). SYBR Green-based realtime
PCR analysis was carried out with the ABI Prism 7,300
Sequence Detection System (Applied Biosystems, Foster
City, CA, USA). Expression levels were determined using the
relative threshold cycle (CT) method as described by the
manufacturer of the detection system. Expression levels were
statedintermsoffoldincreaseordecreaserelativetothatofTi
group at the first time point. This was calculated for each gene
by evaluating the expression 2-DDCT
, where DDCT is the
result of subtracting [CT gene-CT GAPDH](Ti calibrator) from
[CTgene–CTGAPDH](HA group). The primers used are shown in
Table 1.
2.10 Statistical analysis
All experiments were performed in duplicate, and results
were calculated as mean ± SD. Statistical analysis was
performed by the statistic software 11.5 SPSS for Windows.
ANOVA with Scheffe test was used for comparing
the significance among groups at each time point. t-Test
was used to determine the differences between the HA and
Ti groups if data were available at only one time point.
P values of less than 0.05 were considered to be statistically
significant.
3 Results
3.1 The observations and characterizations of sputtered
HA coating
Fig. 1a showed the XRD pattern of sputtered HA coating.
The dotted lines and solid lines indicated the peaks of Ti
and crystallized HA, respectively. EDS analysis confirmed
the purity of the Ti (Fig. 1b) and the sputtered HA
coating (Fig. 1c). The Ra values of the Ti and sputtered
Ha coating were 1.25 ± 0.26 and 1.13 ± 0.39 lm,
respectively. The Ca/P molar ratio was 1.70 ± 0.13
(Table 2).
Table 1 Real time RT-PCR primers
Gene Sequence Base pair Sequence reference
Mouse GAPDH (F) 50
-CTCCCACTCTTCCACCTTCG-30
99 NM008084
(R) 50
-TTGCTGTAGCCGTATTCATT-30
Mouse TRAP (F) 50
-TACCTGTGTGGACATGACC-30
151 BC029644
(R) 50
-CAGATCCATAGTGAAACCGC-30
Mouse v-ATPase (F) 50
-TCCAACACAGCCTCCTACTT-30
161 AB022322
(R) 50
-ACAGCAAAGGCAGCAAAC-30
Mouse CTR (F) 50
-TCAGGAACCACGGAATCCTC-30
101 NM007588
(R) 50
-ACATTCAAGCGGATGCGTCT-30
Mouse CathepsinK (F) 50
-TGTATAACGCCACGGCAAA-30
195 X94444
(R) 50
-GGTTCACATTATCACGGTCACA-30
Mouse MMP-9 (F) 50
-TCCAGTACCAAGACAAAG-30
183 X72795
(R) 50
-TTGCACTGCACGGTTGAA-30
Mouse RANKL (F) 50
-ACCAGCATCAAAATCCCAAG-30
203 AB008426
(R) 50
-TTGAAAGCCCCAAAGTACGT-30
Rat GAPDH (F) 50
-AACTCCCATTCTTCCACCTT-30
200 M17701.1
(R) 50
-TCTCGTTCTCTCTCCGGGA-30
Rat TGF-b1 (F) 50
-CAACAATTCCTGGCGTTACC-30
200 NM_021578.2
(R) 50
-TTAGTTACCCTAGTCAGGGT-30
Rat ALP (F) 50
-GTCACAGCCAGTCCCTCAAC-30
202 NM_013059.1
(R) 50
-GCTGAGGGGACAAACCTTAT-30
Rat Col1 (F) 50
-TTGACCCTAACCAAGGATGC-30
197 NM_053356.1
(R) 50
-TTATGTTGCGTCTTCCCCAC-30
Rat Runx2 (F) 50
-GCCAGGTTCAACGATCTGAG-30
201 NM_053470.1
(R) 50
-CAAACAAGAGACTGGCGGAG-30
Rat osteocalcin (F) 50
-AGCTCAACCCCAATTGTGAC-30
190 M11777
(R) 50
-TTTCATACCTGCCGTGTCGA-30
1492 J Mater Sci: Mater Med (2011) 22:1489–1499
123
174
3.2 Enhanced attachment and proliferation of bone
marrow stromal cells on sputtered HA surface
Cell density was consistently greater on the sputtered HA
surfaces (Fig. 2b, d) than that on Ti surfaces (Fig. 2a, c) at
days 1 and 3. The proliferation determined by BrdU
incorporation also showed a significantly higher level on
the sputtered HA surface compared with Ti surfaces, confirming
increased cell proliferation (Fig. 2e).
3.3 Enhanced osteoblastic phenotypes on sputtered HA
surface
ALP activity was measured on days 3, 7 and 14. In both
groups, ALP activity increased time dependently. In detail,
ALP activity was showing the same level on both surfaces
at day 3; however, cells on sputtered HA at days 7 and 14
accelerated ALP activity at a significant higher level
compared with those of the Ti group (Fig. 3a).
In addition, the area of mineralized nodule detected by
Alizarin Red stain was also greater on HA surface. At day
7, the HA group showed a 4.3 fold increase in nodule
formation compared to the Ti group (P \ 0.01). Until day
21, the HA group still exhibited a higher level of nodule
formation than the Ti group (P \ 0.05) (Fig. 3b). Realtime
PCR demonstrated mRNA expressions of osteoblastic
marker genes of interest as fold changes to the control
level. Rat mRNA expression levels of ALP and TGF-b
were significantly increased on HA surface by day 7
(P \ 0.05). However, the other genes including osteocalcin,
collagen type I and runx2 showed significant increases
only at day 14 (P \ 0.05) (Fig. 3c–g).
3.4 Osteoclast formation and morphometry
TRAP positive cells were observed in all experimental
groups as early as day 4 of the co-culture. The fluorescence
microscopy images of actin structures of these multinucleated
cells overlapped with the TRAP staining (Fig. 4a–h).
Osteoclasts could form on several substrates and then
exhibit different actin structures. Phalloidin fluorescence
staining showed that the actin ring sizes were increasing
from day 4 to day 7. Moreover, the actin ring structure on
the sputtered HA surface was consistently showing smaller
size compared to that on the Ti surface and the polystyrene
culture well, but almost the equal size to that on dentine
slice (control [ Ti [ HA & dentine) (Fig. 5a–c). Osteoclasts
on Ti and polystyrene surface were exhibiting typical
podosome belts with loose actin network by small actin
dots, also called actin cloud (Fig. 4e, g). In contrast, the
osteoclasts on both HA and dentine were able to acquire
a sealing zone, represented by a dense band of actin
(Fig. 4a, c).
As shown in Fig. 5d, the number of osteoclasts on the
dentine or HA was larger than those on Ti and the control
surfaces throughout the culture period (P \ 0.01). Significant
difference of TRAP positive cell number between the
dentin and the HA groups was found only at day 4
(P \ 0.01) but not at days 5 and 7.
3.5 Osteoclast function and HA coating degradation
To further confirm the functionality of the osteoclasts, the
mRNA levels of a series of their growth and differentiation
markers including receptor activator of nuclear factor
kappa B ligand (RANKL), osteoprotegerin (OPG), TRAP,
Fig. 1 X-ray diffractometry (XRD) pattern of the sputtered HA film
(a). Energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS) spectrum of the Ti
plate (b) and the sputtered HA coated Ti plate (c)
Table 2 Surface roughness and Ca/P ratio. (n = 3)
Sample Ra (lm) Ca/P
Ti 1.25 ± 0.26
HA 1.13 ± 0.39 1.70 ± 0.13
J Mater Sci: Mater Med (2011) 22:1489–1499 1493
123
175
vacuolar-type H-ATPase (v-ATPase), calcitonin receptor
(CTR), cathepsin K, and MMP-9 were analyzed by quantitative
real-time RT-PCR. V-ATPase and the ratio of
RANKL/OPG mRNA expression were significantly
increased on HA than on Ti at day 5 and so were TRAP and
CTR transcription at day 7. However, no differences could
be observed in terms of Cathepsin K and MMP-9 expression
(Fig. 6a–h).
After 7 days of culture, cells were removed from the
samples and the coating degradation was analyzed by
energy dispersive X-ray mapping. The elemental distribution
of calcium, phosphorus and titanium was shown in
Fig. 7. The regions with HA degradation were indicated
with arrows in Fig. 7a–d, where, Ca and P were completely
absent. In addition, these regions were rich in Ti which
indicated the degradation of the HA coating and the titanium
substrate exposure. However, in the control group, no
coating degradation was observed after soaking in the same
culture medium for 7 days. Ca and P were homogeneously
distributed throughout the HA coating, and Ti could be
hardly detected (Fig. 7e–h). These results suggested that
the coating degradation were mediated by osteoclastic
functional resorption but not HA chemical dissolution. The
osteoclastic degradation occurred in 32.3 ± 3.5% of the
sputtered HA coating.
4 Discussion
In this study, a rat bone marrow stromal cell culture was
performed to evaluate the osteoblast response on the HA
coated titanium. One advantage of cell culture systems is
that it can focus on a part of the physiological condition,
wherein interaction among the cells and signal molecules
can be clarified. Since the implant materials directly contact
bone marrow cells after implantation, it is advantageous
to use a culture system to investigate implant
materials as substrates for the cells [17]. The cell density
was consistently greater on the sputtered HA surface than
the Ti surface on days 1 and 3 of culture, wherein, by day
3, the cells had appeared to reach confluence on the HA
surface but not on the Ti surface. Notably, this increment of
Fig. 2 Initial behavior of bone
marrow stromal cells on the Ti
and the HA surfaces. DAPI
staining of bone marrow cells
attached to the Ti (a, c) and the
HA (b, d) after 24 h (a, b) and
72 h (c, d) incubation. The cell
proliferation was determined by
BrdU incorporation and the
absorbance measurement at
450 nm (e). And each column
represents values as the
mean ± SD (n = 6).
*Statistically different between
HA and Ti groups (P \ 0.05)
1494 J Mater Sci: Mater Med (2011) 22:1489–1499
123
176
the cell number might be reflected by emphasized BrdU
incorporation on the HA at day 2 (68% higher than on the
Ti surface). These current results indicated that the sputtered
HA surface could significantly enhance the bone
marrow stromal cells compared with Ti surface. Since the
surface of the sputtered HA and the titanium was manufactured
with similar roughness, the enhanced proliferation
on the HA may have been due to the difference in the
chemical composition of the coating.
ALP expression is associated with osteoblastic differentiation
and the level of ALP activity indicates the stage
of osteoblastic differentiation. In the present study, the
ALP activity was significantly elevated on the sputtered
HA surface than on the Ti surface from day 7. This is in
line with the previous study that hydrothermally treated
sputtered HA film could promote the ALP activity of
MC3T3-E1 osteoblast-like cells after 96 h culture [11].
The significantly increased gene expression levels of collagen
I, runx2, osteocalcin and ALP on the sputtered HA
surface further supported the results. Furthermore, the
mineralized nodule deposition on HA was 1.8 times as
extensive as that on Ti (P \ 0.05), indicating that
the sputtered HA surface provided a favorable surface for
bone marrow cell adhesion, proliferation and osteoblast
differentiation.
Osteoclast is the principal cell responsible for the
resorption of bone during bone remodeling. The organization
of the actin cytoskeleton plays an important role in
the resorption function of osteoclasts. Depending on the
substratum upon which the osteoclasts spread, actin presents
flat podosomes or sealing zone. It has been reported
that when osteoclasts adhere on plastic or glass, podosomes
are arranged at the osteoclast periphery as a characteristic
belt. If adhering to a mineralized matrix, osteoclasts
polarize and exhibit a typical sealing zone which delineates
the ruffled border, a site of active membrane traffic and
transport, where protons and proteases are secreted in order
to dissolve minerals by acidification and degrade extracellular
matrix proteins. A large surface area ([3,000 lm2
)
corresponded to spreading of non-resorbing osteoclasts
without sealing zone. In contrast, cell surfaces between
1,700 and 2,000 lm2
corresponded to actively resorbing
osteoclasts exhibiting a sealing zone [18]. In the present
study, the osteoclasts on the HA surface always showed
smaller size compared with those on the Ti and the polystyrene
culture wells, but close to that on the dentine. The
Fig. 3 Enhanced osteoblastic
phenotypes on the sputtered HA
surface. A quantitative analysis
of ALP activity was performed
by normalizing total ALP
amount by total DNA content
(a). The Alizarin red positive
staining is represented as
percentages of the total culture
area (b). mRNA expression
levels of osteoblast-related
genes (c–g), where x-axis
represent days of culture, and
y-axis represent expression
levels relative to Ti group of the
first time point. Data are shown
as the mean ± SD (n = 6).
Statistically different between
HA and Ti groups (*P \ 0.05,
**P \ 0.01)
J Mater Sci: Mater Med (2011) 22:1489–1499 1495
123
177
typical podosome belt structure represented as actin dots
was found at the periphery of the osteoclast on the Ti and
the polystyrene culture wells. However, on both the HA
coating and dentine surfaces, a much denser but smaller
actin ring structure-sealing zone was shown. These results
were also consistent with the previous finding that the size
of each actin dot within the sealing zone on a mineralized
matrix is four times larger than that on plastic or glass
surface [18]. From these results it could be suggested that
osteoclast formed on the sputtered HA surface could apicobasal
polarize, and exhibit a typical sealing zone, inside of
which the active resorption takes place. The osteoclasts
formed on the sputtered HA surface could have a similar
morphology and behavior to those on the dentine. And the
element distribution of the HA coating was further analyzed
by EDS mapping, confirming that 32.3 ± 3.5% of
the sputtered HA coating area degradation was mediated by
osteoclastic resorption.
During the differentiation of the progenitor cells to
osteoclasts, a series of osteoclast markers were analyzed.
TRAP is highly expressed in osteoclasts, and the secretion
of TRAP by osteoclasts represents the rate of resorptive
activity [19]. CTR is regarded as the best late-stage differentiation
marker for osteoclasts, which distinguishes
them from macrophage polykaryons [20]. During osteoclastic
resorption, hard tissues are demineralized by
v-ATPase [21] and collagens are subsequently degraded by
cathepsin K [22] and MMP-9 [23]. In the present study,
TRAP and CTR were expressed at significantly higher
levels on HA than on Ti at day 7. v-ATPase expression
level was increased on HA at day 5. However, no differences
could be observed in terms of Cathepsin K and
Fig. 4 Osteoclast formation
and cytoskeletal arrangement.
Micrographs show osteoclastic
differentiation on HA (a, b),
dentine (c, d), Ti (e, f) and
control polystyrene culture
wells (g, h) at co-culture day 5.
Cells were stained with DAPI
for nuclei (blue) and phalloidin
for actin filaments (green) (a, c,
e, g) and with TRAP (b, d, f, h).
Sealing zones, represented by
actin rings were indicated by
arrows, and prodosome belts
were indicated by arrow heads
1496 J Mater Sci: Mater Med (2011) 22:1489–1499
123
178
MMP-9 mRNA expression. These results suggest that the
sputtered HA surface stimulated osteoclast formation and
function by controlling the mRNA transcription that regulates
osteoclast.
We also examined the expressions of RANKL and its
decoy receptor OPG. The RANKL/OPG ratio plays a
crucial role in coordinating the sequence of osteoclast
differentiation during the bone remodeling cycle [24]. In
the present study, OPG mRNA level was slightly increased
on HA than on Ti although the difference was not significant
and the level of RANKL mRNA on HA was significantly
elevated at day 5, which resulted in an apparent
increase in RANKL/OPG ratio favorable for osteoclast
formation. A few studies have addressed the effect of
implant microtopography on osteoclast formation and
activity. Lossdo¨rfer S et al. cultured MG63 cells on titanium
disks with different surface roughness, and found that
OPG mRNA levels increased on rougher surfaces while
RANKL expression was independent of surface microtopography
[25]. We observed a higher RANKL/OPG ratio
on the sputtered HA than on Ti in the present study. It is
probably due to the difference of chemical composition
between HA and Ti. Our results for the first time suggested
that the sputtered HA surface might stimulate osteoclast
formation by up-regulation of RANKL expression from
osteoblasts in the co- culture system.
Another explanation of our findings is that HA has the
ability to adsorb and release proteins because it has multiple
potential protein binding sites and a larger specific
surface area compared to other calcium phosphates. The
HA film has an adsorption site at the a-plane area (Ca2?
)
and at the c-plane area (PO4
,
OH),
which can attract
acidic proteins with negative sites (COO)
and basic proteins
with positive sites (NH2
?
), respectively [26]. The
previous study has reported that the surface area of the
sputtered HA film was increased by the hydrothermal
treatment, owing to the growth of HA crystals in the c-axis
direction [27]. The adsorption amount of proteins is proportionate
to the surface area of HA, and the release rate of
proteins depends on HA resorption [28]. Additionally,
osteoclast adhesion and migration are regulated by amb3
integrin which binds to a variety of extracellular matrix
proteins including vitronectin, osteopontin and bone
sialoprotein [29], and osteoprogenitor cells and osteoblasts
also express a wide panel of integrins, which regulate
osteoblast function and mineralization [30, 31]. In the
present study, the sputtered HA may promote the osteoblast
and osteoclast formation and function through the integrin
mediated signaling pathway as a result of recruitment of
extracellular matrix proteins onto the coating. Further
studies are needed to elucidate the mechanism in detail
from this point of view.
Recently, several studies suggested that osteoclast,
besides the resorptive activity, may have an anabolic effect
on bone formation. Zhao et al. reported that the cell surface
molecule ephrinB2 present on the osteoclasts mediated
anabolic signals to the osteoblasts [32]. In further support
of the role of osteoclast in bone formation, Karsdal et al.
showed that ostoeclasts secreted non-bone derived factors
which induce preosteoblasts to form bone-like nodules
[33]. Thereby, these findings indicate the importance of the
presence of osteoclasts for induction of bone formation.
Better understanding of how osteoclasts respond to different
implant surfaces may help contribute to the development
of implants that improve osseointergration.
Fig. 5 Osteoclast morphometry. The area (a), perimeter (b) and
Feret’s diameter (c) (Feret’s diameter is the longest distance between
any two points along the osteoclast surface) were quantified using an
image analyzer (Image J). TRAP positive cells with three or more
nuclei were counted (d). Each value is represented as the mean ± SD
(n = 6). Statistically different (P \ 0.01): a compared with control,
b compared with Ti, c compared with HA and d compared with
dentine
J Mater Sci: Mater Med (2011) 22:1489–1499 1497
123
179
Fig. 6 mRNA expression
levels of osteoclast related
genes. X-axes represent days of
culture, and y-axes represent
expression levels relative to Ti
group of the first time point.
Data are shown as the
mean ± SD (n = 6).
*Statistically different between
HA and Ti groups (P \ 0.05)
Fig. 7 SEM micrographs of HA coating (a, e) and corresponding
X-ray elemental maps for P in yellow (b, f), Ca in green (c, g) and Ti
in red (d, h). Osteoclast culture was performed on the HA coated Ti
plates for 7 days and the resorption areas were indicated by arrows
(a–d). The HA coated Ti plates with no cells were soaked in the same
culture medium for 7 days as control (e–h)
1498 J Mater Sci: Mater Med (2011) 22:1489–1499
123
180
5 Conclusion
In conclusion, our study demonstrated that the thin film
sputtered HA coating provides a more favorable surface for
bone marrow stromal cell attachment, proliferation and
osteoblastic differentiation and function than the surfacemodified
titanium. The sputtered HA coating also supported
osteoclast formation and function which indicated
its favorable biodegradability. Therefore, the sputtered HA
coating may have an outstanding potential to be used as a
drug delivery system in orthopedic and dental applications
for more rapid and complete bone-implant integration.
Acknowledgments The authors thank Dr. H. Shimokawa,
Dr. S. Ichinose and Mr. Y. Hashimoto for technical assistance and
helpful advice. This study was supported by the Global Center of
Excellence (GCOE) Program, International Research Center for
Molecular Science in Tooth and Bone Disease’s, Tokyo Medical and
Dental University, Tokyo, Japan.
References
1. Lacefield WR. Hydroxyapatite coatings. Ann N Y Acad Sci.
1988;523:72–80.
2. Bidar R, Kouyoumdjian P, Munini E, Asencio G. Long-term
results of the ABG-1 hydroxyapatite coated total hip arthroplasty:
analysis of 111 cases with a minimum follow-up of 10 years. Rev
Chir Orthop Traumatol. 2009;95(8):579–87.
3. Thomas KA. Hydroxyapatite coatings. Orthopedics. 1994;17(3):
267–78.
4. Narayanan R, Seshadri SK, Kwon TY, Kim KH. Calcium phosphate-based
coatings on titanium and its alloys. J Biomed Mater
Res B. 2008;85(1):279–99.
5. Ong JL, Chan DC. Hydroxyapatite and their use as coatings in
dental implants: a review. Crit Rev Biomed Eng. 2000;28(5–6):
667–707.
6. Zhu X, Son DW, Ong JL, Kim K. Characterization of hydrothermally
treated anodic oxides containing Ca and P on titanium.
J Mater Sci Mater Med. 2003;14(7):629–34.
7. van Dijk K, Schaeken HG, Wolke JG, Jansen JA. Influence of
annealing temperature on RF magnetron sputtered calcium
phosphate coatings. Biomaterials. 1996;17(4):405–10.
8. Massaro C, Baker MA, Cosentino F, Ramires PA, Klose S,
Milella E. Surface and biological evaluation of hydroxyapatitebased
coatings on titanium deposited by different techniques.
J Biomed Mater Res. 2001;58(6):651–7.
9. Yang Y, Kim KH, Ong JL. A review on calcium phosphate
coatings produced using a sputtering process—an alternative to
plasma spraying. Biomaterials. 2005;26(3):327–37.
10. Ozeki K, Mishima A, Yuhta T, Fukui Y, Aoki H. Bone bonding
strength of sputtered hydroxyapatite films subjected to a low
temperature hydrothermal treatment. Biomed Mater Eng. 2003;
13(4):451–63.
11. Ozeki K, Aoki H, Fukui Y. Dissolution behavior and in vitro
evaluation of sputtered hydroxyapatite films subject to a low
temperature hydrothermal treatment. J Biomed Mater Res A.
2006;76(3):605–13.
12. Minkin C, Marinho VC. Role of the osteoclast at the boneimplant
interface. Adv Dent Res. 1999;13:49–56.
13. Gomi K, Lowenberg B, Shapiro G, Davies JE. Resorption
of sintered synthetic hydroxyapatite by osteoclasts in vitro.
Biomaterials. 1993;14(2):91–6.
14. Doi Y, Shibutani T, Moriwaki Y, Kajimoto T, Iwayama Y.
Sintered carbonate apatites as bioresorbable bone substitutes.
J Biomed Mater Res. 1998;39(4):603–10.
15. Maniatopoulos C, Sodek J, Melcher AH. Bone formation in vitro
by stromal cells obtained from bone marrow of young adult rats.
Cell Tissue Res. 1988;254(2):317–30.
16. van’t Hof RJ. Osteoclast formation in the mouse coculture assay.
In: Helfrich MH, Ralston SH, editors. Bone research protocols.
Totowa: Humana Press; 2003. p. 145–52.
17. Ozawa S, Kasugai S. Evaluation of implant materials (hydroxyapatite,
glass-ceramics, titanium) in rat bone marrow stromal cell
culture. Biomaterials. 1996;17(1):23–9.
18. Saltel F, Destaing O, Bard F, Eichert D, Jurdic P. Apatite-mediated
actin dynamics in resorbing osteoclasts. Mol Biol Cell.
2004;15(12):5231–41.
19. Kirstein B. Secretion of tartrate resistant acid phosphatase by
osteoclasts correlates with resorptive behavior. J Cell Biochem.
2006;98(5):1085–94.
20. Roodman GD. Advances in bone biology: the osteoclast. Endocr
Rev. 1996;17(4):308–32.
21. Sasaki T, Hong MH, Udagawa N, Moriyama Y. Expression of
vacuolar H(?)-ATPase in osteoclasts and its role in resorption.
Cell Tissue Res. 1994;278(2):265–71.
22. Saftig P, Hunziker E, Wehmeyer O, Jones S, Boyde A, Rommerskirch
W, et al. Impaired osteoclastic bone resorption leads to
osteopetrosis in cathepsin-K-deficient mice. Proc Natl Acad Sci
USA. 1998;95(23):13453–8.
23. Tezuka K, Nemoto K, Tezuka Y, Sato T, Ikeda Y, Kobori M,
et al. Identification of matrix metalloproteinase 9 in rabbit
osteoclasts. J Biol Chem. 1994;269(21):15006–9.
24. Gori F, Hofbauer LC, Dunstan CR, Spelsberg TC, Khosla S, Riggs
BL. The expression of osteoprotegerin and RANK ligand and the
support of osteoclast formation by stromal-osteoblast lineage cells
is developmentally regulated. Endocrinology. 2000;141(12):
4768–76.
25. Lossdo¨rfer S, Schwartz Z, Wang L, Lohmann CH, Turner JD,
Wieland M, et al. Microrough implant surface topographies
increase osteogenesis by reducing osteoclast formation and
activity. J Biomed Mater Res A. 2004;70(3):361–9.
26. Aoki H. Medical applications of hydroxyapatite. Tokyo, St.
Louis: Ishiyaku EuroAmerica Inc.; 1994.
27. Ozeki K, Aoki H, Fukui Y. Effect of pH on crystallization of
sputtered hydroxyapatite film under hydrothermal conditions at
low temperature. J Mater Sci. 2005;40(11):2837–42.
28. Matsumoto T, Okazaki M, Inoue M, Yamaguchi S, Kusunose T,
Toyonaga T, et al. Hydroxyapatite particles as a controlled
release carrier of protein. Biomaterials. 2004;25(17):3807–12.
29. Nakamura I, Duong IT, Rodan SB, Rodan GA. Involvement of
alpha(v)beta3 integrins in osteoclast function. J Bone Miner
Metab. 2007;25(6):337–44.
30. Keselowsky BG, Collard DM, Garcı´a AJ. Integrin binding
specificity regulates biomaterial surface chemistry effects on cell
differentiation. Proc Natl Acad Sci USA. 2005;102(17):5953–7.
31. Schneider GB, Zaharias R, Stanford C. Osteoblast integrin
adhesion and signaling regulate mineralization. J Dent Res. 2001;
80(6):1540–4.
32. Zhao C, Irie N, Takada Y, Shimoda K, Miyamoto T, Nishiwaki T,
et al. Bidirectional ephrinB2-EphB4 signaling controls bone
homeostasis. Cell Metab. 2006;4(2):111–21.
33. Karsdal MA, Neutzsky-Wulff AV, Dziegiel MH, Christiansen C,
Henriksen K. Osteoclasts secrete non-bone derived signals that
induce bone formation. Biochem Biophys Res Commun. 2008;
366(2):483–8.
J Mater Sci: Mater Med (2011) 22:1489–1499 1499
123
181
This is "AdvancePublicationArticle".
J-STAGE AdvancePublishedDate:July
'15,
2011
DentalMaterialsJournal
Dental Materials Journal 2011; 30(4):448-454
Bilinear elastic propertyof the periodonta!ligamentfor simulation using a
finiteelementmandiblemodel
LiborBoRÁK1,ZdenekFLOR|ANí,SoniaBARTÁKOVÁ2'PatrikPRACHÁR2,NatsukoMURAKAM|3,MasahirooNA3,
Yoshimasa IGARASH 13and NoriyukiWAKABAYASH13
1lnstituteof Solid Mechanics, Mechatronics and Biomechanics, Brno Universityof Technology,AntonÍnská548/1 cz 601 90 Bmo, Czech Republic
2StomatotogicalCtinic, Facutty of Medicine, Masaryk University,ŽerotÍnovonám. 617/9, Brno-město, Bmo, Czech Republic
3Removable Partial Prosthodontics, Department of Masticatory Function Rehabilitation,Division of Oral Health Sclences, Graduate School, Tokyo
Medical and Dental University, 1-5-45Yushima, Bunkyo-ku, Tokyo 113-8549,Japan
Conesponding author, NoriyukiWAKABAYASHI; E-mail: wakabayashi.rpro@tmd.ac.jp
This study aimed to introduce a procedure for ďetermining the bilinear elastic moduli (E 1 and E2) of the periodontal ligament for a
mathematical tooth model to analyse stress in the mandible. The bone and tooth morphology were scanned from a dry skull and an
extracted intact tooth, respectively, and reconstructed in a three-dimensional finite element model. The model showed good agreement
with previously reported in uiuo premolar movement when an E 1 for the first phase tooth movement of 0.05 MPa and an E2 for the
second phase of 8.0 MPa with erzof 0.075 were adopted. The mandible model analysis indicated that a remarkably high maximum
compressive stress in the cervical cortical bone and the tensile stress in areas of masticatory muscle attachment were found. Future
stress analyses using a jaw model may follow the process of determination of bilinear moduli to enhance accurate simulation with less
calculation time.
Keyutord,s:Finite element analysis, Elastic modulus, Mandibular bone
INTRODUCTION
The effect of masticatory forces on the supporting
mandible is not sufficiently understood in terms of stress
and strain. To determine the influence of masticatory
forces on potential risks of damage in the oral tissues,
the stress distributions created in the oral structures
under function must be determinedr). The threedimensional
finite element (FE) method has been used to
estimate the stress distribution within soft and hard
tissues2).In such mathematical models, tooth movement
is ideally represented as a nonlinear behaviour, because
the relationship between applied force and tooth
displacement is expressed by a non-linear curve rather
than by a straight line. According to a classic paper from
the 1950sR),the incisor tooth was largely displaced during
a small horizontal force up to 1 N, though the increment
of the displacement was very small at a force above 100
N, resulting in the conclusion that this displacement was
a 2-phase movement.
Application of the non-linear material properties of
the periodontal ligament (PDL) to simulate tooth
movement allowed accurate prediction of stress in
periodontal tissuesa-6). However, because non-linear
analysis requires a large number of load steps compared
with linear structural analysis, the non-linear solutions
in a tooth model usually result in a tremendous computer
running time. To overcome the disadvantages of both
linear and non-linear analyses, an alternative
methodology using 2 moduli for approximation of the
non-Linear curve was advocatedD. Measurements of the
Color figures can be viewed in the online issue, which is avaiiable
at J-STAGE.
Received Oct 19, 2010: Accepted Mar 15, 2011
doi:10.4012/dmj.2010-170 JOI JST.JSTAGE/dmj/2010-170
load-displacement relationship of teeth in ratsa) and
pigso were approximated by bilinear models. A decision
process of the bilinear moduli should be conducted for
each model, usually by the inverse problem approach so
that each model accurately simulates the loaddisplacement
relationship of a tooth. However, a method
to determine the bilinear elastic moduli is not established.
In this study, a three-dimensional FE model was
created to reproduce the load-displacement of the
mandibular second premolar. The aim of the study was
to introduce a procedure for determining bilinear elastic
moduli, and to analyse the principal stress distribution
in the supporting mandibular bone under the simulated
occlusal bite force generated by the masticatory muscles.
MATERIALS AND METHODS
A fi,niteelement model
The model consisted of the mandibular right second
premolar, the periodontal ligament (PDL), and the
cancellous and cortical bone. The outline morphology of
the bone and the tooth were scanned from a dry skull
and an extracted intact tooth, respectively (Figs. 1a and
b). For this purpose, optical scanner ATOS was used
(ATOS Standard 3D; GOM mbH, Braunschweig,
Germany). In this specific case, the device was calibrated
for the camera and projector lenses focal length of 35 mm
and 17 mm, respectively. The accuracy of the device is
about 0.1 mm. The tooth had a crown length, from the
occlusal cusp to the cement-enamel junction, of 8.1 mm
and a root length, from the cement-enamel junction to
the root apex, of 13.4 mm. The morphological data were
reconstructed in a three-dimensional solid volume in the
182
This is "Advance PublicationArticle".
J-STAGE Advance PublishedDate:July 15,20'11
Dental MaterialsJournal
Dent Mater J 2011;30(4):448-454 449
CAD program (Rhinoceros version 3.0; Robert McNeel
and Associates) and in the preprocessor of the FE
program (ANSYS 11.0; ANSYS Inc., Canonsburg, PA,
USA) in the following way: The data in STl-format
created by the ATOS were exported into the Rhinoceros.
The reconstruction of the individual parts was carried
out and afterwards exported through lGES-format into
the Ansys for the final arrangement of the moďel. The
position of the tooth model in the mandible was
determined based on the typical radiographic view seen
in the Caucasian adults of healthy periodontal condition.
A 0.25 mm-thick homogeneous layer of the PDL was
attached to the root surface. The bone was modelled as a
cancellous core surrounded by the cortical bone with an
approximate thickness between 0.2 mm and 2.5 mm,
depending on the location. The smallest value was used
for the thin cortical bone layer around the tooth socket.
The value of 2.6 mm was used for the rest of the model
since it is a typical thickness in mandiblee'r0).The cortical
bone of the whole mandible model was meshed by a
4-node triangular shell element (cortical bone in general;
free mesh) and an 8-node quadrilateral shell element
(Iamina dura; mapped mesh). The cancellous bone was
meshed by a l0-node tetrahedral solid element (free
mesh). Enamel, dentin, and periodontium were meshed
by a 2O-node hexagonal solid element (mapped mesh).
The decision to exclude the pulp chamber and the dentine
structure from the model was based on the preliminary
test in addition to the previous studys) , in which the
effects of these factors were found to be negligible upon
the comparative evaluations of the stress distributions
in the periodontal structures and the supporting bone.
The model consisted of 151,578 elements. The element
edge length on the surface boundaries for the tooth was
0.25-0.50 mm and was 2 mm for the bone.
To determine the bilinear moduli of the PDL, a
segmented bone model was constructed by retrieving a
block from the right premolar vicinity of the mandibie
model (Fig. 1c). The maximum bucco-Iingual width,
mesial-distal length, and vertical height of the segment
model were 18 mm, 20 mm, and 25 mm, respectively.
The model was meshed by structurally solid elements
defined by 20 nodes having 3 degrees of freedom in
tetrahedral bodies consisting of 6I,266 elements. The
mesh size and arrangement were determined by
preliminary convergence tests for consistency of the
maximum principal stress in the cortical bonerr).
Material Properties
The tooth and the bone structures were assumed as
homogeneous, isotropic, and linear elastic materials.
The modulus of elasticity (E) and Poisson's ratio (p) of
each tissue were referred from previous studies?,r2-16)and
are shown in Table 1. Nine combination groups of
different bilinear elastic moduli of the PDL for each
phase @1 and E2) were assumed for comparison (MlM9,
Table 2). Values of El and E2 which were to be
investigated were proposed on the basis of earlier
papers?'8'r2'trl.In these papers E1 and E2 ranged from
0.05 MPa to 0.15 MPa and from 0.18 MPa to 5.24MPa.
Wry
Fig. 1 Three-dimensional finite element models. a: The
mandibular bone reconstructed from a dry skull.
The segmented area is shown in red. b: Meshed
second premolar tooth model without (left) and
with (right) the periodontal ligament. c: Meshed
segment model with the cortical (red) and
cancellous bone (purple) structures.
b
c
Table 1 The modulus of elasticity (E) and Poisson's
ratio (p) of the tooth structures and the bone.
Data were referred from previous studiesT ro-rr).
E (MPa) p
Cortical bone
Cancellousbone
Dentin
Enamel
16,000
690
19,000
84,000
0.3
0.3
0.3
0.3
Table 2 Nine combination groups of different elastic
moduli of the PDL for the first and second
phases (El and E2) with strain ranges below
and over erz=0.075,respectively.
Er (MPa) Ez (MPa)
0 . 1
0.5
M 1
M2
0.9M3
M4
0.05
0.05
0.05
0 . 1 0
0.10
0.10
0.05
0.05
0.05
M5
M6
M7
M8
M9
0 . 1
0.5
0.9
2.5
5.0
10.0
183
450
This is "AdvancePublicationArticle".
J-STAGE AdvancePublishedDate:Juty15,
DentalMaterialsJournal
2011
Dent Mater J 2011; 30(4): 448-454
respectively. The proposed values were intended to cover
evenly already known values and also to investigate
values which were not taken into account so far. The
values of El and E2 were used in strain ranges below
and over en=O.O757),respectivelytz'rsl.For the finite
element method, a bilinear material was modeled using
"multilinear elastic model option" which was included in
the Ansys material library. The bilinear properties were
input into the program as the stress-strain relationship
of the PDL represented by two moduli, or two lines in the
X-Y coordinate. In detail, the program requires for the
multilinear material curve "n" pairs of values (for the
constant temperature): stress 1 - strain 1, stress 2strain
2, up to stress n-strain n. As for the bilinear
material (n=2), these stress and strain values were
calculated from the characteristics E1, E2 and e12.
Therefore, the nonlinear relationship between the stress
and strain for the PDL was simply composed of the two
linear parts. For all the bilinear properties tested, the
displacements at the top of the buccal cusp by using the
segment model with these bilinear properties were
plotted as a function of the output vertical forces (Fig.
2a) and were analysed by comparing with previously
reported experimental datare).As the boundary condition,
zero displacement was prescribed for the nodes of the
lower surface of the cortical bone in all directions. The
bilinear material was modeled by using a pre-defined
'multilinear
model' which is part of Ansys material
library. El and E2 were investigated by running
consecutive solutions governed by macros written in
Ansys Parametric Design Langue (APDL).
Loading and boundary conditíons
The bilinear property obtained by the segment model
was used in the calculations of the mandible model (Fig.
2b). The masticatory forces were assumed at the areas of
the masticatory muscle attachments on the bone surface
for M. ma.sseter(Frvrnand Fur. on the right and left sides,
respectively, Fig. 2b), M. temporalis, (Fro and Fn.) and
M.pterygoideus medialis (Fo* and Fpr). The upper
surfaces of the right and left condyles were fixed in all
directions. A preliminary analysis was carried out to
obtain optimal force magnitudes so that the resultant
occlusal force in the second premolar constraint was 190
1qt8),which was applied in the vertical direction to the
tooth. The preliminary analysis was based on the model
of the same shape and material properties. The only
difference was that all active muscles were modelled
using finite 'link'
element (with the tension-only option).
The stiffness of the active-muscle elements is supposed
to be much higher than the other materials, e.g.young's
modulus of more than 100,000 MPa. 'Free'
ends of the
muscles were constrained in all directions. Nodes on the
bilateral condyles were fixed in all direction as well. The
inner force resultants in the muscles were determined on
the basis of the principles of equílibrium: 54 N for the left
M. masseter, 116 N for the right M. masseter, 4 N for the
left M. temporalis, 85 N for the right M. temporoljs, 78 N
for the left M.pterygoideus medialis, and 115 N for the
right M. pterygoideus medialis. Obtained values were
4**r
Fig. 2 Loading and boundary conditions. a: Buccolingual
cross section view of the segment model.
The vertical loading (F) and the resultant
displacement(A)are indicated with the locationof
fixation (triangles).b: The mandible model. Red
arrows indicate the location and direction of the
load generated by each muscle (see text for
detail).
similar in order of magnitude to those reported
previously2r).Note that the right side of the mandible is
the biting síde and the left side is the balancing side. In
the
'main'
analysis, the determined masticatory forces
were applied and the boundary condition was modified:
The occlusal force of 190 N used in the preliminary
analysis was removed and instead the zero displacement
was prescribed for nodes on the occlusal surface of the
tooth in the vertical direction. The principal stress
distribution in the model was calculated under the
loading condition.
Additional calculations were performed to evaluate
the maximum principal strain of the mandibular bone,
with decreased masticatory forces, which were
determined by multiplying the original forces by scale
factors of 0.1, 0.05, 0.01 and 0.00b. For control, the
maximum princípal strain at the same node was obtained
using a linear elastic modulus of 8.0 MPa. These were
conducted to evaluate the influence of the bilinear
property on the nonlinear characteristics of the maximum
principal strain in the mandible model. All calculations
were conducted on a hardware platform with Intel@
Coreru i7 CPU 950/3.07GH2 RAM 12.0 GB and the
operation system Windows 7. The approximate
calculatíon time for the segmented and the mandible
models were 10 min and 20 min, respectively.
RESULTS
The vertical displacement of the tooth cusp of the
segmented model as a function of the load up to 2 N is
shown with experimental data from a previous reportrn)
in Fig. 3.A higher modulus of 0.l MPa for E1 was entereď
into M4, M5, and MG that was not suited for a rapid
increment of the initial tooth movement. Figure 4 shows
a
184
This is "AdvancePublicationArticle".
J-STAGE AdvancePublishedDate:July
'15,
2011
DentalMaterialsJournal
Dent Mater J 2011; 30(4):448-454 45r
1
tr
i-..
I o.s{i
{)F
F
E o.o
+
lV í7 *
r i í a =
l Y t U Ý a t
h'Í9 E U.+
-1
= n 1L U v . !
O
ťá l
i
U
tr
tre o.o4
Eíl.}
č
E o.o3
th
É 0.02
.H 0.01
fo
0.05
1
load tNl
Fig. 3 The load-displacement relationship of the
segment model for the small load range. The
reported experimental data were shown by the
dotted curvere).
the load-displacement relationship of the rest of the
models (Ml to M2, and M7 to M9) under high load up to
200 N. The dotted horizontal line represents a presumed
vertical intrusion of 0.12 mm for a typical healthy
mandibular premolar tooth under the maximum
clenching effortz2).The Ml to M3 showed considerably
higher displacement compared with the reference
intrusion due to their lower E2 values, thus not
considered for further selecting process. Plots of the
vertical displacement as a function of E2 are shown in
Fig. 5. The approximated relationship can be expressed
by the curve y=0.4994to'742, with a coefficient of
correlation Gt) of 0.9912, where r is E2 and y is vertical
displacement. Accordingly, the reported displacement of
0.12 was obtained by an r value of approximately I MPa.
The result showed that the movement of the segment
model agreed with previously reported in uiuo premolar
movement when an E 1 for the first phase tooth movement
of 0.05 MPa and anF,2 for the second phase of 8.0 MPa
were adopted.
Distributions of the maximum first principal stress
(tensile stress) in the cortical bone are shown in Fig. 6a.
Concentration of the tensile stress up to 10.3 MPa was
found in some regions of the masticatory muscle
attachment and on the alveolar cancellous bone.
Increased tensile stress was apparent in the oblique line
of the mandible, mainly on the right side. A considerable
increase in tensile stress was also found in the region
near the bottom of the tooth socket. Figure 6b shows the
distributions of the minimum third principal stress
(maximum compressive stress) in the mandible.
Remarkably high values were found in the neighbourhood
of cervical areas, close to the contact with a model tooth
and in the area towards the angle of the mandible. An
increased pressure load was also apparent on the back
side, close to the ramus of the mandible. Concentration
of compressive stress was found in the cancellous bone
1 0 0 i 5 0
Loacl tlt{l
Fig. 4 The load-displacement relationship of the
segment model for a load up to 200 N. The dotted
horizontal line represents the reported vertical
intrusion of 0.12 mm22).
0 2 4 6 8 1 0
\bung'smodulusE2 [\'{Pa]
Fig. 5 Plotted vertical displacement under the load of
200 N as a function of the E2 (81=0.05).The
approximated relation was represented by the
dotted curve y=0.4994t0742with a coefficient of
correlation (R'z)of 0.9912. The horizontal line
indicates the reported vertical displacement of
0.12mm22).
near the apex of the tooth. A series of cross sections in
mesiodistal planes are presented for the maximum
compressive stress ďistributions of the cancellous bone
(Fig. 7).
The maximum principal strain of the alveolar
cancellous bone was shown at a site near the tooth
socket. The maximum principal strain as a function of
the load up to 20 N (Fig. 8) was graphed for both the
bilinear and the linear properties. For the bilinear model,
the maximum principal strain increased non-linearly
with the increase of the load, while the strain-load
relationship was linear proportional for the linear model.
!
E
* O.S
c)
$
oo
a
"('
5 0.4
E 02
F
,9
rrh:us rvis
y =0.4994x-0.7-+:
R'= 0.9911
185
This is "AdvancePublicationArticle".
J-STAGE AdvancePublishedDate:July 15,2011
DentalMaterialsJournal
452 Dent Mater J 2011; 30(4):448-454
il Firs{Principal (Íensile)strress
55 TS toa
{t3 2s *3 6i 9-0GnP.}
0_4 ?-6 t4-8 22_O 293
- .
-3-l 4_0 rt2 t8_4 25-?(IÚ|e)
Fig. 6 Principal stress contour graphics of the mandible model.
principal compressive stress (b) distributions are shown by
distal half at the premolar (right).
3_t0_8 -11_6
The first
the whole
-15-4 -109 43 -1-8 23
-r?3 -r?2 -8_6 4_r O_4(MPI)
principal tensile stress (a) and the third
mandible (left) and of the cross-sectioned
ffiffiffiffiffiffiffi
:.'i:r
i .
r f
-2-9 -2-t -l-3 4-5 1-9
-3-3 -2-s -r-T {l-9 0-l(MPa)
The third principal (compressive) stress distributions of the cancellous bone
mesial-distal planes in the second premolar vicinity.
Fig. 7 on a series of cross sections bv
186
This is "Advance PublicationArticle".
J-STAGE Advance PublishedDate:July 15,
DentalMaterialsJournal
2011
Dent Mater J 2011; 30G): 448-454 453
tr
g 0.8rlh
E 0.6. F
-
3 0.4-
/,(g
> 0.2
( x i 0 3 )
I
i
i
I
0 5 1 0 1 5 2 0
Load tNl
Fig. 8 The relationship of the load and the maximum
principal strain of the cancellous bone near the
root apex. Solid line indicates the calculated data
by the bilinear property @1=0.05 MPa, E2=8
MPa), while dotted line represents the result of
the linear analysis (E=8MPa).
As a result, the magnitude of the maximum strain of the
mandible model incorporating the linear property was
not consistence with that incorporating the bilinear
model.
DISCUSSION
Tooth movement as a load-displacement relationship is
typically represented by a 2-phase movement. The first
phase corresponds to an elastic range of periodontal
ligaments, and the second phase corresponds to
deformation of alveolar bone with a stretch of the PDLs
on the tensile sideB). Therefore, the agreement of
simulation-based tooth movement with jn uiuo ďata
should be assessed in both the first and second phases of
tooth movement. The initial process was conducted for a
Ioad less t}ran 2 N. Most available experimental data of
the stress-strain relationships of the human PDL were
obtained in the range of relatively small tooth movements,
presumably because of the limitations of high load
applications on human subjects. The nonlinear
exponentíal behaviour of tooth displacement in human
subjects has therefore been indicated by cases of
relatively low loads, and typically, moduli from 0.12 MPa
to 0.96 MPa were obtained under loads between 0 N and
2.0 N23).
The congruency between numerical force/deflection
curves by various bilinear parameters and experimental
curves were assessed and obtained from the rat
mandibular first molarsa)and from multi-rooted minipig
teeths), and an B2 of 0.60 MPa and 0.18 MPas),
respectively, were derived from these studies. These
considerably low values in comparison with those
obtained in the current studv (E2=8.0 MPa) were
attributed to the fact that the applied loads in these
studies were very low, from 0.15 N to 6 N. Models with
Iower B2 are likely to create an unrealistically large
tooth displacement under a simulated large bite force
such as 200 N (seeMI-MB in Figs. 4 and 5).However, in
studies usingbovine molar teethza)and teeth from human
cadaversz3),the modulus was calculated on the basis of
stress-strain plots with more than 0.4o/osttain that
should be created by a large bite force. The former
study2ir)reported that the elastic modulus of PDL ranged
between 4 MPa and 8 MPa, which is in agreement with
the result obtained in this study.
To assume the linear elasticity as a constant
material property of the periodontal ligament may lead
to an erroneous solution in the finite element method.
This was clearly shown by the result that the maximum
strain of the mandible was not precisely obtained in the
linear property model throughout the large load range
(Figs. 8). If an intermediate constant is used as the
elastic modulus of PDL, the tooth displacement would be
too smallunder a relatively low bite force, and too hígh
under a high load. The use of the linear static moďel is
suitable only for expression of deformation of a tooth
under a specific range of applied load. To express this
nonlinear behavior of PDL, an elastic property in the
form of a stress-strain curve may be input into an FEM
program. The load applied to a model is subdívided into
a series of multiple load increments. In each step, the
program performs a linear solution and checks for
convergence. Ifthe convergence criteria are not satisfied,
the load vector is reevaluated, and a new solution is
obtained. This iterative procedure continues until the
problem converges. Thus, the nonlinear solutions on a
three-dimensional tooth model often result in an unstable
solution or calculation error on the computer.
A bilinear elastic property used in a model that was
capable of predicting accurate movements often fails to
predict accuracy in models with different morphology
and dimensions. The use of bilinear moduli as a definitive
property for a future mathematical model with a different
morphology is therefore questionable. The methodology
to determine the bilinear moduli of the PDL in this study
was simple and reasonably applicable for models with
similar objectives; therefore, we propose that future
studies should follow this procedure to ďetermine the
property of each new model.
The stress analyses based on simulation in a jaw is
a promising tool for risk assessment of damage and
degradation of the bone and soft tissues. It is useful for
the preclinical phase evaluation of implant placement
and orthodontic treatment2r-').Such a structural analysis
allows determination of deformations. strains. and
stresses that are caused by applied force, pressure, and
thermal change. This method helps tremendously to
indicate the distribution of stresses in biomaterials and
human tissue that cannot be measured in uiuo. On the
basis ofthe stress contour graphics ofsectioned tooth, it
is clear that the maximum tensile stress is located close
to the tooth apex, where stress value is affected by
intrusion of the tooth and also by the limited thickness of
187
454
This is "Advance Publication Article".
J-STAGE Advance Published Date: July
Dental Materials Journal
1 5 , 2 0 1 1
Dent Mater J 2011; 30(4): 448-454
cortical bone. The maximum stress of the model of this
study did not exceed 3 MPa, and this finding is consistent
with the reported contact pressures or principal stresses
in human joint areas such as the hip, knee, or elbow,
which are usually similar to the maximum stress in the
cancellous bone surrounding a tooth26'27).Further studies
are needed to enhance the methodological development
of bone resorption and necrosis prediction by evaluating
the maximum tensile/compression stresses calculated in
mechanical simulation using the jaw models.
ACKNOWLEDGMENTS
This research was carried out within the framework of
the Stomatological Research Center of the Masaryk
University, Brno. The research was supported by the
funding No. SVC 1M0528 MŠMT provided by the
Ministry of Education, Youth and Sport of the Czech
Republic. The work on the model was funded by the
Research plan MSM 0021630518. Simulation modelling
of mechatronics systems was provided by the Czech
Ministry of Education, Youth and Sports. The research
was also supported by grant specificresearch FSI-J-10-70.
REFERENCES
1) KawarizadehA, Bourauel C, ZhangD, GÓtz W, Jáger A.
Correlation of stress and strain profiles and the distribution
ofosteoclastic cells induced by orthodontic loading in rat. Eur
J Oral Sci 2004; II2 l4O-147.
2) Song Y, Debski RE, Musahl V, Thomas M, Woo SL. A threedimensional
finite element model of the human anterior
cruciate ligament: a computational analysis with
experimental validation. J Biomech 2OO4;87:883-890.
3) Miihlemann HR. Periodontometry, a method for measuring
tooth mobility. Oral Surg Oral Med Oral Pathol 1951; 4:
1220-1233.
4) Kawarizadeh A, Bourauel C, Jáger A. Experimental and
numerical determination of initial tooth mobility and material
properties of the periodontal ligament in rat molar specimens.
Eur J Orthod 2003; 25:569-578.
5) Ona M, Wakabayashi N. Influence of alveolar support on
stress in periodontal structures. J Dent Res 2006; 85:
1087-1091.
6) Wakabayashi N, Ona M, Suzuki T, Igarashi Y. Nonlinear
finite element analyses: advances and challenges in dental
applications. J Dent 2008; 36: 463-47I.
7) Poppe M, Bourauel C, Jáger A. Determination of the elasticity
parameters of the human periodontal ligament and the
location of the center of resistance of single.rooteď teeth a
study of autopsy specimens and their conversion into finite
element models. J Orofac Orthop 2002; 63: BS8-370.
8) Ziegler A, Keilig L, Kawarizadeh A' Jáger A, Bourauel C'
Numerical simulation of the biomechanical behaviour of
multi-rooteď teeth. Eur J orthod 2005; 27:333-339.
9) Fukase H. Functional significance of bone distribution in the
human mandibular symphysis, Anthropol Sci, 2002; 11b:
55-62.
10) Schwartz-Dabney, C.L., Dechow, P.C., Variations in cortical
material properties throughout the human dentate mandible,
Am J Phys Anthropol, 2003; 120: 252-277.
11) Al-Sukhun J, Kelleway J. Biomechanics of the mandible: part
II. Development of a S-dimensional finite element model to
study mandibular functional deformation in subjects treated
with dental implants.Int J Oral Maxillofac Implants 2OO7:22:
455-466.
12) Dorow C, Krstin N, Sander FG. Experiments to determine the
material properties of the periodontal Ligament. J Orofac
Orthop 2002; 63: 94-104.
13) Dorow C, Krstin N, Sander FG. Determination of the
mechanical properties of the periodontal ligament in a
uniaxial tensional experiment. J Orofac Orthop 20OB; 64:
100-107.
14) Dorow C, Schneider J, Sander FG. Finite element simulation
of in uivo tooth mobility in comparison with experimental
results. J Mech Med Biol 2003;3: 79-94.
f5) Gei M, Genna F, Bigoni D. An interface model for the
periodontal ligament. J Biomech Eng 2002; 124: 588-546.
16) Tanne K, Yoshida S, Kawata T, Sasaki A, Knox J, Jones ML.
An evaluation ofthe biomechanical response ofthe tooth and
periodontium to orthodontic forces in adolescent and adult
subjects. Br J Orthod 1998; 25: 109-115.
17) Natali A, Pavan P, Carniel E, Dorow C. Viscoelastic response
of the periodontal ligament: an experimental-numerical
analysis. Connect Tissue Res 2004; 45 222-28O.
18) Tanne K, Inoue Y, Sakuda M. Biomechanical behavior of the
periodontium before and after orthodontic tooth movement.
Angle Orthod 1995; 65 123-128.
19) Parfitt GJ. Measurement of the physiological mobility of
individual teeth in an axial direction. J Dent Res 1960; 39:
608-6r8.
20) Kawaguchi T, Kawata T, Kuriyagawa T, Sasaki K. In uiuo
S-dimensional measurement of the force exerted on a tooth
during clenching.J Biomech2006;40:244-ZSt.
21) Kober C, Sti.ibinger S, Hellmich C, Sader R, Zeilhofer HF.
Finite element simulation of the human mandible: the role of
(natural)teeth.Int J Comput Dent 2008;11:169-174.
22) Kato K. The function of tooth supporting structures. Part II.
The dynamics of molars in function and at rest. J Jpn
Prosthodont Soc 1982;26 133-147.
23) Yoshida N, Koga Y, Mimaki N, Kobayashi K. In uiuo
determination of the centres of resistance of maxillary
anterior teeth subjected to retraction forces. Eur J Orthod
200I;23: 529-534.
24) Pini M, Wiskott HW, Scherrer SS, Botsis J, Belser UC.
Mechanical characterization of bovine periodontal ligament.
J Periodontal Res 2002; 37 237-244.
25) Cattaneo PM, Dalstra M, Melsen B. The finite element
method; a tool to study orthodontic tooth movement. J Dent
Res 2005; 84 428-433.
26) Takatori K, Hashizume H, Wake H, Inoue H, Nagayama N.
Analysis of stress distribution in the humeroradial joint. J
Orthop Sci 2002;7: 650-657.
27) Vaverka M, Návrat TS' Vrbka M, Florian Z, Fuis V. Stress
and strain analysis of the hip joint using FEM. Technol
Health Care 2006;14 27I-279.
188
http://www.ijos.org.cn Strecha et al. Non-Standard Solution to an Edentulous Mandible
doi: 10.4248/IJOS10030
Fixed Bicortical Screw and Blade Implants as a Non-Standard
Solution to an Edentulous (Toothless) Mandible
Juraj Strecha
1
*, Richard Jurkovic
2
, Tomas Siebert
3
, Patrik Prachar
4
, Sonia Bartakova
4
1
Eurodent Medima Ltd., Priehradka 20, 036 01 Martin, Slovak Republic
2
Deimperio Ltd., Liscie Nivy 6, 821 08 Bratislava, Slovak Republic
3
Dental Centre Ltd., Jeruzalemska 19, 91701 Trnava, Slovak Republic
4
Clinic of Dentistry, Faculty of Medicine, Masaryk University and St. Anne’s University Hospital, Pekarska 53, 65691 Brno,
Czech Republic
Abstract
Aim This paper deals with the treatment of an atrophied
toothless mandible with a fixing bridge carried by two nonstandard
implant systems.
Methodology Four bicortical screws were implanted into
the frontal part of the mandible and one implant on each side
was placed into the distal area of the mandible as a support
for a fixing bridge.
Results During the years 2002 – 2007 the authors placed a
total of 256 bicortical screw and 84 blade implants. During this
period only four bicortical screws and one blade implant
failed. The primary and secondary surgical success rate
was therefore above 98%, while the prosthetic success rate
was 100%. (Bridges which had to be re-fabricated due to
implant failure were not taken into account.)
Conclusion This approach is recommended as a highly
successful and affordable option for a wide range of
patients.
Keywords bicortical implant, blade implant, circular
bridge, edentulous (toothless) mandible
Received Dec.17, 2009; Revision accepted Mar. 5, 2010
Introduction
A dental implant is a suitable substitution for
one tooth or a group of teeth. After placing an
implant into the alveolar bone of the mandible or
the maxilla, the process of healing (osteointegration
or osseointegration) begins. The length of
healing varies, depending on anatomic conditions
and the type of implant. Generally, in the first days
after implantation, a phase of angiogenesis starts,
followed by the formation of new osseous tissue in
the bone around the implant. After two or three
weeks, bone recovery accompanied by osteoclastic
and osteoplastic phases takes place. An active
osteointegration is said to begin approximately
four weeks after implant placement. Good osteointegration
requires choosing an appropriate atraumatic
surgical procedure, sharp preservative tools,
and a stable position for the implant. Nowadays,
implantologists attempt to accelerate the process
of osteointegration by developing new implants
with bioactive surfaces. Good primary stability of
the implant is the most important requirement for
osteointegration.
Good mandible bone is essential for successful
application of various types of implants in different
diagnoses. In spite of frequent and significant
atrophy of the alveolar ridge of the mandible, the
success rate of implantation is higher in the
mandible than in the maxilla. A relatively wide
interforaminal area offers sufficient osseous tissue
for placement of enoseal implants. The most significant
advantage of this procedure is that we can
use the whole bone in the interforaminal area,
especially the firm cortical layer of the mandible.
The anatomy of this area provides anexcellent
Int J Oral Sci, 2(2): 105–110, 2010 - 105 -
189
Non-Standard Solution to an Edentulous Mandible Strecha et al. http://www.ijos.org.cn
primary stability for implants and greatly encourages
undisturbed and smooth osteointegration.
Strain can be placed on the bicortical self-taping
screws very soon or immediately after their placement.
This area is also used for fixed as well as for
removable partial dentures.
Materials and Methods
A bicortical implant is a one-phase self-taping
screw which can be placed into both cortical layers
of the mandible in the interforaminal area (Figure
1). The upper cortical layer can sometimes be a
problem due to the destructive periodontal process
and necessary correction of the alveolar ridge
during implant placement. The bicortical implant
is mainly applied to the lower cortical layer of the
mandibular edge, where it is firmly fixed. The
screwing part penetrates through the whole depth
of the mandible, the polished part passing through
a gingival layer and only an implant abutment
protrudes into the oral cavity (Figure 2). Implant
abutments can be of various shapes for bond or
screw crowns. The number of bicortical implants
that can be placed into the interforaminal area
depends on the mass and quality of the bone. In
our experience three implants are the minimum;
four implants are ideal n. A very important
requirement is to place bicortical implants as
parallel as possible which is not a technical
problem (Figure 2).
Figure 1 Bicortical implants
(Photo: Eurodent medima)
Lateral sections of an atrophied mandibular
bone are often very problematic for placement of
screw implants of an appropriate length. Lack of
Figure 2 Bicortical implants in X-ray image
(Photo: Eurodent medima)
Figure 3 Blade implant
(Photo: Eurodent medima)
bone mass above the mandibular canal and a
narrow and sharp edge disable even simple surgeries
during screw implantation. Complicated surgical
procedures in reconstruction of the alveolar ridge
and subsequent placement of numerous screw
implants have no place in common implantological
practice. The anatomical shape of the mandible
enables the surgeon to place blade implants by
means of an atraumatic operative procedure (Figure
3). Application of blade implants requires surgical
skills and adequate training.
Surgery
The surgical procedure begins with a crestal
incision along the length of ten frontal teeth (from
tooth 20 to tooth 29) and an auxiliary incision in
the median plane towards the vestibule of the
mouth. Subsequently a mucoperiost flap is made.
This flap should be large enough to enable a good
view into the operation field and provide enough
space for modification of the alveolar ridge if
necessary. In the area of the 22nd
, 23rd
, 26th
and
27th
tooth, holes are drilled into the lower edge of
the mandible. When the drill reaches the corticalis
- 106 - Int J O Sci, 2(2): 105–110, 2010
190
http://www.ijos.org.cn Strecha et al. Non-Standard Solution to an Edentulous Mandible
of the lower edge of the mandible, we continue
drilling for about one more millimeter. The drilled
holes have to be parallel to each other. Parallelism
of drilling is controlled with metal probes placed
into the drilled holes. The bone mash we obtain
from drilling is stored for later use. The depth of
the drilled holes is the same or slightly greater
than the length of the thread of the chosen
bicortical implants. We carefully place bicortical
implants one by one into the holes (Figure 4). At
this point it is necessary to emphasize that the
implants have to be placed very slowly – by
quarter-revolutions – because the cutting thread of
an implant can produce significant friction during
placement, overheating the surrounding bone and
causing irreversible damage to it. When the implant
reaches the bottom, it is tightened to 35 N⋅cm.
Bicortical implants implanted in this fashion are
very firm. We rinse the wound with a physiological
solution and suture the mucoperiost with
an atraumatic stitching material. We cut off the
excessive margin of the mucoperiost flap, which
remains from previous correction of the alveolar
ridge, into a suitable width so that the suture
remains without tension. The spaces between individual
implants are sutured with vertical mattress
stitches. In the neck area of the implants, we
suture the mucoperiost from both sides with
individual stitches very close to each implant.
Figure 4 Bicortical implants with periimplant
augmentation
(Photo: Eurodent medima)
In the second phase of the operation, we extend
the original crestal incision distally up to section 8.
Mucoperiost is lifted and the top of the alveolar
ridge is cleared of scar tissues and slightly corrected.
In section 6, we drill three holes with a fissure drill
into the corticalis at a distance of 1–2 mm. We
interconnect these holes by means of the fissure
drill to form a slot. Then we place a circular cutter
(delivered by the producer of the blade implants)
onto the slot and cut a groove into the corticalis
the length of the body of the blade implant.
Wherever necessary, we modifie the required depth
of the groove with the fissure drill. The entire
procedure can also be done atraumatically using a
more time-consuming surgical technique called
piezosurgery (Sivolella et al., 2007).
The blade implant is inserted into the prepared
groove and softly knocked with an inserting tool
and hammer to the bottom so that the implant body
is placed approximately 1 mm below the alveolar
ridge peak (Figure 5). A blade implant placed in
this way is very stable. Then we fill the part of the
groove over the implant body with the bone mash
obtained in the first stage of operation. Finally, we
suture the mucoperiost with mattress stitches in
combination with individual stitches applied on
both sides of the implant abutments (with slight
bending it is possible to achieve parallel alignment
of the abutments of blade implants on both sides).
After the operation, the patient is given suitable
analgesics and broad-spectrum antibiotics.
Figure 5 Preoperative image of bicortical implants
and blade implant placed into the left lateral area of
the mandible
(Photo: Eurodent medima)
Prosthetic Phase
Approximately ten days after operation, when
the mucoperiost has healed, we remove the stitches
and make a double imprint into a silicone imprint
substance (Figure 6). With the first imprint we
check the alignment of implants. Slight irregularities
could be removed with a cutter before the
Int J Oral Sci, 2(2): 105–110, 2010 - 107 -
191
Non-Standard Solution to an Edentulous Mandible Strecha et al. http://www.ijos.org.cn
second imprint. The second imprint registers the
occlusion of the opposite teeth. Then the prosthetic
phase continues in a dental laboratory with a
dental technician preparing a metal construction.
Later we tested this construction by placing it onto
the abutments (Figure 7). We checked its stability
and the state of the individual abutments, connecting
members and occlusion. It is advisable to
check the bite occlusion once more with the
silicone imprint and if necessary, the dental technician
can re-plaster the models in an articulator,
and finish the work by putting a ceramic layer on
it. We test the prepared bridge by setting it on the
abutments. When it was stable and causes no
problems with articulation, we fix it with glass
ionomer cement (Figure 8).
Figure 8 Fixed bridge
(Photo: Eurodent medima)
is modelled so that hygiene around the implants
does not problems. This is easily achieved because,
in the mandible, we focus more on function and
hygiene than on “red-white” aesthetics. After completing
the prosthetic phase, we instruct the patient
on how to brush their “new teeth”. The first
check-up is two weeks after the operation and
depending on the result of the oral cavity
examination; we then plan a further recall. Three
months after implant load, we check the state of
implants by X-ray, and then repeat this each
successive year (Figure 9).
Figure 6 The state 10 days after placement of
bicortical and blade implants
(Photo: Eurodent medima)
Figure 9 X-ray examination after 2 years
(Photo: Eurodent medima)
Results
From 2002 to 2007 we placed 256 bicortical
implants into the mandible. We applied 84 blade
implants into the lateral area of the mandible. We
made 29 supported removable dentures and 32
fixed circular bridges. During this period only one
blade implant broke. Four bicortical implants
healed with fibrous integration and had to be
removed. Out of these four, two bicortical implants
were replaced with new implants into the neighFigure
7 Test of a metal supra-construction
(Photo: Eurodent medima)
If the wound has not healed properly or there
are complications, we postponed fabrication of a
permanent bridge for three months, and the patient
uses a temporary resin splint bridge.
As we have often used this procedure in elderly
(toothless) patients, the shape of the fixing bridge
- 108 - Int J O Sci, 2(2): 105–110, 2010
192
http://www.ijos.org.cn Strecha et al. Non-Standard Solution to an Edentulous Mandible
Table 1 Revie of bicortical and blade implants use in the years 2002–2007
Number of bicortical
implants
Number of blade
implants
Number of supported
dentures
Number of circular
bridges
Total number of implants 256 84 29 32
Failure of bicortical implants 4
Failure of blade implants 1
Success rate 98.4% 98.8%
Men 8 15
Women 21 17
Mean age 58 years
bouring area and the prosthesis was re-fabricated
(Table 1).
In our experience, a successful implant placement
depends on good primary healing of the
mucoperiost above the implant body. This can be
achieved with precise surgery of the mucoperiostal
lobe and application of atraumatic sutures. The
success rate of bicortical implants is generally
very high and can be further ensured by precise
drilling into the tooth bed with a sharp drill and
careful and slow insertion of the implants into the
bone. The shape and exact length of bicortical
implants (mainly the screw part) are ordered at a
manufacturer according to data taken from the
patient’s orthopantographic image or CT scan or
an analysis of study models.
Discussion
The described method is a non-standard therapeutic
treatment of an atrophied toothless mandible.
Therapy by means of a Brånemark’s bridge, which
has up to now been modified by development of
new implant surfaces, is still considered to be the
“gold standard” in implantology (Brånemark et al.,
1987). This method is perfectly elaborated and
described in many scientific studies; however, the
costs are quite high for the patient. The procedure
we have suggested in this paper is less expensive.
This is a non-standard alternative to a fixed
denture and the patients prefer it to a totally
removable denture.
In screw implants, the heaviest strain is placed
on the cervical area of the implant, on the site
where the implant enters the crestal bone (Pierrisnard
et al., 2003). For implantologists – as well as
for us – this means that it is necessary to anchor
the implants bicortically (if anatomy allows). This
is the basis of this implant system (Payne et al.,
2001; Tawse-Smith et al., 2001). The difference in
this system is determining which cortical layer
(besides corticalis of the crestal bone) is used for
stabilization of the bicortically anchored implant.
Joeng et al. tried a model anchored into the lingual
cortical layer of bone, but their evaluations did not
confirm the advantages of this option (Jeong et al.,
2003). We anchored implants into the inner part of
the lower edge of the frontal body of the mandible
because it provides better stability than the lingual
cortical bone.
In modern dental implantology, the history of
blade implants was started by Professor Linkow in
the USA (Linkow, 1968). Blade implants are not
considered a standard implant system. Despite this,
they are successfully used in Slovakia as well as in
other countries, although less often than other
types of screw implants (Roberts, 2002). However,
there are many papers describing the blade implants
(Commissionat et al., 1996; Roberts, 1996;
Veron et al., 1997; Roberts, 2002). In our practice,
we have used two-abutment blade implants placed
into the distal area of the alveolar ridge of the
mandible for stabilization of fixing bridges in
connection with bicortical screws inserted interforaminally.
We consider this method a stable and
suitable therapeutic method for a group of elderly
patients who either have anatomical problems with
their alveolar ridge or do not have enough money
to pay for a standard fixed denture, Brånemark’s
bridge, or other type of circular bridge.
Other authors have reported on the use of
transmandibular implants in the extremely atrophied
mandible. These implants have excellent primary
Int J Oral Sci, 2(2): 105–110, 2010 - 109 -
193
Non-Standard Solution to an Edentulous Mandible Strecha et al. http://www.ijos.org.cn
stability but this treatment is much more traumatic
than the use of bicortical screws (Stellingsma et al.,
2004) .
Conclusion
Our five-year experience with this non-standard
implant system confirms its functionality, stability
and ease of home care. The method is appropriate
for reconstruction of an atrophied toothless mandible
in elderly patients and in patients who
choose this alternative for financial reasons. It is
important to emphasize that non-standard implant
systems require an experienced and skilful surgeon.
We stress that the success rate of healed blade
implants depends very much on atraumatic work
with bone and mucoperiost. Only then is it possible
to guarantee good long-term results.
In the study we used bicortical and blade
implants made by VNI fy. Frank-Kreisler from the
Czech Republic (www. dentalniimplantaty.cz), and
by fy. Martikan from the Slovak Republic (www.
martikan.eu). Both implant systems are made of
biocompatible material (titanium).
The materials have been tested and their production
is approved by certificate no. 080092QS/
NB, certificate 080093T/NB and EC certificate no.
44133/101/1/2007/CE valid in the European Union.
References
Brånemark PB, Zarb, GA, Albrektson, T (1987). Tissueintegrated
protheses: osseontegration in clinical
dentistry. Special edition for Nobelpharma Chicago.
Illinois: Quintessence Publishing, p350.
Commissionat Y, Poulmaire F (1996). Blade implants: new
ideas. Rev Stomatol Chir Maxillofac, 97(5): 283–287.
Jeong CM, Caputo AA, Wylie RS, Son SC, Jeon YC
(2003). Bicortically stabilized implant load transfer. Int
J Oral Maxillofac Implants, 18(1): 59–65.
Linkow LI (1968). The blade vent – a new dimension in
endosseous implantology. Dent Concepts, 11(2): 3–12.
Payne AG, Tawse-Smith A, Kumara R, Thomson WM
(2001). One-year prospective evaluation of the early
loading of unsplinted conical Brånemark fixtures with
mandibular overdentures immediately following surgery.
Clin Implant Dent Relat Res, 3(1): 9–19.
Pierrisnard L, Renouard F, Renault P, Barquins M (2003).
Influence of implant length and bicortical anchorage
on implant stress distribution. Clin Implant Dent Relat
Res, 5(4): 254–262.
Roberts R (2002). Placement of plate-form implants using
osteotomes. J Oral Implantol, 28(6): 283–289.
Roberts RA (1996). Types, uses, and evaluation of the
plate-form implant. J Oral Implantol, 22(2): 111–118.
Sivolella S, Berengo M, Fiorot M, Mazzuchin M (2007).
Retrieval of blade implants with piezosurgery: two
clinical cases. Minerva Stomatol, 56(1/2): 53–61.
Shen TC (1999). The use of different implant modalities in
the atrophied ridge. J Oral Implantol, 25(2): 109–113.
Stellingsma K, Raghoebar GM, Meijer HJ, Stegenga B
(2004). The extremely resorbed mandible: a comparative
prospective study of 2-year results with 3
treatment strategies. Int J Oral Maxillofac Implants,
19(4): 563–577.
Tawse-Smith A, Perio C, Payne AG, Kumara R, Thomson
WM (2001). One-stage operative procedure using two
different implant systems: a prospective study on
implant overdentures in the edentulous mandible. Clin
Implant Dent Relat Res, 3(4): 185–193.
Veron C, Chanavaz M (1997). Implant rehabilitation of
distal mandibular atrophy using a blade implant. Rev
Stomatol Chir Maxillofac, 98(Suppl 1): 17–22.
*Corresponding author: Juraj Strecha
Address: Eurodent Medima s.r.o., Priehradka 20, 036 01 Martin, the Slovak Republic
E-mail: strecha@medima.sk
- 110 - Int J O Sci, 2(2): 105–110, 2010
194
Diffractive-optics-based sensor as a tool for detection
of biocompatibility of titanium and titanium-doped
hydrocarbon samples
Raimo Silvennoinen,1,
* Stanislav Hasoň,2
Vladimír Vetterl,2
Niko Penttinen,1
Martti Silvennoinen,1
Kari Myller,3
Pavlína Černochová,4
Sonia Bartáková,4
Patrik Prachár,4
and Ladislav Cvrček5
1
Department of Physics and Mathematics, University of Eastern Finland,
P.O. Box 111, FI-80101 Joensuu, Finland
2
Institute of Biophysics, Academy of Sciences of the Czech Republic, v.v.i. Královopolská
135, CZ-612 65 Brno, Czech Republic
3
MGM-Devices Ltd., FI-82210, Suhmura, Finland
4
Centre for Dental and Craniofacial Research, Faculty of Medicine, Masaryk University,
Komenskeho nam. 2, 662 43 Brno, Czech Republic
5
HVM Plasma Ltd., Na Hutmance 2, 158 00 Prague 5, Czech Republic
*Corresponding author: raimo.silvennoinen@uef.fi
Received 2 April 2010; revised 4 August 2010; accepted 28 August 2010;
posted 7 September 2010 (Doc. ID 126411); published 7 October 2010
Adsorption of the elongated human plasma fibrinogen (HPF) and globular human serum albumin
molecules on a titanium-based surface is monitored by analyzing permittivity and optical roughness
of protein-modified surfaces by using a diffractive optical element (DOE)-based sensor and variable angle
spectro-ellipsometry (VASE). Both DOE and VASE confirmed that fibrinogen forms a thicker and more
packed surface adlayer compared to a more porous and weakly adsorbed albumin adlayer. A linear relation
of the permittivity (ε0) and dielectric loss (ε00) was found for some of the dry titanium-doped hydrocarbon
(TDHC) surfaces with excellent HPF adsorption ability. We discuss some aspects of TDHC’s aging
and its possible effects on fibrinogen adsorption. © 2010 Optical Society of America
OCIS codes: 050.1970, 240.2130, 240.5770, 170.3890, 170.1850.
1. Introduction
The most frequently used biomaterial in hard tissue
replacement, such as dental and orthopedic implants,
is titanium. Biomaterial devices made of titanium
are satisfactory products from a human health
point of view [1–7]. The effective surface tension, as
well as the surface energy related to the topography
of surface, which can be varied by different processing
methods, is assumed to influence the final
interactions of the implant with the surrounding environment.
It is also reported that rough surfaces
promote better osseointegration than smooth surfaces
[8–11]. After implantation, within a few seconds,
the biomaterial surface becomes coated with
a film of adsorbed proteins that mediate the interaction
between the implant and the body environment.
Since an implant is exposed to blood during implantation,
the initial protein layer is mainly composed of
plasma proteins. Human plasma fibrinogen (HPF)
is the relevant protein that adsorbs on biomaterial
surfaces. HPF partakes in blood coagulation, and
facilitates adhesion and aggregation of platelets
0003-6935/10/295583-09$15.00/0
© 2010 Optical Society of America
10 October 2010 / Vol. 49, No. 29 / APPLIED OPTICS 5583
195
[12,13]. The structure and composition of the adsorbed
protein layer determine the type and extent
of the subsequent biological reactions, such as activation
of coagulation and immune response and osseointegration
[14]. Thus, the initially adsorbed
protein layer is a factor determining biocompatibility
[15–23]. In recent years, interest has been focused on
preparation of hydrocarbons doped with Ti and researchers
have used different methods to analyze
biocompatibility of important proteins [24,25].
However, the mechanisms and factors that are important
for protein adsorption and desorption are
still not well understood. Therefore, it is of interest
to focus scientific research on finding out how different
surfaces influence the formation of the protein
layers and their properties.
In this paper, we chose two model plasma proteins
with significant differences in their size and shape
[HPF as a rodlike protein having a mass of 340 kDa,
compared to a globular human serum albumin (HSA)
with a mass of 66 kDa]. The aim is to distinguish
their adsorption behavior on mechanically polished
titanium surfaces (frequently used biomaterial in
hard tissue replacement) with the aid of DOE (dynamical
measurement of adsorption process of protein
on surface in electrolyte solution—wet measurement)
and VASE (measurement of thickness of
adsorbed protein layer on material surface after removal
the protein-modified surface from protein
solution followed by half-hour drying in air-dry measurement).
Secondly, quite recently we found a significant
correlation between the complex dielectric
constant of dry titanium-doped hydrocarbon surfaces
and ability for HPF adsorption on these treated surfaces
supposing a linear relation of the permittivity ε0
and dielectric loss ε00
of studied surfaces [26,27].
Therefore we start to study how aging process of
TDHC surfaces influenced the fibrinogen adsorption
for possible use the TDHCs as an appropriate material
for dental implants productions.
2. Materials and Methods
A. Treated Titanium Surfaces
The titanium-doped hydrocarbon (TDHC) surfaces
(TixC1−x) and diamondlike carbon (DLC, Ti0:00C1:00)
were prepared by the plasma-enhanced chemical vapor
deposition (PECVD) method (see, e.g., [28,29]).
We prepared three TixC1−x differing in carbon proportion
as follows: Ti0:82C0:18, Ti0:38C0:62, and Ti0:09C0:91.
In the beginning the thickness of titanium oxide
layer was measured with a polished titanium surface
and its depth was about 220 nm. The thickness of
TixC1−x coatings produced by using PECVD ranged
from 2.5 to 3:5 μm, which is thick enough in the optical
sense to consider it as a solid bulk layer [28,29].
To investigate the biocompatibility of different
TDHC surfaces, we measured the adsorption of
HPF, an elongated protein molecule with dimensions
of 45 nm × 9 nm × 6 nm [12] and mass of 340 kDa, on
these TDHC surfaces either immediately after their
preparation or after two-year storage. The adsorption
ability of different TDHC surfaces for HPF
has been compared with the HPF adsorption on mechanically
polished titanium surfaces (a frequently
used biomaterial in hard tissue replacement), which
serves in this study as a reference surface. With mechanically
polished titanium, we also studied the adsorption
behavior of HSA) a protein with an ellipsoid
shape and dimensions of 14nm × 4 nm (the HSA
molecule is frequently approximated with a sphere
with a radius of about 6 nm [20] and mass of 66 kDa).
B. Chemicals
HPF (fraction I, type III) and HSA (97%–99%) were
purchased from Sigma. In all experiments, both proteins
were dissolved in a phosphate buffer solution of
þ0:136 M sodium citrate, which serves as a background
electrolyte. Measurements were performed
at room temperature.
C. Coherent and Noncoherent Response of DOE Sensor
The thicknesses of the adsorbed protein layers on differently
treated titanium surfaces were sensed utilizing
the coherence response of a DOE sensor, as shown
in Fig. 1. The DOE sensor utilizes an expanded and
focused laser beam (λ ¼ 632:8 nm), which is realized
by using the lens system L1–L2 to hit on the studied
surface, which has a complex refractive index N4
through a comparison liquid (water) in a cuvette
via a beam splitter (BS) and a cuvette window having
a complex refractive index N1. The BS directs a backscattered
laser beam on the DOE aperture (shown in
the lower inset of Fig. 1), which detects if the wavefront
is distorted either after chemical reactions of
the ions of the background electrolyte with studied
surface or adsorption of added proteins (denoted as
complex refractive index N3) on the examined surface,
which is immersed in the solution of background
electrolyte (denoted as N2). A distorted 4 × 4 light spot
DOE image is grabbed from two-dimensional photo
array of the charge-coupled device (CCD) and is
Fig. 1. Geometric setup of DOE sensor with sample cuvette compartment
for Ropt measurements. The lower inset denotes the
aperture of the DOE, whereas the upper inset denotes a reconstructed
4 × 4 spot matrix image of the DOE by using nondistorted
wavefront.
5584 APPLIED OPTICS / Vol. 49, No. 29 / 10 October 2010
196
analyzed using a computer (PC). The changes in Ropt,
which relate to surface roughness Ra [30,31], are detected
utilizing the coherent response of the DOE sensor.
The layer thickness adsorbed on treated titanium
surfaces is calculated from the captured DOE image
data of the 4 × 4 light spot matrix, which is shown in
the upper inset of Fig. 1. The irradiance of the peaks
were calculated utilizing Eq. (1) as follows:
IC ¼
1
npkmpk
Xnpk;mpk
ipk¼1;jpk¼1
Iipk;jpk
; ð1Þ
where npk and mpk are the pixel dimensions of each of
the 16 peaks in the DOE image and Iipk;jpk
is the image
irradiance observed by the (ipk; jpk)th element of the
peak in the DOE image captured by the CCD camera.
The 16 different diffractive lenses are integrated utilizing
the superposition principle in the DOE aperture,
obeying coherent response for each pixel with
complex wavefront amplitude Ai;j as follows IC ¼
j
P
Ai;jj2
, which satisfies the principle of compact
and phase sensitive interferometer. The DOE element
images the 4 × 4 light spot matrix in its focal
plane. If the reconstructing wavefront does not satisfy
the terms of hologram imaginary, the spot image matrix
does not appear in the image plane. The same disappearance
of spot images holds, for instance, in the
case where the radiant exitance from the laser resonator
in the TEM00 mode starts to suffer from the appearance
of sidemodes, and the DOE will spatially
filter out those images from its original 4 × 4 light spot
image. It is shown with tedious numerical simulations
that the irradiance of the 4 × 4 spots will decrease
as a function of optical path length (OPL)
and will disappear when the OPL exceeds λ=4. This
response is published and appears in Fig. 8.21(b) of
Ref. [32]. It is also observable that this response resembles
the response of the Beckmann–Spizzichino
model [33]. To discover the thickness of the adsorbed
layer N3, we first calculated the irradiance of the
peaks utilizing Eq. (1) and, after that, the optical path
difference Δr, which can be understood as an optical
roughness (Ropt), is solved inversely by using this response.
During our previous measurements, we have
noted that the accuracy of 0:2 nm can be achieved by
using this one-arm interferometric technique [34].
Similar accuracy limits are also reported for the coupling
dynamics of lasers of self-mixing interferometers
in vibrometer applications ranging from 0:1 nm
to 100 μm [35], whereas the accuracy of conventional
two-arm interferometers used in optical diagnostics
of random phase objects [36], as well as in optical diagnostics
of rough surfaces [37], is estimated to
be ∼0:005 μm.
To be sure that the irradiance of peaks (coherent
response) do not contribute any uncertainties in
the noncoherent response, we subtract the irradiance
portion of peaks from the total irradiance of the DOE
image:
INC ¼
1
nSWmSW
XnSW;mSW
iSW¼1;jSW
¼1
IiSW;jSW
−
1
npkmpk
Xnpk;mpk
ipk¼1;jpk¼1
Iipk;jpk
: ð2Þ
The upper picture of the inset of Fig. 1 shows the total
region of the signal window of the DOE sensor.
Respecting the signal window (SW) the total numbers
of sensor pixels in Eq. (2) are denoted by nSW
and mSW in the perpendicular direction. Although
the 16 different diffractive lenses are integrated by
utilizing the superposition principle in the DOE
aperture, the noncoherent response (pixel areas outside
of the coherent peaks) for each pixel with complex
wavefront amplitude Ai;j now satisfies the
relation INC ¼
P
jAi;jj2
, which relates to the gloss
of the surface. Typically the gloss is a function of
(1) reflectance (related to complex refractive index
or complex permittivity), (2) angle of light incidence
in the specular case, and (3) surface texture. If the
angle of light incidence and the texture of a surface
are assumed to be constant, it is possible to sense the
possible permittivity change when the surface is located
in water or in an electrolyte solution. In the
case of a DOE sensor, the gloss (G) and optical roughness
(Ropt) are measured simultaneously from the
same surface area by using the respective noncoherent
and coherent response of DOE.
D. DOE Sensing of Proteins Adsorption on Treated
Titanium Surfaces
First, DOE sensor images were made from surfaces
immersed in triply distilled water for 100 s; the
images serve as a reference signal for each of the studied
materials. Second, the water was removed from
the cuvette and either the background electrolyte or
the protein solution was injected into the cuvette, followed
by recording of the DOE images during a 600 s
period. The diameter of the laser beam waist on the
all surfaces was 1 mm. Thereafter, we compared the
optical roughness Ropt values, which were measured
by the DOE sensor as a function of time from the
interface of the treated titanium surface and the electrolyte
in the absence or presence of protein molecules.
The threshold of optical roughness of the
treated titanium surface was canceled out by measuring
the baseline of Ropt in distilled water, whose
refractive index (n ¼ 1:333) was close to that of the
background electrolyte (n ¼ 1:342.
E. VASE Sensing of Protein Adsorption on Treated
Titanium Surfaces
To compare a dynamic measurement (time dependent)
of the adsorption process of model proteins
on the studied material surfaces sensed by the
DOE, VASE was used to corroborate the thicknesses
of the adsorbed protein layers on the studied surfaces
after the protein-modified surfaces were removed
from the protein solution and air dried for a half-
hour.
10 October 2010 / Vol. 49, No. 29 / APPLIED OPTICS 5585
197
The complex refractive index values Nnκ ¼ n þ iκ
are functions of wavelength λ and they were utilized
in the calculation of the effective dielectric constant
ε ¼ ε0
þ iε00
¼ N2
nκ, where ε0
¼ n2
− κ2
and ε00
¼ 2nκ.
The harmful effects caused by the possible appearance
of surface roughness [38,39] were avoided by
performing the ellipsometric measurements at an incidence
angle of 75° for the probe beam with a Woollam
variable angle spectro-ellipsometer (W-VASE).
The W-VASE was operated in the wavelength range
from 200 to 1700 nm. The complex permittivity values
of all studied surfaces were calculated from the
complex refractive index data, which were obtained
by the spectro-ellipsometer.
3. Results and Discussion
A. Optical Sensing of Adsorbed Model Proteins on
Treated Titanium Surfaces
We chose two model plasma proteins with significant
differences in their size and shape (HPF is a rodlike
protein having a mass of 340 kDa, compared to a globular
HSA with a mass of 66 kDa). The aim is to distinguish
their adsorption behavior on mechanically
polished titanium surfaces with the aid of a DOE
(dynamic measurement of the adsorption process of
protein on surfaces in an electrolyte solution—wet
measurement) and ellipsometry (measurement of
the thickness of the adsorbed protein layer on a
protein-modified surface after it is removed from a
protein solution air dried for a half-hour).
First, we measured the dynamics of the gloss (G)
and optical roughness (Ropt) of the mechanically polished
titanium surface [Fig. 2(a)] in the presence of
either 500 nM HPF or 500 nM HSA solutions using
the DOE sensor within a 10 min period [Figs. 2(b)–
2(e)]. Before measurement of both the G and Ropt
parameters of the mechanically polished Ti surface
in the presence of proteins, the reference measurements
of this surface in water and background electrolyte
were made. From Fig. 2, it can be seen that
the ions of the background electrolyte (we can assume
chemical interaction between the ions of the background
electrolyte and the polished Ti surface) affected
the permittivity of the mechanically polished
Ti surface (difference of the G parameter for polished
Ti in electrolyte compared to water), but did not
change the surface texture of the polished Ti (the
Ropt of polished Ti is practically identical for both
water and electrolyte). A similar dependence for G
and Ropt parameters after replacing the water with
the background electrolyte was also observed for
the nanostructured Ti0:82C0:12 surface Fig. 3. After addition
of both the HPF and HSA molecules (500 nM),
we can recognize the increase of the optical roughness
(Ropt) of the polished Ti surface, which indicates protein
adsorption. The optical roughness of adsorbed fibrinogen
adlayer was about 5:1 nm, which is about 4
times higher than that of the adsorbed adlayer of albumin,
which was 1:3 nm thick [Figs. 2(c) and 2(e)].
The DOE results may indicate that fibrinogen at a
500 nM concentration initially adsorbs rapidly with
its long axis parallel to the polished Ti surface. This
orientation is usually energetically favorable because
of the possibility that the protein will form additional
bonds to the surface. From the DOE results, we can
assume either that the albumin is weakly adsorbed
on a polished Ti surface in comparison with fibrinogen,
or that the albumin adlayer is less packaged
(more porous) due to the spherical shapes of albumin
molecules. The presence of both HPF and HSA molecules
also caused higher changes in the permittivity
(displayed by means of higher dynamics of the G parameter)
of the polished Ti surface compared with those
observed for polished Ti surface in contact with either
the water or the background electrolyte, which also
indicates protein adsorption [Figs. 2(b) and 2(d)]. The
presence of lower (500 nM) and higher (4 μM) HPF solutions
also caused changes of both the G and Ropt
parameters of the nanostructured Ti0:82C0:12 surface
[Figs. 3(b) and 3(c)]. Nevertheless, the average optical
roughness of Ti0:82C0:12 surface is about 55 nm, which
is much higher than the increase of roughness of the
protein-modified Ti0:82C0:12 [Fig. 3(c)] and implies
only weak HPF adsorption on Ti0:82C0:12. Also, the
relative changes in permittivity of the Ti0:82C0:12
surface after addition of protein molecules are very
close to those observed in the presence of the background
electrolyte [Fig. 3(b)]. This can suggest that
chemical interaction between the ions of the electrolyte
and the Ti0:82C0:12 surface have a much higher effect
on the permittivity change of the Ti0:82C0:12
interface than the presence of 500 nM HPF molecules
in the solution, which are only weakly adsorbed on the
nanostructured Ti0:82C0:12 surface. Here we point out
that the extension coefficients of the solutions (water,
electrolyte without and with HPF molecules) are negligible
even in the ultraviolet wavelength range, as
shown in Fig. 4, being κ ¼ 1:55 × 10−8
, 4:87 × 10−8
,
and 1:30 × 10−8 for water and for electrolyte without
and with HPF molecules measured at a photon energy
of 1:959 eV (632 :8 nm) of the DOE probe laser beam.
Second, we analyzed with the aid of VASE measurement
the effective thickness [the effective thickness
was calculated from the spectral complex
refractive index (Nnκ) by utilizing the Beer–Lambert
law [IEðn; κÞ ¼ IE0 expð−4πκz=λÞ] of both the HPF and
HSA adlayers adsorbed on a polished Ti surface that
was removed from a protein solution and followed by
a half-hour drying process (Fig. 5). The effective
thickness of the HPF and HSA adlayers at the
DOE probe wavelength of 632:8 nm were 1.1 and
0:4 nm, respectively. Both methods thus confirmed
that fibrinogen forms a thicker and more packed surface
adlayer compared to a more porous and weakly
adsorbed albumin adlayer on a mechanically polished
Ti surface.
B. Effect of Aging of TDHC Samples on Adsorption
Behavior of Fibrinogen
On the basis of our recently published DOE and ellipsometry
measurements, we found significant
5586 APPLIED OPTICS / Vol. 49, No. 29 / 10 October 2010
198
Fig. 2. (a) SEM image from a mechanically polished titanium surface. The length of the scale bar is 1 μm. Temporal gloss (G) in GU and
optical roughness (Ropt) in meters of a mechanically polished titanium surface, when the surface, immediately after polishing, is in water,
in electrolyte, and in electrolyte with HPFor HSA molecules with concentration of 500 nM. Gloss of (b) HPFand (d) HSA, optical roughness
of (c) HPF and (e) HSA.
10 October 2010 / Vol. 49, No. 29 / APPLIED OPTICS 5587
199
correlation between the complex dielectric constant
of dry TDHC surfaces and the ability for HPF adsorption
on these treated surfaces. The adsorption of fibrinogen
molecules relates to a slope of dielectric
loss and permittivity (∂ε00
=∂ε0
) as follows: ε00
¼ aε0
þ b,
where a ¼ 1:634 and b ¼ −5:877 [26,27]. We observed
that the very good adsorption of HPF can be achieved
on TDHC samples having 34% and 9% Ti content
(these surfaces have, in a ε0
–ε00
plane, a small distance
deviation from the line ε00
¼ 1:634ε0
− 5:877,
ε0
¼ −5:877, as shown in Fig. 6) in comparison with
a poor HPF adsorption on surfaces either rich in
titanium (Ti content higher than 50%) or only on
pure DLC coatings (the distances of these surfaces
from the line in the ε0
–ε00
plane are at the least 1 order
higher, as shown in Fig. 6). From tribological testing
it has been observed that nanostructured TDHC surfaces
(Ti content is lower than 15%) have moderate
hardness and minimal values of the friction coefficient
and the wear rate [28,29]. Because of these
mechanical parameters, it seems that these nanostructured
TDHC materials could be, in the near
future, used as an appropriate material for dental
implant production. Therefore, we start to study
how the aging process of TDHC surfaces influences
the fibrinogen adsorption.
In Fig. 6 are shown the effective dielectric
constants (dielectric permittivity) from five studied
Fig. 4. Extinction coefficient of the electrolyte without (dashed
curve) and with HPF molecules (5 μM) (solid curve), whereas
the extinction coefficient of water meets the wavelength axis in
the ultraviolet range. The numbers shown on the λ axis are in
meters.
Fig. 3. (a) SEM image from a nanostructured Ti0:82C0:12 surface.
The length of the scale bar is 1 μm. (b) Temporal gloss (G) in GU
from a carbon treated titanium surface (Ti0:82C0:12), when the surface
is in water, in electrolyte, in electrolyte with HPF (500 nM)
and in electrolyte with HPF (4 μM). (c) Temporal optical roughness
(Ropt) in meters from the same Ti0:82C0:12 surface. Note that the
average optical roughness of the nanostructured surface is 55 nm.
Fig. 5. Spectral complex refractive index (Nnκ) of mechanically
polished titanium surfaces modified by HPF (squares) and HSA
(circles). Ellipsometric measurements were performed in air after
a half-hour of drying to remove the protein-modified surface from
the protein solution (500 nM concentration), where the spontaneous
adsorptions during 15 min proceed. Dotted curves represents
the response from the titanium surface in the presence of
only background electrolyte. (a) Real part and (b) imaginary part
of Nnκ for the respective interface layers.
5588 APPLIED OPTICS / Vol. 49, No. 29 / 10 October 2010
200
surfaces measured at photon energy Eλ ¼ 1:959 eV.
The first value represents the averaged dielectric
constant from the equal numbered sets of mechanically
polished and polished þ heat-treated
(170 ° C=30 min) Ti surfaces, which act as the comparison
(Ticomp) surface. The standard deviation
of the averaged permittivity ε ¼ −1:83ðÆ0:65Þ −
9:16iðÆ1:74iÞ is quite wide from sample to sample
due to different mechanical polishing procedures (remains
and defects of surface texture and roughness).
The three TDHC samples and the DLC sample were
produced by the PECVD method, controlling the
severity of chemical vapor deposition in plasma enhancement
to satisfy the carbon concentrations.
The samples are denoted as follows: Ti0:82C0:18,
Ti0:38C0:62, Ti0:09C0:91 and DLC (Ti0:00C1:00). For
clarity, in the Fig. 6 we indicate the standard deviations
in permittivity ε0
and dielectric loss ε00
by the
horizontal and vertical lines only for the case of
Ticomp reference measurements (the standard deviations
in permittivity and dielectric loss for other surfaces
are plotted in Table 1). Figure 6 and Table 1
show a consecutive increase in permittivity ε0
and dielectric
loss ε00
values, as well as in water contact angles
for all long-term stored TDHC surfaces, except
for the Ti0:09C0:91 surface. This behavior might arise
from the consecutive adsorption of carbon oxides
from air on the surface of long-term stored material.
Similar results have been recently published for patterned
metal surfaces that were stored about 51 days
in air using the water contact angle measurement
and x-ray photoelectron spectroscopy [40].
The Ropt values of freshly prepared, differently
treated Ti surfaces in the presence of 500 nM HPF
showed that a significant adsorption of fibrinogen
was detected with Ticomp, Ti0:38C0:62, and Ti0:09C0:91, in
contrast to a weak adsorption detected on Ti0:82C0:18
and DLC (white bars in Fig. 7). From Fig. 7 it can be
also seen that the Ti0:82C0:18 and DLC surfaces show
negative Ropt values, which means that the surface
has become smoother during contact with the background
electrolyte in the absence and/or in the
presence of HPF. Both the Ti0:82C0:18 and DLC materials
contained, on the top of their surfaces, different
nanometer-scale carbide agglomerates, the growth of
which is probably surface-energy-driven [41]. We can
speculate that (i) a chemical interaction between ions
of the electrolyte and surface can change the distribution
and dimension of these nanometer carbide agglomerates,
which is reflected by lowering of Ropt
values in comparison with those measured in water
as a reference for each of the studied materials or
(ii) a part of fibrinogen molecules can be repeatedly
desorbed from weakly adsorbed, rather porous fibrinogen
adlayers that formed on these surfaces. Preliminary
results of Fig. 7 show also that adsorption of
carbon oxides from air on long-term stored surfaces
can affect the surface textures and values of Ropt of
these surfaces during repetitive measurements in
the presence of background electrolyte without or
with added protein molecules.
When compared the Ropt data measured after longterm
storage of the surfaces to the Ropt data measured
from the freshly prepared (reference) surfaces,
HPF is still adsorbed on both the Ti0:38C0:62 and
Ti0:09C0:91 surfaces, but with smaller magnitude, as
shown by the gray bars in Fig. 7. A water contact
Fig. 6. Complex effective dielectric constants (dielectric permittivity)
for the Ticomp surface and four carbon treated titanium surfaces
at Eλ ¼ 1:959 eV. The markers without (reference surfaces)
and with dots denote the two-year time frame between the measurements.
For clarity, the standard deviations in permittivity ε0
and dielectric loss ε00 directions are indicated by horizontal and vertical
lines on each dielectric constant marker without a dot. Parameters
for the line are as follows: ε00
¼ aε0
þ b, where a ¼ 1:634 and
b ¼ −5:877.
Table 1. Complex Effective Dielectric Constants (Dielectric Permittivity) ε ¼ ε0 þ iε00 at Eλ ¼ 1:959 eV and Water Contact Angles
(θ in Degrees) with Standard Deviations for the Five Studied Surfacesa
Treatment
of Samples ε2007 ε2009 ε2007 ε2009
Ticomp — — — —
PECVD
Ti0:82C0:18
−1:49 − 6:02i −1:47 − 6:50i 81:1 Æ 2:6 86:7 Æ 6:5
PECVD
Ti0:38C0:62
0:08 − 5:68i 0:39 − 6:49i 77:9 Æ 3:1 85:7 Æ 2:7
PECVD
Ti0:09C0:91
2:03 − 2:58i 2:23 − 2:68i 75:0 Æ 0:4 78:9 Æ 6:5
DLC Ti0:00C1:00 4:45 − 1:57i 4:95 − 1:72i 70:7 Æ 2:0 79:9 Æ 2:9
a
The subscripts 2007 and 2009 denote the two-year time frame between the measurements. The dielectric losses ε00
of samples (with
magnitude of standard deviations shown in Fig. 6) are listed according to severity.
10 October 2010 / Vol. 49, No. 29 / APPLIED OPTICS 5589
201
angle measurement revealed that aged TDHC surfaces
are characterized by higher water contact angles
(about 8%) than those of the freshly prepared
TDHC surface, as shown in Table 1, which suggests
that air aging of TDHC materials produces a slightly
hydrophobic surface. It is well known that fibrinogen
exhibits a less organized secondary structure upon
adsorption onto a hydrophobic surface than onto a
hydrophilic one. Computation of surface energy density
(γ) from water contact angles showed that the
TDHC surfaces have a smaller surface energy density
than the surfaces of other carbon/graphite materials
[42,43], which can be connected with the
occurrence of nanometer carbide agglomerates that
decrease the effective contact area of a water droplet
with the TDHC surface and increase the effective
area of the gas–water interface under the droplet.
In addition, the increase of the hydrophobic character
of aged TDHC surfaces may be contributed to by
the appearance of gaseous nanobubbles [44].
The effective thickness of the HPF molecule layers
on the Ti0:82C0:18, Ti0:38C0:62, Ti0:09C0:91, and DLC surfaces
after the long-term storage were 0.47, 0.51,
1.59, and 0:13 nm, which were calculated from the
Nnκ data of the VASE measurements in air utilizing
the Beer–Lambert law at the DOE probe wavelength
of 632:8 nm. These effective thicknesses estimated
for adsorbed HPF adlayers from the VASE measurements
are in accordance with the respective Ropt
values of the HPF layers sensed by the DOE sensor
(see the gray bars in Fig. 7).
4. Conclusion
In this paper, it is shown that a DOE-based sensor
and a VASE can serve as efficient tools for monitoring
the adsorption processes of proteins that differ in
size and shape on differently treated titanium surfaces.
On the basis of a permittivity change and fluctuation
of an optical roughness of differently treated
titanium surfaces, we were able to distinguish between
adsorption behavior of a rodlike protein represented
by HPF and globular HSA. Both methods
confirmed that fibrinogen forms a thicker and more
packed surface adlayer compared to a more porous
and weakly adsorbed albumin adlayer. In addition,
we found a significant correlation between the complex
dielectric constant of dry TDHC surfaces and
the ability of fibrinogen adsorption on these surfaces,
supposing a linear relation of the permittivity ε0
and
dielectric loss ε00
of the surfaces studied. The fibrinogen
adsorbs well on the following surfaces: mechanically
polished titanium and TDHC samples having
34% and 9% Ti content. Poor fibrinogen adsorption
was observed either on hydrocarbons rich in Ti content
(higher than 50%) or on pure DLC coatings.
After two years of storage, favorable fibrinogen adsorption
was still detected on a TDHC surface having
9% Ti. The hydrocarbons with low Ti content have
moderate hardness and a minimal wear rate, which
increases the focus of these materials for a new dental
implant production.
This work was supported by the Ministry of
Education and Sport of the Czech Republic
(1M0528), the Academy of Sciences of the Czech
Republic (KAN200040651), the Grant Agency of the
Czech Republic (202/08/1688 and 205/10/2378), the
Ministry of Education, Youth and Sports of the Czech
Republic (LC06035), institutional research plans
(Ministry of Education, Youth and Sports of the Czech
Republic AVOZ50040507, AVOZ50040702), and the
Academy of Finland (131539/31.03.2009).
References
1. B. Walivaara, B. O. Aronsson, M. Rodahl, J. Lausmaa, and P.
Tengvall, “Titanum with different oxides—in-vitro studies of
protein adsorption and contact activation,” Biomaterials 15,
827–834 (1994).
2. V. Ball, A. Bentaleb, J. Hemmerle, J.-C. Voegel, and P. Schaaf,
“Dynamic aspects of protein adsorption onto titanium surfaces:
mechanism of desorption into buffer and release in
the presence of proteins in the bulk,” Langmuir 12, 1614–
1621 (1996).
3. M. I. Jones, I. R. McColl, D. M. Grant, K. G. Parker, and T. L.
Parker, “Protein adsorption and platelet attachment and activation,
on TiN, TiC, and DLC coatings on titanium for cardio
vascular applications,” J. Biomed. Mater. Res. 52, 413–421
(2000).
4. Y. Yang, R. Cavin, and J. L. Ong, “Protein adsorption on
titanium surfaces and their effect on osteoblast attachment,”
J. Biomed. Mater. Res. A. 67, 344–349 (2003).
5. N. Juany, P. Yang, Y. X. Leng, J. Y. Chen, H. Sun, J. Wang, G. J.
Wang, P. D. Ding, T. F. Xi, and Y. Leng, “Hemocompatibility of
titanium oxide films,” Biomaterials 24, 2177–2187 (2003).
6. F. Hook, J. Voros, M. Rodahl, R. Kurrat, P. Boni, J. J. Ramsden,
M. Textor, N. D. Spenser, P. Tengvall, J. Gold, and B. Kasemo,
“A comparative study of protein adsorption on titanium oxide
surfaces using in situ ellipsometry, optical waveguide lightmode
spectroscopy, and quartz crystal microbalance/
dissipation,” Colloids Surf. B 24, 155–170 (2002).
Fig. 7. Optical roughness (Ropt) in meters of the Ticomp and four
carbon treated titanium surfaces, when Ropt of the surface immersed
in background electrolyte in the absence of HPF molecules
is subtracted from Ropt of the same surface immersed in background
electrolyte in the presence of HPF molecules. The bar legends
2007 and 2009 denote the two-year time frame between the
measurements. The vertical lines denote standard deviations on
the bars, where adsorption of HPF molecules on the surface is
significant.
5590 APPLIED OPTICS / Vol. 49, No. 29 / 10 October 2010
202
7. K. Imamura, M. Shimomura, S. Nagai, M. Akamatsu, and K.
Nakanishi, “Adsorption characteristics of various proteins to a
titanium surface,” J. Biosci. Bioeng. 106, 273–278 (2008).
8. D. L. Cochran, “A comparison of endosseous dental implant
surfaces,” J. Periodontol. Periodontics 70, 1523–1539 (1999).
9. T. J. Webster, R. W. Siegel, and R. Bizios, “Osteoblast adhesion
on nanophase ceramics,” Biomater. 20, 1221–1227 (1999).
10. P. M. Brett, J. Harle, V. Salih, R. Mihoc, I. Olsen, F. H. Jones,
and M. Tonetti, “Roughness response genes in osteoblasts,”
Bone 35, 124–133 (2004).
11. E. Jansoon and P. Tengvall, “Adsorption of albumin and IgG to
porousandsmoothtitanium,” ColloidsSurf.B35,45–51(2004).
12. P. Cacciafesta, A. D. L. Humphris, K. D. Jandt, and M. J. Miles,
“Human plasma fibrinogen adsorption on ultraflat titanium
oxide surfaces studied with atomic force microscopy,” Langmuir
16, 8167–8175 (2000).
13. P. Cacciafesta, K. R. Hallam, A. C. Watkinson, G. C. Allen, M.
J. Miles, and K. D. Jandt, “Visualisation of human plasma fibrinogen
adsorbed on titanium implant surfaces with different
roughness,” Surf. Sci. 491, 405–420 (2001).
14. H. Nygren, P. Tengvall, and I. Lundstrom, “The initial
reactions of TiO2 with blood,” J. Biomed. Mater. Res. 34,
487–492 (1997).
15. S. Kidoaki and T. Matsuda, “Adhesion forces of the blood plasma
proteins on self- assembled monolayer surfaces of alkanethiolates
with different functional groups measured by
an atomic force microscope,” Langmuir 15, 7639–7646 (1999).
16. A. G. Hemmersam, M. Foss, J. Chevallier, and F. Besenbacher,
“Adsorption of fibrinogen on tantalum oxide, titanium oxide
and gold studied by the QCM-D technique,” Colloids Surf. B
43, 208–215 (2005).
17. M. Rouahi, E. Champion, O. Gallet, A. Jada, and K. Anselme,
“Physico-chemical characteristics and protein adsorption potential
of hydroxyapatite particles: influence on in vitro biocompatibility
of ceramics after sintering,” Colloids Surf. B
47, 10–19 (2006).
18. I. van derKeere, R. Willaert, A. Hubin, and J. Vereecken, “Interaction
of human plasma fibrinogen with commercially pure
titanium as studied with atomic force microscope and x-ray
photoelectron spectroscopy,” Langmuir 24, 1844–1852 (2008).
19. J. M. Garguilio, B. A. Daves, M. Buddie, F. A. M. Köck, and R.
J. Nemanich, “Fibrinogen adsorption onto microwave plasma
chemical vapor deposited diamond films,” Diam. Relat. Mater.
13, 595–599 (2004).
20. X. Wang, L. Yu, C. Li, F. Zhang, Z. Zheng, and X. Liu, “Competitive
adsorption behaviour of human serum albumin and
fibrinogen on titanium oxide films coated on LTI-carbon by
IBED,” Colloids Surf. B 30, 111–121 (2003).
21. C. Galli, M. C. Coen, R. Hauert, V. L. Katanaev, M. P. Wymann,
P. Gröning, and L. Schlapbach, “Protein adsorption on topographically
nanostructured titanium,” Surf. Sci. Lett. 474,
L180–L184 (2001).
22. W. J. Ma, A. J. Ruys, R. S. Mason, P. J. Martin, A. Bendavid, Z.
Liu, M. Ionescu, and H. Zreiqat, “DLC coatings: effect of
physical and chemical properties on biological response,”
Biomaterials 28, 1620–1628 (2007).
23. K. Cai, J. Bossert, and K. D. Jandt, “Does the nanometer scale
topography of titanium influence protein adsorption and cell
proliferation?” Colloids Surf. B 49, 136–144 (2006).
24. A. Choukourova, A. Grinevicha, D. Slavinska, H. Biedermana,
N. Saitob, and O. Takaib, “Scanning probe microscopy for the
analysis of composite Ti/hydrocarbon plasma polymer thin
films,” Surf. Sci. 602, 1011–1019 (2008).
25. A. Grinevich, L. Bacakova, A. Choukourov, H. Boldyryeva, Y.
Pihosh, D. Slavinska, L. Noskova, M. Skuciova, V. Lisa, and H.
Biederman, “Nanocomposite Ti/hydrocarbon plasma polymer
films from reactive magnetron sputtering as growth support
for osteoblast-like and endothelial cells,” J. Biomed. Mater.
Res. A. 88, 952–966 (2009).
26. R. Silvennoinen, V. Vetterl, S. Hasoň, M. Silvennoinen, K.
Myller, J. Vanek, and L. Cvrček, “Sensing of parameters behind
attachment of human plasma fibrinogens on carbon
doped titanium sur1aces: an optical study,” Proc. SPIE
7388, 73881A (2009).
27. R. Silvennoinen, V. Vetterl, S. Hasoň, M. Silvennoinen, K.
Myller, J. Vanek, and L. Cvrček, “Optical sensing of attached
fibrinogen on carbon doped titanium surfaces,” Adv. Opt. Technol.2010,
942349, doi:10.1155/2010/942349.
28. T. Vitu, T. Polcar, L. Cvrcek, R. Novak, J. Macak, J. Vyskocil,
and A. Cavaleiro, “Structure and tribology of biocompatible
Ti–C:H coatings,” Surf. Coat. Technol. 202, 5790–5793 (2008).
29. T. Polcara, T. Vitu, L. Cvrcekd, R. Novak, J. Vyskocild, and A.
Cavaleirob, “Tribological behaviour of nanostructured Ti-C:H
coatings for biomedical applications,” Solid State Sci. 11,
1757–1761 (2009).
30. J. Räsänen, M. Savolainen, R. Silvennoinen, and K. Peiponen,
“Optical sensing of surface roughness and waviness by
computer generated hologram,” Opt. Eng. 34, 2574–2580
(1995).
31. R. Silvennoinen, “Sensing of waviness of glossy and rough
surface by DOE sensor,” Proc. SPIE 7388, 73880N (2009).
32. R. Silvennoinen, K-E. Peiponen, and K. Myller, Specular Gloss
(Elsevier, 2008).
33. P. Beckmann and A. Spizzichino, The Scattering of Electromagnetic
Waves from Rough Surface (Pergamon, 1963).
34. R. Silvennoinen, V. Vetterl, S. Hasoň, H. Tuononen, M.
Silvennoinen, K. Myller, L. Cvrček, J. Vaněk, and P. Prachár,
“Sensing of human plasma fibrinogen on polished, chemically
etched and carbon treated titanium surfaces by diffractive optical
element based sensor,” Opt. Express 16, 10130–10140
(2008).
35. S. Donati, “Coupling dynamics in lasers and applications in
self-mixing interferometry,” in Summaries of the 2nd International
Meeting on Optical Sensing and Artificial Vision
(Editorial Department of Saint Petersburg State University
of Information Technologies, Mechanics and Optics, 2008),
p. 67.
36. O. V. Angelsky, and P. P. Maksimyak, “Optical Diagnostics of
random phase objects,” Appl. Opt. 29, 2894–2898 (1990).
37. O. V. Angelsky, A. P. Maksimyak, P. P. Maksimyak, and S. G.
Hanson, “Optical correlation diagnostics of rough surfaces
with large surface inhomogeneities,” Opt. Express 14,
7299–7311 (2006).
38. R. A. M. Azzam and N. M. Bashra, Ellipsometry and Polarized
Light (North-Holland, 1977).
39. S-M. F. Nee and T-W. Nee, “Principal Mueller matrix of
reflection and scattering measured for a one-dimensional
rough surface,” Opt. Eng. 41, 994–1001 (2002).
40. A-M. Kietzig, S. G. Hatzikiriakos, and P. Englezos, “Patterned
superhydrophobic metallic surfaces,” Langmuir 25, 4821–
4827 (2009).
41. J.-M. Zhang, F. Ma, K.-W. Xu, and X.-T. Xin, “Anisotropy
analysis of the surface energy of diamond cubic crystals,” Surf.
Interface Anal. 35, 805–809 (2003).
42. S. Bar-Chaput and C. Carrot, “Interactions of active carbon
with low- and high-molecular weight polyethylene glycol
and polyethylene oxide,” J. Appl. Polym. Sci. 100, 3490–3497
(2006).
43. W. Brandl, G. Marginean, V. Chirila, and W. Warschewski,
“Production and characterisation of vapour grown carbon fiber/polypropylene
composites,” Carbon 42, 5–9 (2004).
44. X. H. Zhang, A. Quinn, and W. A. Ducker, “Nanobubbles at the
interface between water and hydrophobic solid,” Langmuir 24,
4756–4764 (2008).
10 October 2010 / Vol. 49, No. 29 / APPLIED OPTICS 5591
203
2.1 Evolving methods of assessment
Michael Manogue1Ã
, Mary Kelly2
y, Sonia Bartakova Masaryk3
z, George Brown4
z,
Frank Catalanotto5
z, Teo Choo-Soo6
z, Elis Delap2
z, Pavel Godoroja7
z, Ikuko Morio8
z,
Jerome Rotgans9
z and Mare Saag10
z
1
University of Leeds, UK; 2
University of Dublin, Ireland; 3
University of Brno, Czech Republic; 4
Nottingham University, UK; 5
University of Gainsville,
Florida, USA; 6
University of Singapore, Singapore; 7
University of Chisinau, Moldova; 8
Tokyo Medical and Dental University, Japan;
9
University of Aachen, Germany; 10
Tartu University, Estonia
This Working Section is concerned with evolving methods of
assessment in dental education. It focuses on newer methods
of assessment that might have relevance for broader application.
Although it cannot provide answers to all the questions it
raises, it is hoped that the contribution it makes is of value in
the process of the development of a global network in dental
education.
Key words: assessment, dental education, methods.
ß Blackwell Munksgaard, 2002
Introduction
What is assessment?
ESSENTIALLY, assessment is a process of making a
judgement or measurement of worth. It consists
oftakingasampleofbehaviours,drawinginferencesand
makingestimatesofworth(1).Tobeeffective,thesample
needs to be representative of the behaviour skills or
attributes being assessed: hence the importance of using
several instances whenever possible, as well as using
different methods and different observers. The methods
of drawing inferences should be consistent across observers
or instruments and based on clearly defined, trans-
parentmeasures.Theestimatesofworthshouldbebased
on explicit values derived from methods of consensual
validation. An effective assessment procedure should
provide a valid, reliable and practicable assessment of
knowledge and understanding, problem-solving perfor-
manceorprofessionalattributes.Definedskillsshouldbe
assessed. Tasks should be related directly to course aims
and objectives (or learning outcomes) and should be
evaluated by explicit criterion referenced methods (2).
Criteria should be agreed by staff and understood by
students. In the development of more sophisticated criteria,
it has been demonstrated that student learning can
be enhanced if students are involved in the definition of
thecriteriatobeappliedandthatachangefrom‘HowdidI
do?’ to ‘How can I get better?’ may ensue (3). One can see
thecomplexitiesofthechallenge:whiletechnicalachievement
might be quantified, the assessment of professional
attributes, for example, is not simple. This subsection
discusses some of the issues that face dental schools in
evolving methods of assessment.
Even if an assessment has been designed for judgement,
it should be possible to provide feedback to
students on their performance, in terms of relative
strengths and weaknesses so that they may learn from
the experience. Staff should be informed of the outcome
of the process, to provide an overview of the strengths
and weaknesses of the course in relation to quality of
teaching or appropriateness of assessment tasks, and to
review how modifications might be made.
Assessment and learning
Assessment is central to the success of any educational
programmeandislinkedverycloselywithstudentlearning
(4). It is well recognized that student learning is
influenced and directed by methods of assessment
(3, 5, 6). For example, it has been noted that in the assessment
of medical students, a change from the award of
pass/fail reports at the end of a clinical attachment to a
structured, clinical, practical examination led to an increase
in the amount of time students spent on the wards
(7) as students realized they needed to be able to perform.
This Working Section discussed issues in relation
to how students learn. There is evidence to suggest that
Eur J Dent Educ; 6 (Suppl. 3): 53–66
Printed in Denmark. All rights reserved
53
Ã
Chairperson.
yRapporteur.
zGroup member.
204
students’orientationto‘deep’learning(thatis,thesearch
for meaning and understanding) declines in undergrad-
uatecourses(8).Dentistryhasbeenimplicatednegatively
in this respect (9). Therefore, evolving methods of assessment
should be directed towards the encouragement of
deeper learning strategies. It is fortunate that there are
examplesofcurricula(forexample,problem-basedlearning,
PBL) and assessment practices, that can promote
deep,elaboratedlearningandimprovedlong-termrecall
(10–12). Critics of PBL, e.g. (13) have claimed that ‘traditional’
curricula and assessment might allow students to
score more highly on knowledge of clinical content (the
example given was in medicine), so the aim of educators
should be to strike a balance between enhancing relevant
knowledge,developingclinicalskillsandunderstanding
and fostering self-directed learning (14, 15).
Course designers are becoming increasingly aware of
the need to develop reflective, lifelong learners who can
assess their own performance and behaviour accurately
(3, 16, 17). The approach has been recommended as a
means of preparation of dental students for continued
professional development (18) and is listed in national
undergraduate dental curriculum requirements (19).
There is an absence of literature in dentistry as to why
particular methods of assessment are used. In essence,
lecture-centredacademiccurriculaemphasizetheimpor-
tanceofreproductive(superficial)knowledgeandassess-
mentthat‘fits’thisformofcurriculummustitselfdemand
reproductiveknowledge.Simplychangingthemethodof
assessment can cause tensions when traditional teaching
methods are still used (20). This working group also
discussed the relevance of the curriculum and learning
environment on assessment practices.
Parameters within which the section
decided to work
In view of the large volume of work already completed
and recorded in the DentEd Final Report (21), it was
decided that that document should be accepted as a
comprehensive reference for extant assessment practices
in dental schools. We refer to that report and the
information contained therein. It may be necessary to
revise this information when the final phase of school
visits is completed.
Review of that document enables identification of a
number of areas of assessment as follows.
Established methods
a) Assessment of knowledge (e.g. written essays, short
answer questions, some forms of multiple choice
questions).
b) Assessment of skills (e.g. competence testing, continuous
clinical assessment and objective structured
clinical examinations or other structured clinical
tests). Clinical skills constitute such a vital component
of dental practice it is essential that their assessment
is as valid and reliable as possible.
While there is evidence to support the validity of
competence testing, approaches used in continuous
clinical assessment are less clearly defined and standardization
of multiple observers is difficult (see ‘Best
practices and innovations’ below).
Evolving methods of assessment based on
changing philosophies – the focus for the working
group
a) Methods that are not yet fully developed or evaluated,
e.g. the use of virtual reality, computer-based
tests and other new information technologies (see
‘Impact of information and communication technology’
below).
b) Assessment of professional aspects of competence
(attitudes, patient management, communication
andtheidentificationoftreatmentoutcomes).Current
curricula in most dental schools are deficient in their
attention to the behavioural sciences, as highlighted
byChapter14oftheDentEdreport(21).Itisimportant,
therefore, that assessment should only be developed
inparallelwith comprehensivecurricularchange(see
‘Considerations not otherwise covered’ below).
c) Areas where assessment is indicated but has not yet
been addressed (e.g. cognition, learning approaches
and styles). As understanding of learning theory and
its implications for curricular content and design
grows and as the need for lifelong learning becomes
more obvious, so the development of assessment
methods which investigate student-learning processes
become increasingly important (see ‘Considerations
not otherwise covered’ below).
Best practices and innovations
In all assessment design, whether summative or formative,
traditional or innovative, there are certain
basic tenets which should be observed, including the
following:
1. The purpose of the assessment should be clear to
both assessor and assessed. This will usually
embrace one or a combination of the following:
a) to motivate and direct learning;
b) to ensure standards for proceeding to the next
stage of the curriculum and ultimately gradua-
tion;
Manogue et al.
54
205
c) to provide feedback for students on their performance;
and
d) to provide feedback on the curriculum and its
mode of delivery.
2. The concept of alignment of curricular components
is seminal. Assessment tasks must match the course
objectives, which in turn must be reflected in the
course content.
3. The criteria should be kept simple and should be
well understood by students. The criteria should
form the basis for feedback and marking.
4. There should be wide sampling using different
methods. The closer a method is to recall of knowledge
and/or well defined solutions the more reliable
is the method, but this does not necessarily
make it more valid. The conflicting requirements of
validity, reliability, effectiveness and efficiency
must always be recognized and reconciled as satisfactorily
as possible in the individual circumstances
(see later).
5. Feedback to students should be as immediate and
comprehensive as possible.
6. Student evaluation of assessment criteria and practices
should be elicited, receive serious consideration
and, where appropriate, be acted upon.
7. The quality of examiners, whether as sources or
instruments of assessment or both, should not be
taken for granted. Staff training workshops and
peer review of assessment practices and, where
appropriate, checklists and marking schemes are
an essential part of a good assessment system.
8. Where external examiners are used they often provide
a useful, objective view of both the curriculum
and the assessment procedures. They also enable
inter-school comparisons and exchange of expertise.
It is essential that external examiners understand
the alignment of curricular design and
outcomes, empathize with it and have an awareness
of best international practice.
9. Assessment is less a psychometric and more an
educational design problem (i.e. how to use assessment
strategically for its educational effects). There
is a need for more research on educational effects of
assessment and less exclusive focus on psychometric
properties. This research must necessarily
be contextually rich.
10. Assessment schemes, overall, should cover the
whole competence pyramid. There is a need to
rely more on descriptive/qualitative data and to
accept that some subjectivity is both inevitable and
acceptable, provided multiple assessors are used. A
considered combination of ‘controlled’ and ‘independence’
strategies is recommended.
Impact of information and
communication technology
An increasing number of higher education institutions
use computers to help solve some of the problems
associated with the burden of increased student numbers.
The application of computer-assisted learning
(CAL) is well established and computer-assisted assessment
(CAA) is becoming increasingly relevant. CAA
includes a range of activities, e.g. the collation, analysis
and transmission of examination grades across networks
or the automatic marking of answers that have
been completed by students at workstations. CAA is, in
comparison with computer-aided learning, a relatively
new development and is often pioneered by enthusiastic
individual academics (22). The successful implementation
of CAA is often hindered or abandoned
due to time and funding restrictions, or reliance on
that individual enthusiast.
Computer-assisted assessment of dental students
In comparison to other educational disciplines(e.g.
technical disciplines and/or biological sciences (23),
application of CAA in dental education is less
advanced and far from widespread. Positive feedback
has been reported from medical students (24, 25) showing
that they consider this type of learning/self-assessment
to be effective.
Forms of computer-assisted assessment
Computer-based tests (CBT) are the most common
form and are, generally speaking, electronic equivalents
of the more traditional paper-written test. The sort
of questions posed in CBTs are almost identical to
traditional tests. They consist mainly of:
 Self-assessment questions (SAQs).
 Parts of a computer-aided learning (CAL) package.
 Tests for formative assessment or summative (exam-
inations).
 Diagnostic tests (i.e. ‘What stage is the student at
now?’).
 Multiple choice tests (MCQs) for use with an optical
mark reader (OMR).
The basic model has two essential components:
1. The ‘no-book’ test, which is given in a normal class
and reflects topics that have been covered recently –
it serves as a feedback mechanism for students and
teachers.
2. The ‘open-book’ test, where information in relation
to a test is accessible for several days or
weeks in advance (which might be considered as
a tool for the evaluation of improvement in know-
ledge).
55
Evolving methods of assessment
206
Numerous software packages have become available
both on commercial and free bases to produce CBT (e.g.
QUESTIONMARK, CASTLE). Such packages are easily accessible
and user-friendly.
Problem-orientated searching for information on
the web
This approach evaluates the ability to find web-based
information (text, graphics, video files) on specified
topics. The topics may range from simple things, e.g.
the location of a dental academic, their postal address,
e-mail address, personal page, etc. through intermediate
tasks, e.g. how to find relevant information on
specific dental topics such as dental implants or guided
bone regeneration, to more complex scenarios such as
how to find a case study that is similar to one specified,
and to gain alternative solutions to a dental problem.
Problem-orientatedsearchingforinformationrequires
acertain‘outlook’fromacademicstaff.TheymustbePC/
web-orientated and they must be willing to prepare,
electronically, for such a session. The approach is quite
new.
Student assessment could follow along the following
lines:
 Can the student find the required information within
a time limit?
 Can they interpret the relevance of test results?
 Are they able to handle information (download, save,
print out, book-marking, etc.)?
Rank ordering of performance seems not to be a good
idea because of the possible skewing effects of unstable
web resources, e.g. changes in amount, availability and
accessibility of information. Further information on this
approach is available at the following sites:
 The American Academy of Periodontology.
 ADA Online/the American Dental Association.
 DERweb/Dental Education Resources at the University
of Sheffield.
 Dental X Change, GlobalDent, Dental Study Club/
Swiss universities base.
Exploiting databases
This consists of searching web databases that provide
information of bibliographic quality. It evaluates the
ability to find dental monographs and papers on specified
topics by using:
 International searchable databases, e.g. ISI, MEDLINE
and NIH.
 Local and national-related library resources.
 Personal bibliographic databases.
A more advanced alternative is to ask a student to
find dental publications that are not indexed in international
databases, e.g. final reports, ‘electronic-only’
dental medical/dental journals, etc. This requires an
ability to browse through national institution websites,
such as those belonging to governmental bodies, commissions,
etc. For students from non-English speaking
countries, a useful alternative of the approach is to find
English equivalents for dental terminology. This has a
double effect in that it improves the ability to work
efficiently in ‘English-speaking’ web resources as well
as improving general knowledge of English.
The future of CAA in dental education
Implementation of CAA appears to have been hindered
by a lack of institutional commitment, strategic direction
and easy-to-use and established methodologies.
The potential of CAA is, however, high. When
employed correctly, it can ensure that curricular modifications
take place at a time when students can benefit
(26). In terms of quality assurance, CAA could drive
dental educational institutions to reconsider their existing
student assessment methods. For academic staff,
CAA can provide the stepping-stone to greater use of
computers for teaching.
CAA will challenge the organizational structures of
dental schools. Future promotion of CAA should result
in a greater collaboration between technically orientated
support and academic staff. This process may be
challenging in the first instance, as disparate groups are
forced to find ways of working together, but such
collaboration is essential to the progress of CAA, as
its future depends on both pedagogical and technological
advances.
How to converge towards higher global
standards
This is the focus for the subsection entitled ‘Towards
global convergence of education, training, quality and
assessment’ and, consequently, only a pre´cis is given
here. Our group was aware that there are two areas of
concern in relation to the concept of convergence: the
first is a fear that convergence may result in a reduction
of standards towards a minimum universally achievable
level; the second relates to academics who may be
concerned that they will be required to achieve levels of
performance which are impossible in their particular
circumstances. Both these reservations are real and care
must be taken to reassure both groups. A major factor in
enabling continuous quality improvement in education
is the availability of information on best practices and
access to the evidence for their acceptability. A network
such as DentEdEvolves is ideally placed to act as a
source for this information. It will also be important to
56
Manogue et al.
207
facilitate its adoption by engaging in discussion with
schools that wish to develop new practices but which
are unsure how to progress.
Important regional and continental
differences
The European Dimension (based on DentEd,
Chapter 17)
From the 25 DentEd visits the following best practices
and innovations were recorded.
Ten schools used formative assessment in addition to
summative assessment. In most of those schools, formative
assessment is an integral and ongoing activity of
all courses. Self-assessment and peer-assessment, in
particular, have been shown to increase the motivation
to learn and change student attitude from one of ‘how
have I performed’ to that of ‘how can I get better?’ (3). In
a few schools, discussion and feedback takes place
during oral assessment or after written examinations
so that the examination comprises not only an assessment
but also an opportunity to learn. As indicated by
the schools themselves, most of the assessment concepts
match the course objectives.
Assessment methods
In 23 schools a variety of assessment methods were
used in order to assess different aspects of students’
competence. These multiple-method combinations are
important since no single assessment method can adequately
measure clinical competence.
Fifteen schools used case presentations as a trigger
for assessment of knowledge but there is no indication
that this occurs early in the programme, to reflect
authentic situations and the kinds of processes that
are central to the profession.
Various skills are assessed by Objective Structured
Clinical Examinations (OSCE) in nine schools.
Competence tests, which comprise preclinical and
clinical tests of the student’s ability to perform
designated procedures have been implemented in 19
dental schools; it could not be concluded from the
information available that these tests take place in the
familiar clinical environment or in a non-threatening
manner.
The organization of assessment
The use of external examiners from professional bodies,
such as the Public Dental Health Service in Sweden,
gives an independent view. For the same reason, in
German schools every licensed dentist can take part in
the first two State Examinations. Representatives of the
16 State Dental Councils can take part in the third, final
State Examination. Members of staff attend conferences
on medical and dental education and assessment in
order to ensure continuing development of the curriculum
and assessment methods, which drive and
ensure quality in student learning.
Innovations
Included in new approaches to assessment or nontraditional
assessment methods are:
 Trends towards formative assessment.
 Self- and peer-assessment.
 Use of portfolios or reflective log-books.
 Performance-based assessment.
 Practical competence tests.
 OSCEs or other structured clinical tests.
 Scientific meetings.
 Presentations of scientific projects.
The American dimension
There are three instances of external assessment of
dental education in the United States.
a) The Joint Commission on National Examinations,
sponsored by the American Dental Association
(ADA), the American Dental Education Association
(ADEA) and the American Association of Dental
Examiners (AADE). An organization of state licensing
boards (see item (c) below) administers the
National Board Examination at the end of the second
year (part 1) and the middle of the fourth year (part
2) of the Dental curriculum. The ‘part 1’ examination
assesses basic science knowledge using standard
short answer questions. The ‘part 2’ examination
assesses clinical knowledge using a case-based
approach.
b) United States dental schools are accredited by the
Commission on Dental Accreditation, sponsored by
the ADA, ADEA and AADE and authorized by the
US Department of Education. This is a voluntary
process but, without accreditation, dental students
and schools cannot receive federal loans and grants
and graduates cannot sit state licensing examinations.
The Commission sets a number of standards
relating to outcome measures, educational parameters,
student support services and the research
mission. Every 7 years, the dental schools perform
a self-assessment/self-study and are site-visited
for 3 days by a team of Commission consultants
who verify the findings of the self-study, in a
process similar to the recent DentEd visits. Deficiencies
result in recommendations that must be corrected
within 2 years under threat of loss of
accreditation.
57
Evolving methods of assessment
208
c) Individual states conduct practical and written
examinations for dentists seeking to practise in that
state, in order to assess their competence. The purported
rationale is to protect the public but some
would argue that the main objective is to restrict
mobility.
There is no state which assesses continued competence
in their practising dentists.
The Singapore dimension
The Faculty of Dentistry in Singapore believes in the
new philosophies of learning and assessment and
accordingly has introduced innovative assessment
methodologies such as open-book examinations, which
assess students at a deeper level of critical thinking and
application. Clinical programmes are competencebased,
with a strong emphasis on multidisciplinary
and holistic management of the patient.
The Japanese dimension
In Japan there is a growing awareness among dental
academics that assessment is an integral part of the
curriculum and should be closely linked to the educational
aims, objectives and methods. The assessment
methods most frequently employed, however, are
dominated by traditional written tests. The introduction
of OSCEs is being considered in some dental
schools. The Japanese National Board Dental Examination,
consisting solely of MCQs, has a direct effect on
student learning. Serious consideration must be given
to developing a more effective combination of assessment
methods, both formative and summative.
Considerations not otherwise covered
Under this heading, we discuss parts (b) and (c) of
‘evolving methods of assessment’, as defined above.
Assessing attitudes (part b)
An attitude is a mixture of beliefs, thoughts and feelings
that predispose a person to respond, in a positive or
negative way, to other people, objects or institutions.
Clearly, attitudes are a directional force, so when considering
attitudes one has to ask: attitudes towards
what? Attitudes summarize past actions, they influence
future actions and they may be used to predict future
actions. However, just as past educational achievement
is not necessarily a good predictor of future educational
achievement, so too attitudes are not necessarily good
predictors of future behaviour. One cannot measure
attitudes directly, so one infers a person’s attitudes
from his/her actions and uses this to predict future
actions. There are, however, other predispositions to act.
These are understanding, knowledge, skills, motivation
and habits. Hence, inferring attitudes from actions or
behaviours is complex and requires careful attention to
the sample of behaviours and the methods of assessment
andanexaminationoftheunderlyingassumptionsofthe
methods of assessment. Finally, attitudes can also be
conceived as occupying the middle ground between
personality traits and opinions or mood swings. They
are more stable than opinions and less stable than personality
traits. The closer the attitudes are to personality
traits, the less amenable they are to change.
Can attitudes be changed? There is plenty of evidence
that attitudes can and do change. The evidence is
drawn from personal experience, naturalistic studies,
experimental studies and laboratory studies. Attitudes
may be changed through:
 personal experience (direct contact);
 reflection on personal experience;
 group interaction; group membership;
 professional identity;
 chance conditioning;
 media influences (persuasion); and
 cult influences (closed communities).
Attitudes may be resistant to change and a change in
attitude does not necessarily lead to a change in behaviour.
Other attitudes, predispositions, motives, emotions
or habits may be more potent.
Changes in attitude can be brought about by changing
knowledge, understanding, skills, actions and
context. It is assumed that these changes can be brought
about through lectures, small group work, practicals,
clinics and projects. Probably, an equally potent force is
the ‘hidden curriculum’. The hidden curriculum might
be described as the unintended consequences of the
structure of the course, its methods of assessment and
teaching and the attitudes of its teachers. Even the
unintentional remarks of a tutor may reveal attitudes
that have an effect upon a student’s attitudes. This form
of ‘chance conditioning’ is perhaps more common in
laboratories and clinics than is realized.
Why assess attitudes?
Attitudes in Dental Education may be assessed in order
to:
 ensure dental students and dentists are safe profes-
sionals;
 help dental students and dentists to develop;
 estimate change;
 improve interpersonal relationships;
 change contexts and organizations;
 satisfy demands of accountability and control.
 assessment of attitudes can itself change attitudes.
58
Manogue et al.
209
Each of these purposes requires a different emphasis
in content and approach. The underlying assumption is
that attitudes provide a measure of future behaviour,
but as indicated above, this assumption is problematic.
How can one assess attitudes in dentistry?
One can assess attitudes through direct observation of
actions or observations of video-recorded actions. The
usual rules apply: trained observers, the use of usable
explicit criteria and an adequate sample of behaviours.
Alternative approaches are self-reports, portfolios,
reflective practice assignments and audits of practiceor
qualitative-based projects. These approaches are
particularly useful for formative assessment. However
to be effective, the methods do require trust between
the student and tutor. Methods that are normally used
for assessing knowledge and understanding may also
be used to assess attitudes. Here the danger is that
students provide ‘socially acceptable’ answers. Similar
remarks apply to questionnaires and attitude inventories
such as a dentist–patient attitude scales. It is
suggested that such a scale should be developed and
field-tested. Broadly speaking, the more remote the
method of assessment is from actual behaviours, the
less valid the method is likely to be. However the
reliability, validity and practicality is determined by
the specifics of the method used rather than the method
per se. A good attitude inventory is better than a bad set
of observations.
Is assessing attitudes worthwhile?
The answer is a cautious ‘yes’. Attitudes are an important
ingredient of professional expertise and behaviour.
Attitudes in dentistry can be assessed – although their
assessment is in its infancy. Just as all methods of
assessment of student learning have strengths and
weaknesses, so too do different methods of assessing
attitudes. The important points are:
 Be clear why you are assessing attitudes.
 Use methods of drawing inferences that are fair,
reliable and valid.
 Be aware of the limitations of the methods that you
are using.
 Be aware of the assumption that you are making of
attitudes as predictors of future behaviours.
 Monitor your methods of assessing attitudes.
Learning (emphasizing process rather than
content) (part c)
This section includes discussion of the development
of the assessment of critical thinking and decisionmaking,
its relationship to curricular strategy and its
relevance to professional practice.
A greater understanding of cognitive processing,
particularly in relation to learning, coupled with the
realization that lifelong learning skills are essential for
continuing safe effective practice has highlighted the
need for a new dimension in the assessment of healthcare
professionals. It is now agreed that it is important
to measure not only what is learned, but also how it is
learned. It is possible that this new concept will have
implications for the selection of students for courses
and for modification not only of curricular strategies
but also of learning practices at both undergraduate
and postgraduate levels.
A review of the understanding of learning theory
shows that it can be considered as encompassing
two parallel approaches. These are described by
Biggs (27) as:
a) The information processing theory deriving from
cognitive psychology.
b) Approaches to learning theory based on student personality,
learning styles, individual learning context
andmotivationasreportedbythestudent.Muchofthe
work in both areas relates to medical education but is
clearly relevant to all health-care professionals.
Background literature
Information processing theory
Researchers such as Schmidt, Norman, Holyoak, Patel,
Schwartz and Barrows have performed extensive
investigations into cognitive and metacognitive processing
during problem analysis and decision making
since the early 1980s. Norman (28) referred to the
statement of the American Board of Internal Medicine
(1979) that ‘the ability to define and manage clinical
problems is viewed as central to clinical competence in
medicine’. Norman reflected further that none of the
variety of evaluation methods then available demonstrated
a high correlation between performance on one
problem and on the next. He concluded that the low
correlation suggested that something other than the
general skills of data gathering, problem solving and
clinical judgement, as they were then perceived, was
having a significant effect on performance.
Patel et al. (29), again addressing the dilemma of the
precise components of successful problem analysis and
decision making, demonstrated that the process
involved in the memory for clinical cases is complex
and involves the ability to make inferences from a
highly developed knowledge base. Further work by
these same researchers and others in the 1990s has
helped to clarify a number of these issues. Schmidt
and Norman (30), reviewing the publications of the
59
Evolving methods of assessment
210
previous two decades, proposed that medical expertise
is not so much a matter of either superior reasoning skills
or in-depth knowledge of pathophysiological states,
but is based rather on cognitive structures that describe
the features of prototypical or even actual patients.
They suggested that these cognitive structures contain
relatively little knowledge about pathophysiological
causes of symptoms and complaints but contain a
wealth of clinically relevant information about disease,
its consequences and the context under which illness
develops. In relation to assessment they suggested that
clinical competence will be properly assessed only if
tools are used which focus on both the knowledge base
and ‘on the qualitative transition from a conceptually
rich and rational knowledge base to one comprised of
largely experiential and nonanalytical instances’. They
admitted that measurement is difficult but suggested a
two-stage strategy where the first stage provides limited
information in a limited time period and probably
includes visual representation and the second stage
supplies more data and allows for detailed information
processing.
The studies of Whittlesea et al. (31, 32) also indicate
that it is possible to identify many of the interactive
factors involved in the accessing and application of
knowledge to a prescribed problem/task/decision.
They asserted that it is possible to assess these factors
individually and demonstrated, in their 1994 paper,
how this may be carried out. The methods which they
used are complex and not immediately applicable to
general assessment in undergraduate curricula but
should become so if further refined and modified.
New developments in assessment of clinical reasoning
suggest that, as knowledge and clinical reasoning
are closely linked (33), we should not be afraid to
examine for knowledge, provided the assessment,
whatever the format, focuses on clinical decisions
and uses multiple case scenarios.
Examples of stimulated recall techniques described
by De Grave et al. (34) and, more recently, Barrows (14)
seem to offer readily accessible assessment tools for
clinical reasoning including both knowledge processing
and conceptual change during problem analysis.
Approaches to learning theory
This alternative approach to the understanding of
learning theory is based on the analysis of learning
in the learning environment. It relies largely on the use
of inventories and questionnaires completed by students
involved in curricula. In the 1960s and 1970s
researchers such as Biggs and Entwistle, investigating
student-learning approaches, began to develop and
continue currently to modify, questionnaires such as
the Study Process Questionnaire and the Approaches to
Studying Inventory. Using these tools three basic
approaches to learning, i.e. surface, deep and strategic,
have been identified. Evidence shows that the deep
approach to learning results in a much better understanding
of the material and a better performance in
immediate examinations and on later recall (5, 8).
Researchers generally agree that the student
approach to learning is dependent to some extent on
student learning styles but is also much affected by
interaction with teaching, curricular strategy, context
and learning environment. The Biggs model of relationships
in education (3P model), i.e. Process, Presage and
Product, provides a comprehensive exposition of all
aspects of current learning theory. Because assessment
is such a strong motivator of learning it is essential that
it is designed to encourage a deep approach. There have
been some disquieting results of studies that suggest
that students entering third level education as deep
learners may change to strategic or even superficial
learners during the undergraduate years. McManus
et al. (35), reported on a study of the relationship
between medical students clinical experience and their
final examination results and found that there was a
lack of correlation between examination performance
and clinical experience. This study did, however, find a
correlation between study habits and learning
approaches. Once again the work of this group of
researchers highlights the need to expedite the development
of new assessment practices to take account of
methods of information processing and learning process
profiles, both of which must be identified so that
they can be modified by curricular strategies.
Implications and potential for emerging
countries
Course objectives and assessment methods and rates of
curricular development must reflect cultural, demographic,
financial and environmental circumstances
of each individual school and country. Personal interaction
and outreach programmes designed for areas
with limited accessibility must support networking of
technological advances. See also the report of Theme 4,
‘Web-based interactive learning programmes’.
Core values applicable to all
Miller, in his invited review (36), stated the following:
It is important to start with the forthright acknowledgement
that no single assessment method can provide all the
60
Manogue et al.
211
data required for judgement of anything so complex as the
delivery of professional services by a successful physician.
He suggested a framework on which to base assessment
which is known as the Miller pyramid. The
pyramid is designed with ‘knowledge’ as the basal
section and moves apically through ‘knows how’ (competence)
and ‘shows how’ (performance) to ‘does’
(action).
The main general characteristics of instruments in
assessment are reliability, validity, educational impact,
acceptability and cost (35).
In a selective assessment situation educational impact
and validity are reduced in weight to the advantage of
reliability, whereas in formative assessment the reverse
may be the case. Reliability is related to sampling across
content and testing time. Adequate reliability requires
substantial sampling and multiple examiners, patients
and resources.
Validity can be addressed by reference to Miller’s
pyramid as above. Miller (36) recommended that factual
tests be applied to the ‘knows’ stage, clinical context-based
tests to the ‘knows how’ stage, performance
assessment in vitro to the ‘shows how’ stage and performance
assessment in vivo to the ‘does’ stage.
Educational impact is related to the assumption
that assessment drives learning. It undoubtedly does
this, but there is a need for more research into ways in
which it can be used to encourage desirable learning
habits.
Range of assessment methods available
Cases and open problems
This approach has potential for measuring application
of knowledge, analysis, problem-solving and evaluative
skills. Short cases are relatively easy to design and
mark. Design of more complex cases and their marking
schemes is more challenging. Marking for grading and
feedback is about as fast as essay marking.
Computer-based assessment
This is much discussed. (See section on ‘Impact of
information and communication technology’.) Reliability
is high but validity (the match with outcomes) needs
careful attention.
Direct observation
This is useful for immediate feedback, for developmental
purposes and for estimating performance provided
a simple, structured system is used. The presence of an
observer can change performance, so the method
should be handled sensitively. Impressionistic observation
can be useful, if supported by constructive
feedback. This method can be used by a group of peers
to provide feedback as well as assessment. Intensive,
lengthy training is required for high reliability if
detailed checklists are used. Reliability, validity and
manageability are fairly high when structured observation
is used.
Essays
These constitute a standard method. There are several
types of essays that test different styles of writing and
different types of thinking. Essays usually measure
understanding, synthesis and evaluation provided that
the right questions are asked. They are relatively easy to
set. Marking for grading, based on impressionistic
marking, is fast. Marking for feedback can be timeconsuming.
Overall, the advice is to keep the criteria
simple. Variations between assessors can be high –
variations are also demonstrable in repeat marking
by individual assessors.
Learning logs/diaries
There is a wide variety of formats ranging from an
unstructured account of each day to a structured form
based on tasks. Some training in reflection is recommended.
Inevitably, it is time-consuming for students
and requires a high degree of trust between assessors
and students. Measuring reliability is difficult. It may
have high validity if the structure matches learning
outcomes.
Mini-practicals
This is interpreted as a series of mini-practicals undertaken
under timed conditions. There is potential for
sampling a wide range of practical, analytical and
interpretative skills. The initial design is time-consuming.
Some, if not all of the marking can be done on the
spot so it is fast. Feedback to students is fast. A reliable
method, but training of assessors is necessary.
Modified essay questions (MEQs)/structured questions
This relates to a sequence of questions based on a case
study. After answering one question, further information
and new questions are given. The procedure continues,
usually for about 1 hour. It is relatively easy to
set up and may be used in teaching or assessment for
developmental or judgemental purposes. It can be
computer- or paper-based. It may encourage reflection
and analysis and has the potential for high reliability,
validity and manageability.
Multiple choice questions (MCQs)
This approach may be used to sample a wide range of
knowledge quickly. It has the potential for measuring
61
Evolving methods of assessment
212
understanding, analysis, problem solving skills and
evaluative skills. There are a wide variety of formats
from true/false to reason–assertion. More complex
formats are not recommended as they confuse students
unnecessarily and they are time-consuming to design.
More demanding MCQs require more time to set. Better
ones are based on case studies or research papers. They
are easy to mark and results are analysed easily. They
are also useful for self-assessment and screening and
have potentially high reliability, validity and manageability.
Feedback to students is fast. There is a danger of
testing only trivial knowledge. To save time, look for
banks of items on the Net or in US textbooks. A team of
assessors, working to the same learning outcomes, can
brainstorm and produce several questions in an after-
noon.
Orals
These help to test communication, understanding,
capacity to think quickly under pressure and knowledge
of procedures. Feedback potential is good. Marking
for grading can be fast but some standardization of
interview procedure is needed to ensure reliability and
validity.
Objective structured clinical examinations (OSCEs)
Initially these were used in medicine and only latterly
gained interest in dentistry (20). They are particularly
useful for assessing practical and communication skills
quickly but are fairly hard to design and organize,
although easy to score and provide feedback. They
may be used in the induction phase to estimate key
practical skills. Group OSCEs are useful for teaching,
feedback and developmental purposes. OSCEs can be
used towards the end of a course to provide feedback or
to test performance against outcomes. Reliability, validity
and manageability are potentially fairly high. They
are probably less labour intensive than other forms of
marking but several assessors are required at any one
time. Initially, they are time-consuming to design – but
worth the effort. It is essential that a large number of
stations be used.
Portfolios
There is a wide variety of types ranging from a collection
of assignments to reflection upon critical incidents.
The latter are probably the most useful for developmental
purposes. They may provide a basis for orals
and have rich potential for developing reflective
learning if students are first trained in these techniques.
Effective use of the portfolio requires a high
level of trust between assessors and students. Measuring
reliability is difficult, although they may be high on
validity if the structure matches the objectives of
training.
Poster sessions
These test the capacity to present findings and interpretations
succinctly and attractively. There is a danger
of focusing unduly on presentation methods but this
can be avoided by the use of simple criteria. They offer
good opportunities for feedback from tutor, self and
peers. Marking for grading is fast and the use of criteria
reduces variability.
Presentations
Presentations test various aspects of preparation,
understanding, knowledge and capacity to structure
information and oral communication skills. They also
have feedback potential from tutor, self and peers.
Marking for grading is based on simple criteria and
is fast and potentially reliable. They measure their
ability to respond to questions and also manage dis-
cussion.
Problems
The use of problems has a potential for measuring
application, analysis and problem-solving strategies.
Complex problems and their marking schemes can
be difficult to design. Marking for grading of easy
problems is fast. Marking of complex problems can
be slow. Marking for feedback can also be slow. Variation
between markers is fairly low when based on
model answers or marking schemes. Allow for creative,
valid solutions by bright students.
Projects
This includes group projects and dissertations. They
have good all-round testing ability and the potential for
sampling a wide range of practical, analytical and
interpretative skills. They also provide a measure of
project and time management. Group projects can provide
a measure of teamwork skills and leadership,
motivation and teamwork. Marking for grading can
be time-consuming. Marking for feedback can be
achieved through peer and self-assessment and presentations.
Learning gains can be high particularly if
reflective learning is part of the criteria. Projects test
methods and processes as well as end results. There can
be variations between markers. The use of criteria
reduces variability but variations of challenge of project
or dissertation can affect reliability.
Questionnaires and report forms
Structured questionnaires may elicit the information
wanted but semi, or open-ended, questionnaires may
62
Manogue et al.
213
provide the information needed. A mixture of structured
and open-ended questions is therefore recommended.
Criterion reference grading is recommended
for judgemental purposes. Broad criteria are more
reliable and valid than highly detailed criteria. Detailed
criteria tempt users to react negatively or disdainfully.
Reflective practice assignments
This measures student capacity to analyse and evaluate
experience in the light of theories and research evidence.
It is relatively easy to set. It provides feedback
potential from peers, self and tutors. Marking for
feedback can be slow. Marking time for grading is
about the same as for essays. Use of criteria reduces
variability.
Reports on practicals
This is a standard method. It has potential for measuring
knowledge of experimental procedures and analysis
and interpretation of results. It measures ‘knowhow’
of practical skills but not skills themselves. Marking
for grading using impressions or simple structured
forms is relatively fast. Marking for feedback with
simple structured forms is faster than without them.
Variations between markers, without structured forms,
can be high. The method is sometimes over-used. To
reduce student workload and the assessment load,
different foci of assessment for different experiments
are recommended.
Self-assessed questions based on open learning (distance
learning materials and computer-based approaches)
Strictly speaking, this is a method of learning, not of
assessment, but it could be used more widely for
assessment purposes. Self-assessed questions could
form an integral part of open learning. These could
be based on checklists, MCQs, short-answer questions,
MEQs and other methods. Their primary purpose is to
provide feedback and guidance to the users. They can
be used to integrate open learning and practice-based
learning if students visit general dental practices or
community health clinics. Reliability and validity is
probably moderately high and manageability is high
in the long term, but initially it is low.
Short-answer questions
This standard method has potential for measuring
analysis, application of knowledge, problem-solving
and evaluative skills. Questions are easier to design
than complex MCQs but still relatively slow. Marking
to model answers is relatively fast compared with
marking problems but not compared with MCQs.
Marking for feedback can also be relatively fast.
Simulated interviews
These are useful for assessing oral communication
skills and for developing ways of giving and receiving
feedback on performance. Video-recorded sessions
take more time but are more useful for feedback and
assessment. Peer and self-assessment can be used.
Sensitive oral feedback on performance is advisable.
Assessment by simple rating schedule or checklist is
potentially reliable if assessors, including students, are
trained.
Single essay examination
This is usually structured on a 3-hour response on a
prepared topic. It is relatively easy to set but attention to
criteria is needed. This method tests a wider range of
ability including capacity to draw on a wide range of
knowledge, to synthesize and identify recurrent
themes. Marking for feedback is relatively slow. Marking
for grading is relatively fast providing the criteria
are simple.
Work based assessment
This includes a variety of methods including learning
logs, portfolios, projects and structured reports from
supervisors or mentors. It is important to provide
training for supervisors and mentors in the use of
criteria. Work experiences can be variable so reliability
can be low. Validity, as usual, is dependent upon clear
learning outcomes.
Open book assessments
This format focuses on skills of information sourcing
and ability to perform critical analysis, prioritization
and summarization of information. It is increasingly
relevant in an age where easy access to information
sources reduce the need for memorization of large
volumes of information.
Conclusions
 There is general agreement that the quality of the
assessment is a major determinant of undergraduate
learning.
 The range of assessment methods available for monitoring
knowledge is wide and well documented.
Educators who follow the basic guidelines summarized
in this report and widely available in the literature
should be relatively reassured about their
assessment of knowledge.
 There is widespread and growing concern about the
integrity of the assessment of many components of
clinical performance in dental education. Even the
63
Evolving methods of assessment
214
assessment of a student’s physical skills, long recognized
as the core of dental practice, is a source of
concern. Consistency, objectivity, training and performance
of assessors are among the topics that need
to be addressed. Questions still need to be answered
about what ‘assessment of competence’ really means,
the (lack of) reliability of day-to-day continuous
clinical assessment and the value of traditional,
unstructured forms of assessment, such as the viva
voce examination. Some essential components of
clinical competence (e.g. professional behaviour, attitudes
and communication skills), which are central to
effective clinical practice, have always been regarded
as difficult to measure. Many educators are now
recognizing the need for a structured approach to
the teaching and assessment of professional behaviour,
communication skills and attitudes in the
curriculum.
 New emphasis on the importance of the learning
process and the need for active lifelong learning
has inevitably led to the search for tools to measure
this important aspect, although much work remains
to be conducted.
 Careful organization and synchronization of the
many disparate initiatives currently in progress
within dental education and the health care professions
in general should enable more rapid solutions
to the many challenges which remain within the area
of assessment.
Building and growing a thematic network
This was not discussed in any detail. Please refer to the
reports of ‘Towards global convergence of education,
training, quality, outcome and assessment’ and ‘Webbased
interactive learning programmes’.
Recommendations, realistic goals and a
time frame
1. There is irrefutable evidence that assessment is central
to the success of education programmes. Therefore,
reference to ‘Best practices and innovations’
and ‘Core values applicable to all’ in this report
(above), dealing with best practices and core values
in assessment, is strongly recommended.
2. It is recommended that dental educators ensure that
assessment practices, which are already established
within their curriculum, are reviewed and modified
as appropriate in the light of the best current evidence
of efficacy.
3. It is further recommended that educators involved
in the design and implementation of new curricular
strategies explore the evidence for the need to introduce
new forms of assessment that are in alignment
with curricular initiatives.
4. We propose the development of a multidisciplinary
(intradental and non-dental) resource group including
those from the present group who have
the time and interest to continue, but augmented
by recruitment of the international education com-
munity.
5. It is recommended that an open access resource be
put in place to facilitate the development of maximum
achievable standards in assessment practices
for all dental schools wishing to be involved at any
level. In establishing such a resource, care should be
taken to identify other national and international
groups with similar objectives and liaise with them
in order to reduce duplication of effort. Development
of an effective resource will require that
individual members of the group choose and concentrate
on specialist areas (initially these may be
based on the parameters chosen in this present
report). Accumulated information on best assessment
practices and literature relating to each specialist
area will be accessed either on the web or
through an electronic distribution list.
5. The group is conscious that workshops and personal
communication play a vital role in development and
dissemination of good practice. It is therefore recommended
that the group plans assessment events to
be held in association with, or as satellite workshops
to, established educational meetings such as ADEE,
ADEA and IADR in 2002 and with the second phase
of the DentEd Evolves project in 2003. The proposed
format would be a combination of keynote lectures
by experts on assessment and workshops run by
members of the working group.
7. Consideration should be given to a longer-term aim,
to maintain and develop a more permanent group
dedicated to the promotion of good practice of
assessment in dental education. This should include
the establishment of an annual or biennial assessment
meeting either in isolation or by arrangement
with an existing assessment meeting such as the
Ottawa Conference.
Additional reading
Ashworth P, Saxton J. Managing work experience. London:
Routledge, 1992.
Biggs J. Enhancing teaching through constructive alignment.
Higher Educ 1997: 32: 347–364.
64
Manogue et al.
215
Biggs J. Teaching for quality learning at university. Buckingham:
Open University Press, 1999.
Bloom BS. A taxonomy of educational objectives. Handbook
I: Cognitive domain, 2nd edn. New York: McKay,
1965.
Brennan J, Little B. A review of work based learning.
London: Department for Education and Employment,
1996.
Heywood J. Assessment in higher education: student
learning, teaching, programmes and institutions. London:
Jessica Kingsley Publishers, 2000.
Murphy RJH. Removing the marks from examination scripts
before remarking them. Br J Educ Psychol 1979: 49:
73–78.
Newton PE. The reliability of marking of general certificate
of secondary education scripts: mathematics and English.
Br Educ Res J 1996: 22: 405–420.
Partington J, Brown G, Gordon G. Handbook for external
examiners in higher education. Sheffield: Committee of
Vice Chancellors and Principals, UCoSDA, 1993.
Partington J et al. Improving examiners meetings: a videotraining
package. Sheffield: Committee of Vice Chancellors
and Principals, UCoSDA, 1995.
Quality Assurance Agency (QAA). Code of practice for
external examiners. Gloucester: Quality Assurance Agency
for Higher Education, 1999 (available at http://www.qaa.
ac.uk).
Quality Assurance Agency (QAA). Handbook for academic
review. Gloucester: Quality Assurance Agency for
Higher Education, 2000 (available at http://www.qaa.
ac.uk).
Ramsden R, Entwistle NJ. Effects of academic departments
on students’ approaches to studying. Br J Educ Psychol
1981: 51: 368–383.
Wisker G, ed. Making the most of the external examiner.
Birmingham: SEDA, 2001.
References
1. Brown G, Bull J, Pendlebury M, eds. Assessing student
learning in higher education. London: Routledge, 1997.
2. Godfrey J, Heylings D. Guide to assessment of students’
progress and achievements. London: Queen Mary and
Westfield College, 1997.
3. Boud D. Enhancing learning through self-assessment.
London: Routledge, 1995.
4. Gibbs G. Improving the quality of student learning.
Bristol: Technical and Educational Services, 1992.
5. Entwhistle NJ. Styles of learning and teaching. London:
Routledge, 1981.
6. Rowntree D. Assessing students – how shall we know
them? London: Kogan Page Ltd, 1987.
7. Newble DI, Jaeger K. The effects of assessment and
examinations on the learning of medical students. Med
Educ 1983: 17: 25–31.
8. Biggs J. Student approaches to learning and studying.
Melbourne: Australian Council for Educational Research,
1987.
9. Davis JEC, Sales GD. Dental and life science students: a
comparison of approaches to study and course perceptions.
Med Educ 1996: 30: 453–458.
10. Martenson D, Eriksson H, Ingelman-Sundberg M. Medical
chemistry. evaluation of active and problem-oriented
teaching methods. Med Educ 1985: 19: 34–42.
11. Walton HJ, Matthews MB. Essentials of problem-based
learning. Med Educ 1989: 23: 542–558.
12. Schmidt HG. Foundations of problem-based learning:
some explanatory notes. Med Educ 1993: 27: 422–
432.
13. Albanese MA, Mitchell S. Problem based learning. a
review of literature on its outcome and implementation
issues. Acad Med 1993: 68: 52–81.
14. Barrows HS. A taxonomy of problem-based learning
methods. Med Educ 1986: 20: 481–486.
15. Chiodo GT, Bullock WW, Creamer HR, Rosenstein DI.
An application of the patient-oriented problem-solving
system. J Dent Ed 1991: 55: 327–331.
16. Schon DA. The reflective practitioner. London: Temple
Smith, 1983.
17. Gordon MJ. Self-assessment programs and their implications
for health professions training. Acad Med 1992: 67:
672–679.
18. Carrotte PV. The assessment of dental students – a
University education? Br Dent J 1993: 175: 220–223.
19. General Dental Council. The first five years: the undergraduate
dental curriculum. London: General Dental
Council, 1997.
20. Manogue M, Brown GA, Nattress BR, Fox K. Improving
student learning in root canal treatment using selfassessment.
Int Endod J 1999: 32: 397–405.
21. Rohlin M, Roger-Leroi V, Miotti F et al. Assessment
Methods. In: Shanley DB et al., eds. Dental education in
europe, towards convergence. Budapest: Dental Press
kft, 2001: 100–112.
22. Stephens D, Bull J, Wade W. Computer-assisted assessment:
suggested guidelines for an institutional strategy.
Assess Eval Higher Educ 1998: 23: 283–294.
23. Kingsley J, Leonard L, Sutcliffe R, McAteer E. Development
and evaluation of computer based assessment for
1st year biology students. ALT-C97. Telford: University
of Wolverhampton, 1997.
24. Gunn C, Maxwell L. CAL in human anatomy. J Comp
Assist Learning 1996: 12: 205–215.
25. Sewell RDE, Stevens RG, Lewis DGA. Multimedia
computer technology as a tool for teaching and assessment
of biological science. J Biol Educ 1995: 29:
27–32.
26. Bull J. Computer-assisted assessment: impact on higher
education institutions. Educ Technol Soc 1999: 3(2).
Online journal available at: http:/ifets.ieee.org/periodical/Vol,
399/joannabull.html
27. Biggs J. What do inventories of students’ learning
processes really measure. Br J Educ Psychol 1993: 63:
3–19.
28. Norman GR, Tugwell P, Feightner JW, Muzzin LJ, Jacoby
LL. Knowledge and clinical problem-solving. Med Educ
1985: 19: 344–356.
29. Patel VL, Groen GJ. Knowledge based solution strategies
in medical reasoning. Cogn Sci 1986: 10: 91–116.
30. Schmidt HG, Norman GR, Boshuisen HPA. A cognitive
perspective on medical expertise – theory and implications.
Acad Med 1990: 65: 611–621.
31. Whittlesea BWA, Brooks LR, Westcott C. After the
learning is over – factors controlling the selective
application of general and particular knowledge. J Exp
Psychol Learn Mem Cogn 1994: 20: 259–274.
32. Whittlesea BWA, Dorken M. Incidentally, things in
general are particularly determined. an episodic processing
account of implicit learning. J Exp Psychol Gen 1993:
122: 227–248.
65
Evolving methods of assessment
216
33. van der Vleuten C, Newble D. Guidelines for assessing
clinical competence. Teach Learn Med 1994: 6: 213–
220.
34. DeGrave WS, Boshuizen HPA, Schmidt HG. Problem
based learning: cognitive and metacognitive processes
during problem analysis. Instruct Sci 1996: 24:
321–341.
35. McManus IC, Richards P, Winder BC, Sproston KA.
Clinical experience, performance in final examinations,
learning style in medical students: a prospective study.
Br Med J 1998: 316: 345–350.
36. Miller GE. The assessment of clinical skills/competence/
performance. Acad Med 1990: 65(Suppl. 9): S63–S67.
Address:
Michael Manogue
School of Dentistry
University of Leeds
Clarendon Way
Leeds
LS2 9LU
UK
66
Manogue et al.
217
www.prolekare.cz | stazeno: 23.3.2017 | login: lknihovna
120
českÁ
stomatologie
ročník 113,
2013, 5,
s. 120–125
Dentální implantologie při léčbě následků
parézy nervus facialis v dětském věku
(Původní práce – klinická studie)
Dental Implantology in the Treatment of the After-Effects
of the Juvenile Paresis Nervus Facialis
(Original Article – Clinical Study)
Prachár P., Bartáková S., Černochová P., Vaněk J.
Stomatologická klinika LF MU a FN u sv. Anny, Brno
Věnováno prof. MUDr. Martině Kukletové, CSc., k životnímu jubileu
Souhrn
Úvod a cíl: Práce se zabývá problematikou případu parézy n. facialis v dětském věku a následcích
vzniklých na podkladě tohoto onemocnění. Autoři rozdělují hypodoncie na získané a dědičné. Z nich
vyčleňují hypodoncie získané na podkladě agens, kam patří i paréza n. facialis. Dále popisují etiopatogenezi
a charakteristiku parézy n. facialis. Ukazují souvislost mezi onemocněním a parézou n. facialis.
Dále popisují souvislost vývoje stálé dentice a poškození zubních zárodků. Tato poškození odpovídají
časovému rozložení ve vývoji dentice.
Metody: Autoři ukazují příklad onemocnění parézy n. facialis vzniklého v sedmi letech věku. Šlo o juvenilní
jednostrannou parézu. Byly zde hypodoncie pravé a nepravé, které byly výsledkem poškození
v daném věku. Mimo problematiku zubů zde byla problematika vývoje dolní čelisti a měkkých tkání
obličeje. U pacienta byl stanoven celý léčebný plán s několika stomatologickými odbornostmi.
Výsledky: Jako první se přistoupilo k extrakcím nevyhovující dentice, která byla v důsledku nevyvinutí
zubních zárodků neschopna dalšího protetického využití. Následovala augmentace alveolu, především
v horizontálním rozměru, s částečným vertikálním zvýšením do výšky kostních sept zubů kryjících
defekt. Dále byly inzerovány dentální implantáty do takto upravené dolní čelisti společně s implantací
do oblasti pravé hypodoncie. Následovalo estetické doplnění měkkých tkání epitézou. Pacient byl dále
hodnocen pomocí rtg zobrazení s odstupem po dobu deseti let od začátku terapie.
Závěr: Paréza n. facialis je onemocnění, kde z pohledu stomatologie dochází k velmi závažnému poškození
zubních zárodků ve spojitosti s věkem. Časté jsou zde augmentační techniky pro doplnění defektního
alveolu, především v horizontálním směru, s následným ošetřením pomocí dentálních implantátů.
Následně defekt měkkých tkání obličeje postižené strany nás vede k doplnění měkkých tkání v ústech
za pomocí epitézy. Autoři tak kladou důraz na komplexnost ošetření s ohledem na postižení nejen stálé
dentice, ale také okolních struktur.  
Klíčová slova: paréza n. facialis – hypodoncie – dentice – augmentace – implantace
Summary
Introduction and objective: In this paper, the authors deal with the problems of juvenile paresis n. facialis
and after-effects of this disease. The authors divide the hypodontia acquired and hereditary. Of these,
allocating hypodontia obtained on the basis of agents, which include paresis n. facialis. Further describe
the genesis and characteristics of paresis n. facialis. They show link between disease and paralysis of the
facial nerve. It also describes the development in the permanent dentition and dental damage fetuses.
This damage corresponding time distribution in developing dentition.
Původní práce
Original Article
113_CS_0513.indd 120 8/22/13 11:36:07 AM
Tento clanek podleha autorskemu zakonu a jeho vyuziti je mozne v souladu s pravnim prohlasenim: www.prolekare.cz/prohlaseni
218
www.prolekare.cz | stazeno: 23.3.2017 | login: lknihovna
121
českÁ
stomatologie
ročník 113,
2013, 5,
s. 120–125
Dentální implantologie při léčbě následků parézy nervus facialis v dětském věku
Methods: The authors show examples of diseases resulting from facial nerve palsy in seven years of age.
It was a juvenile unilateral paresis. There were hypodontia true and false, which were the result of damage
at a given age. Outside the teeth issue here, the issue of mandible and soft tissues of the face. The patient
was determined throughout the treatment plan with several dental skills.
Results: It was first approached to extractions poor dentition, which was due to undeveloped embryos
incapable of further dental prosthetic use. This was followed by augmentation of alveolar mainly in
the horizontal dimension with partial vertical increase in bone height sept teeth covering the defect.
Furthermore, the advertised dental implants in the lower jaw so prepared, together with implantation in
the right hypodontia. Followed by addition of aesthetic soft tissue prosthesis. The patient was further
evaluated using X-ray view from a distance for 10 years from the start of therapy.
Conclusion: Paresisi n. facialis is a disease where the terms of dentistry causes very serious damage to
the dental germs, with the age. Frequently there are augmentation techniques to supplement defective
alveolar mainly in the horizontal direction, followed by treatment with dental implants. Subsequently
defect of soft tissues of the face affected parties leads us to supplement the soft tissues of the mouth
using prostheses. The authors thus emphasize the complexity of the treatment with respect to disability
not only permanent dentition, but also the surrounding structures.
Key words: paresis n. facialis – hypodontia – dentition – augmentation – implantation
Čes. Stomat., roč. 113, 2013, č. 5, s. 120–125
ÚVOD
Chybění dentice terminologicky členíme na aplazii,
oligodoncii a anodoncii. Aplazie zubu je vrozené
nevyvinutí zubu. Oligodoncie je neúplný počet zubů;
chybění většího počtu zubů. Anodoncie je vrozené
nevyvinutí zubů; chrup není vytvořen. Obecně přijímáme
pojem hypodoncie jako pojem nadřazený.
Ve většině případů hovoříme o chybění zubů ve
stálé dentici. Výjimečně hovoříme o hypodoncii
v dočasné dentici. Zde však taková porucha má prognosticky
horší numerický rozměr ve stálé dentici.
Právě u celkových onemocnění, např. ektodermální
dysplazie, jsou hypodoncie v dočasné dentici první
známkou těžkých hypodoncií – oligodoncií, někdy
anodoncií – ve stálé dentici [17, 18, 19].
Hypodoncie členíme na získané a dědičné.
Mezi získané hypodoncie patří
• vývojové (cyanotický symptom u onemocnění srdce,
syndrom srostlého jazyka, syndrom chybění
jazyka, mikrodoncie);
• podle známé příčiny (nádor, ozáření, paréza n.
facialis, léky v těhotenství aj.) [10, 16, 18] nepravé
hypodoncie (sekundární hypodoncie) – nejde
o typické hypodoncie, ale o tak velké poškození
zubního zárodku, že nelze hovořit o kvalitní dentici,
která není schopna vlivem poškození plnit
funkci jako jeden článek chrupu, a je nutné takové
malformace extrahovat. Jde o dětský věk, kde
poškození zárodku zubu odpovídá časové ose při
vývoji zubu a z toho plyne i míra jeho postižení.
Mezi hypodoncie na podkladě dědičnosti patří
• skupina chybění zubů autozomálně dominantní,
autozomálně recesivní, polygenetické, onemocnění
X-chromozomu nebo neznámé etiologie (chybění
postranních horních řezáků, chybění špičáků,
chybění třetích molárů a další);
• další skupinou dědičných hypodoncií je skupina
chybění zubů v souvislosti s celkovým onemocněním
(patří sem asi 30 druhů onemocnění, z čehož
každé má ještě velikou podskupinu podtypů
– příkladem může být onemocnění ektodermální
dysplazií a dalších 150 podtypů) [19, 21].
Právě k získaným hypodonciím patří paréza n.
facialis. Obrna lícního nervu představuje mononeuropatii,
která se zdá být zdánlivě nezávažnou. Bývá
obvykle ztotožňována s Bellovou idiopatickou obrnou
n. facialis. Je projevem jádrové léze nebo postižení
nervus intermediofacialis. Mononeuropatie mají
nejčastěji zánětlivě infekční původ. Je zde vztah přes
50% periferních obrn lícního nervu k viru herpes
simplex 1, varicele, zosteru a bakteriálním agens,
především borreliím a mykoplazmatům. K dalším
agens patří EB virus, cytomegalovirus, kryptokoky,
Toxoplasma gondii a HIV [3, 8, 10, 14, 15, 16, 20, 22].
K dalším etiologickým agens patří roztroušená
skleróza mozkomíšní, kde má onemocnění sklon
k recidivám [10, 16]. Další jsou nádorové či expanzivní
procesy v mostomozečkovém koutu, kosti skalní
nebo přímo postihující statoakustický či lícní nerv
[10, 12, 16, 23]. Následují úrazy spodiny lební, kosti
skalní, ojediněle i čelistní kosti [5, 10, 12, 16, 23].
Dále můžeme zmínit metabolické poruchy, endo-
113_CS_0513.indd 121 8/22/13 11:36:07 AM
Tento clanek podleha autorskemu zakonu a jeho vyuziti je mozne v souladu s pravnim prohlasenim: www.prolekare.cz/prohlaseni
219
www.prolekare.cz | stazeno: 23.3.2017 | login: lknihovna
122
českÁ
stomatologie
ročník 113,
2013, 5,
s. 120–125
Prachár P., Bartáková S., Černochová P., Vaněk J.
krinopatie, spolu s kardiovaskulárními chorobami,
u kterých se může rozvinout jak periferní nebo nukleární,
tak i centrální mimická obrna (diabetes mellitus
v kombinaci s hypertenzní nemocí či ischemickou
chorobou; Crohnova choroba; hypovitaminóza
vitaminu A společně s cystickou fibrózou; Sjögrenův
syndrom s hypovitaminózou B12; chronický alkoholismus)
[1, 10, 16, 24]. K dalším vyvolavatelům obrny
n. facialis patří poruchy nervově svalového přenosu
a myopatie, především myasthenia gravis [10, 15,
16, 24]. K méně častým patří ještě MelkerssonůvRosenthalův
syndrom, Möbiův syndrom a další vzácné
idiopatické syndromy [10, 24].
V obraze existuje buď nukleární jednostranná
obrna lícního nervu, oboustranná nukleární obrna
nebo jednostranná centrální obrna mimiky. V obraze
centrálního postižení je jen lehce postižena kontralaterální
inervace m. frontalis s různě vyjádřenou
poruchou motoriky (centrální obrna n. facialis). Při
postižení capsula interna a lézích subkortikálních
provází kontralaterální centrální mimickou obrnu
i centrální hemiparéza.
Při postižení pontinního jádra lícního nervu dochází
k nukleární obrně lícního nervu, kde se projeví
vedle postižení mimických svalů i postižení dalších
mozkových nervů a léze kortikospinální dráhy. Při
periferní obrně lícního nervu je postižena inervace
mimických svalů zajišťovaná jeho horní a dolní
větví. Kombinuje se v závislosti na výšce postižení
s poruchou chuti, poruchou lakrimace a salivace,
případně s hyperakuzií nebo s diplakuzií [15].
MATERIÁL A METODIKA
Léčebný postup je demonstrován na pacientce,
která se na naše pracoviště dostavila k ošetření v 17
letech. Na základě anamnestických dat šlo o juvenilní
jednostrannou parézu n. facialis, která vznikla
v sedmém roce života. Při pohovoru a získávání anamnestických
dat společně s rodičem nebyly zjištěny
žádné alergie ani celková onemocnění. Pacientka
souhlasila s poskytnutím dat a obrázků dutiny ústní
a rtg snímků.
Na základě tak časného postižení došlo k několika
pravým a několika nepravým hypodonciím a též zde
byly hypodoncie dědičné.
K hypodonciím byly přidruženy další příznaky –
neúplné vyvinutí poloviny dolního rtu a anomální
jednostranný růst poloviny dolní čelisti. Terapie byla
zahájena konzultací za účasti rodiče společně se sumárním
rentgenovým snímkem za účasti parodontologa,
pedostomatologa, ortodontisty, implantologa
a protetika. Pacientce bylo vysvětleno, že úprava rtu
při jeho nedostatečném krytí je možná za pomoci
plastické chirurgie. Ale taková úprava, s ohledem na
inervaci, není stoprocentní. Z pohledu pacientky to
nebyl velký handicap. Mimoto plastická operace by
zde mohla znamenat i možnost jizvy, která by byla
větším handicapem vzhledem k věku.
Pacientce byl vysvětlen celý plán terapie který
zahrnoval: 1. extrakce zubů, které vzhledem k nedostatečnému
vývoji kořenů neplní svoji funkci, 2.
augmentaci kosti před vlastní implantací k získání
dostatečné kostní matrix pro možnou implantaci
s nižším ziskem kosti ve vertikálním směru, 3.
implantaci dentálních implantátů do míst nezaloženého
druhého dolního premoláru nepostižené
strany a do míst strany postižené, 4. protetické
ošetření fixní prací z metalokeramiky s estetickým
doplněním dásně. Dalším prvkem, v současnosti
také důležitým, byla cenová rozvaha celé práce.
Stanovisko pojišťovny bylo kladné, přistoupila k tomuto
konkrétnímu případu jako k celkovému onemocnění
a uhradila implantáty jako materiál. Výkon
si pacientka hradila sama.
V léčebném postupu jsme jako první extrahovali
z dlouhodobého hlediska nevyhovující pilíře. Jednalo
se o extrakce zubů 31, 32, 33. K tomu zde ještě byl
defekt způsobený dědičnou hypodoncií obou dolních
druhých premolárů a získanou hypodoncií druhého
a třetího dolního moláru. První molár levého postiženého
kvadrantu byl prozatím pro nižší stupeň
pohyblivosti (lepší biologický faktor) ponechán.
Následně jsme přistoupili po dostatečném slizničním
krytí k augmentaci biomateriálem, především
v horizontálním směru. Šlo o odloženou augmentaci.
Vertikální rozměr s ohledem na onemocnění byl velmi
těžce ovlivnitelný ve větším rozsahu. Takový biomaterál
ve vertikálním směru by podléhal výrazné resorpci.
Doba vhojení biomateriálu byla šest měsíců. Nepoužili
jsme snímatelnou náhradu pro stabilitu augmentátu.
Po této době následovala implantace tří dentálních
implantátů v postiženém kvadrantu a zároveň implantace
jednoho dentálního implantátu v oblasti dědičné
hypodoncie druhého pravého dolního premoláru.
Po čtyřech měsících od inzerce implantátů byl
zhotoven fixní můstek v postižené oblasti a solo korunka
v oblasti nepostižené. Fixní práce v postižené
oblasti byla provedena tak, abychom mohli vytvořit
estetickou součást protetického ošetření – epitézu
z měkké pryskyřice pro krytí defektu alveolu společně
s chybějící dásní. Celá terapie od prvního kontaktu
s pacientem trvala 13 měsíců.
VÝSLEDKY
Celou léčbu jsme zahájili sumárním rentgenovým
snímkem – ortopantomogramem (obr. 1).
113_CS_0513.indd 122 8/22/13 11:36:08 AM
Tento clanek podleha autorskemu zakonu a jeho vyuziti je mozne v souladu s pravnim prohlasenim: www.prolekare.cz/prohlaseni
220
www.prolekare.cz | stazeno: 23.3.2017 | login: lknihovna
123
Dentální implantologie při léčbě následků parézy nervus facialis v dětském věku
českÁ
stomatologie
ročník 113,
2013, 5,
s. 120–125
Následovaly extrakce nevyužitelných přirozených
pilířů a augmentace alveolu biomateriálem (obr. 2).
Po vhojení augmentátu (šest měsíců) jsme vyhodnotili
rtg snímek a stanovili plán inzerce dentálních
implantátů. Po této době jsme inzerovali tři dentální
implantáty v postiženém místě a jeden dentální implantát
v místě dědičné hypodoncie druhého pravého
dolního premoláru (obr. 3). Po čtyřech měsících
vhojení dentálních implantátů jsme zhotovili fixní
práci v podobě můstku a solo korunky (obr. 4). Poté
jsme zhotovili epitézu (obr. 5, 6).
Další kontroly, které následovaly, byly po dvou,
pěti a osmi letech, což je zachyceno na rtg sumárních
snímcích (obr. 7, 8, 9).
Obrázek 10 ukazuje III. a IV. vývojové stadium
stáleho zubu, na obrázku 11 jsou vývojová stadia zubů
v sedmém roku věku.
DISKUSE
Onemocnění juvenilní parézou n. facialis postihuje
nejen stálou dentici, ale také čelist a přilehlé měkké
tkáně včetně rtu a tváře postižené strany. S ohledem
na časovou osu vzniku onemocnění je možné předpokládat
míru poškození stálých zubů od úplného
nevyvinutí zubů – hypodoncii pravou až po částečné
vyvinutí zubů – nepravou hypodoncii. U pravé hypodoncie
jde o poškození zárodku ve smyslu nevyvinutí,
Obr. 1 Stav před započetím terapie s indikací k extrakcím
Obr. 4 Stav po nasazení fixní práce
Obr. 2 Stav po extrakcích a augmentaci Obr. 5 Epitéza
Obr. 3 Stav po implantaci Obr. 6 Stav v dutině ústní s epitézou
113_CS_0513.indd 123 8/22/13 11:36:23 AM
Tento clanek podleha autorskemu zakonu a jeho vyuziti je mozne v souladu s pravnim prohlasenim: www.prolekare.cz/prohlaseni
221
www.prolekare.cz | stazeno: 23.3.2017 | login: lknihovna
124
českÁ
stomatologie
ročník 113,
2013, 5,
s. 120–125
Prachár P., Bartáková S., Černochová P., Vaněk J.
a tedy zániku takového zárodku. U nepravé hypodoncie
záleží na vyvinutí či nevyvinutí apexu zubu, a tím
možnosti „ukotvení“ zubu v čelisti a dalšího využití
takového pilíře. Často jde o vyvinutí pouze korunkové
části zubu – odpovídá to vývojovému stadiu III–IV
v sedmibodovém schématu vývoje stálého zubu [7].
Takový zub není bohužel schopen zátěže, tím neplní
mastikační funkci a je často nutné jej extrahovat.
Nicméně takový zub udržuje dostatečnou sílu alveolu
pro další využití. Díky tomu jsme schopni do takto
udrženého místa implantovat.
Dalším problémem je stanovení mezičelistních
vztahů u jednostranně poškozené čelisti a zajistit
dostatečnou artikulaci obou kvadrantů jedné strany
s ohledem na laterální odchylky mezi dolní atypickou
čelistí a horní normálně se vyvíjející čelistí. Tato
problematika má velký význam i vzhledem k funkci
obou temporomandibulárních kloubů.
Problémem bývá i dostatek materiálu pro možnou
implantaci. Platí, že v dolní čelisti je nejvýhodnější
doplnění vlastní kostí [11]. Velmi diskutabilní je však
možnost doplnění kosti vertikálním směrem. Právě
porucha inervace a nedostatečný vývoj dané oblasti
vede k velmi malé možnosti ovlivnit výšku alveolu.
Jiné je to v síle horizontálního rozměru alveolu. Zde je
ovlivnění augmentací, ať kostí, nebo alomateriálem,
reálné. K uvedeným možnostem je možné využít donorových
míst, jako jsou bradový výběžek dolní čelisti
nebo retromolární oblast, jako snad ještě vhodnější
místo k odběru kosti. Platí zde pravidlo, že čím dále
je donorové místo od místa augmentace, tím je vyšší
procento možné resorpce kosti z dlouhodobého hlediska
(např. žebra, kyčel aj.) [6, 11, 21].
Jistou výhodou u parézy n. facialis, (nepravé
hypodoncie) je zkrácení časového úseku inzerce implantátů.
V takových případech nevyvinutí apexu zubu
umožňuje implantovat ihned po extrakcích zubů.
Je zde obdoba resorbovaných dočasných zubů, kdy je
možnost implantace také ihned při extrakcích bez
většího rizika. Pokud není nutné upravovat alveol
v horizontálním rozměru, je možné implantovat
ihned [2, 9, 17]. V případě, že je nutné zvětšit objem
Obr. 7 Situace po dvou letech
Obr. 8 Situace po pěti letech
Obr. 9 Situace po osmi letech
Obr. 10 III. a IV. vývojové stadium stáleho zubu
Obr. 11 Vývojová stadia zubů v závislosti na věku – sedmý rok
113_CS_0513.indd 124 8/22/13 11:36:25 AM
Tento clanek podleha autorskemu zakonu a jeho vyuziti je mozne v souladu s pravnim prohlasenim: www.prolekare.cz/prohlaseni
222
www.prolekare.cz | stazeno: 23.3.2017 | login: lknihovna
125
Dentální implantologie při léčbě následků parézy nervus facialis v dětském věku
českÁ
stomatologie
ročník 113,
2013, 5,
s. 120–125
kosti augmentací pro možnou inzerci implantátů,
je lépe vyčkat na zhojení dásně. Díky tomu se
poextrakční rány překryjí, a zajišťují tak dostatek
měkkých tkání na překrytí augmentátu.
Posledním léčebným zákrokem je definitivní protetická
sanace, která často vyžaduje úpravu estetické
zóny. Oblastí, která je diskutabilní, je část defektního
alveolu, kde pilíře budoucí protetické práce jsou delší
než přirozené pilíře. Toto je možné doplnit např. tzv.
růžovou keramikou, která nahrazuje dáseň, anebo tzv.
umělou dásní – epitézou, která plní estetickou funkci
V těchto případech je důležité vědět, co je preferující,
zda hygiena a ošetření implantátů, nebo pevná estetika
s horší hygienou. Z prognostického hlediska je
samozřejmě hygienická varianta výhodnější.
ZÁVĚR
Onemocnění – paréza n. facialis, pokud vznikne
v dětském věku, postihuje nejenom stálou dentici,
ale také čelist postižené strany a oblast rtu. Vlastní
postižení zubů odpovídá hypodoncii jak primární,
tak především sekundární. Zde vzhledem k nevyvinutí
apexů zubů je často nutné takto postižené pilíře
extrahovat. Kost při paréze bývá často defektní,
a proto se musí augmentovat s omezením v úrovni
vertikální osy. Horizontální augmentace je možná.
Společně s kostí vlastní defekt kopírují také měkké
tkáně. Zde je nutné v mnoha případech doplnit defekt
pomocí epitézy, která je velmi dobrou možností
z hlediska hygieny a přístupu k možným implantátům.
Dalším problémem je zvládnutí artikulace
dolní čelisti vůči horní čelisti v postižené části, kde
došlo k anomálnímu růstu dané poloviny dolní čelisti.
I přes počáteční náročnost a složitost situace lze
stav funkčně a esteticky velmi dobře zvládnout.
LITERATURA
1.	Adour, K., Wingerd, J., Doty, H. E.: Prevalence of concurrent
diabete mellitus and idiopathic facial paralysis (Bellś palsy).
Diabetes, roč. 24, 1975, s. 449–451.
2.	Albrektsson, T., Zarb, G., Worthington, P., Ericsson, A. R.:
The long-term efficacy of currently used dental implants; A review
and proposed criteria of success. Intern J Oral Maxillofac
Implants, roč. 1, 1986, č. 1, s. 11–25.
3.	Allen, D., Dumm, L.: Aciclovir or valaciclovir for Bellśpalsy (idiopathic
facial paralysis). Cochrane Database Syst. Rev. 2004; 4;
CD001942.
4.	Bilder, J.: Obecná a forenzní rizika v orální implantologii. Prakt.
zub. Lék., roč. 42, 1994, č. 4, s. 131–132.
5.	Darrouzet,V.,Duclos,JY.,Liguoro,D.,Truilhe,Y.,DeBonfils,C.,
Bebear, JP.: Mangement of facial paralysis resulting from temporal
bone fractures: Our experience in 115 cases. Otolaryngol
Head Neck Surg, roč. 125, 2001, s. 77–84.
6.	Fassmann, A., a kol.: Řízená tkáňová a kostní regenerace ve
stomatologii. Praha, Grada Publishing, 2002, ISBN 80-247-
0316-5.
7.	Grahnen, H.: Hypodontia in the permanent dentition. Odont.
Revy (Lund), roč. 7, 1956, č. 1.
8.	Jäämaa, S., Salonen, M., Seppälä, I., Piiparinenm H., Sarnam S.,
Koskiniemi, M.: Varicella zoster and Borrelia burgdorferi are the
main agents associated with facial paresis, especially in children.
J clin Virol, roč. 27, 2003, s. 146–151.
9.	Kaňovská, K., Vaněk, J.: Dentální implantologie u dětí a mladistvých.
Čes. Stomat., roč. 98, 1998, š. 3, s. 76–80.
10.	Keller, O., Jedlička, P., et al.: Speciální neurologie. Praha, Galén
& Karolinum, 2005.
11.	Khoury, F., Antoun, H., Mosaika, P.: Bone augmentation in oral
implantology, 1. vyd. Quintessence Publishing Co, 2007, ISBN –
13: 978-1-85097-159-7.
12.	Koerbel, A., Gharabaghi, A., Safavi-Abbasi, S., Tatagiba, M.,
Samii, M.: Evolution of vestubular schwannoma surgery: long
journey to current success. Neurosurg. Focus, roč. 18, 2005, s. 10.
13.	Komínek, J., Toman, J., Rozkovcová, E.: Dětská stomatologie,
4. vyd. Praha, Avicenum, 1980, 544 s.
14.	Lotric-Furlan, S., Cimperman, J., Maraspin, V., Ruzic-Sabljic, E.,
Logar, M, Jurca, T., et al.: Lyme borreliosis and peripheral facial
palsy. Wien Klin. Wochenschr, roč. 111, 1999, s. 970–975.
15.	Mumenthaler, M.: Neurologic differential diagnossis. Sttutgart,
Georg Thieme Verlag, 1992.
16.	Nevšímalová, S., Růžička, E., Tichý, J.: Neurologie. Praha,
Galén, 2002.
17.	Prachár, P., Vaněk, J.: Tooth defects treated by dental implants
in adolescents. Scripta Medica, roč. 76, 2003, č. 1, s. 5–8.
18.	Prachár, P., Bartáková, S., Kuklová, J., Špička, M., Vaněk, J.,
Strecha, J.: Získané hypodoncie – nádor a ozáření ve spojitosti
s implantologií. Biomedicíncké postupy. Zborník referátov,
Slovensko, Košice, 2008, s. 123–130, ISBN 978-80-89361-28-1.
19.	Prachár,P.,Bartáková,S.,Černochová,P.,Kuklová,J.,Vaněk,J.:
Ektodermální dysplazie – souvislosti a implantace. Čes. Stomat.,
roč. 109, 2009, č. 6, s. 106–111.
20.	Schmutzhard, E.: Viral infections of the CNS with special emphasis
on herpes simplex infections. J. Neurol., roč. 248, 2001, s.
469–477.
21.	Simon, M., Jovanovic, S. A., Trisi, P., Scarano, A., Piattelli, A.:
Vertical ridge augmentation around dental implants using
a membrane technique and autogenous bone or allografts in
humans. Int. J. Periodontics Restorative Dent., roč. 18, 1998,
s. 8–23.
22.	Skogman, BH., Croner, S., Odkvist, L.: Acute facial palsy in
children -a2-year follow-up study with focus on Lyme neuroborreliosis.
Int. J. Pediatr. Otorhinolaryngol., roč. 67, 2003,
s. 597–602.
23.	Škeřík, P. Náhlé a  neodkladné stavy v  otorinolaryngologii.
Praha, Avicenum, 1985.
24.	Verzijl, HT., Van der Zwaag, B., Lammens, M.,ten Dokelaar, HJ.,
Padberg, G. W. The neuropathology of hereditary congenital
facial palsy vs Möbius syndrome. Neurology, roč. 64, 2005,
s. 649–653.
MUDr. Patrik Prachár, Ph.D.
Stomatologická klinika LF MU a FNUSA
Pekařská 53
659 14 Brno
e-mail:patrik.prachar@fnusa.cz
113_CS_0513.indd 125 8/22/13 11:36:26 AM
Tento clanek podleha autorskemu zakonu a jeho vyuziti je mozne v souladu s pravnim prohlasenim: www.prolekare.cz/prohlaseni
223
Applied and Computational Mechanics 5 (2011) 173–186
Biomechanical study of the bone tissue with dental implants
interaction
P. Marci´ana,∗
, L. Bor´aka
, Z. Floriana
, S. Bart´akov´ab
, O. Koneˇcn´yc
, P. Navr´atila
a
Institute of Solid Mechanics, Mechatronics and Biomechanics, Faculty of Mechanical Engineering, Brno University of Technology,
Technick´a 2896/2, 616 69 Brno, Czech Republic
b
Stomatological Clinic, Faculty of Medicine, Masaryk University, Komensk´eho n´amˇest´ı 2, 662 43 Brno, Czech Republic
c
Faculty of Eletrical Engeneering and Communication, Brno University of Technology, Technick´a 3058/10, 616 00 Brno, Czech Republic
Received 26 November 2010; received in revised form 9 September 2011
Abstract
The article deals with the stress-strain analysis of human mandible in the physiological state and after the dental
implant application. The evaluation is focused on assessing of the cancellous bone tissue modeling-level.
Three cancellous bone model-types are assessed: Non-trabecular model with homogenous isotropic material, nontrabecular
model with inhomogeneous material obtained from computer tomography data using CT Data Analysis
software, and trabecular model built from mandible section image. Computational modeling was chosen as the
most suitable solution method and the solution on two-dimensional level was carried out. The results show that
strain is more preferable value than stress in case of evaluation of mechanical response in cancellous bone. The
non-trabecular model with CT-obtained material model is not acceptable for stress-strain analysis of the cancellous
bone for singularities occurring on interfaces of regions with different values of modulus of elasticity.
c 2011 University of West Bohemia. All rights reserved.
Keywords: dental implant, trabecular bone, finite elements method, stress and strain analysis, modeling level
1. Introduction
Since 1960’s when Br˚anemark and Linkow defined the direction of modern dental implantology,
this medical field developed into a large extent and today it provides very effective solution to
many dental problems: Starting with restoring the natural function of masticatory system and
ending with dental aesthetic improvements. In 2003, there were more than 220 different types
of implants manufactured by about 80 producers [12]. New materials such as technically clean
titanium, nanostructural titanium or titanium alloys etc. as well as deepening understanding
of the implant-living tissue interaction are emphasized nowadays. Despite the reliability of
dental implants which is nowadays around 95 % [18,27], it would be mistake to underestimate
influences of other factors on successful treatment. Therefore, it is necessary to continue in
efforts to improve quality of dental implants.
Application of a dental implant which is essentially a technical object is not only a medical
procedure but an interdisciplinary process. It is therefore necessary to solve the dental
implantology problems together with technical specialists, i.a. biomechanicians whose task is
to assess the mechanical interaction of the system components, including living tissues as well
as technical materials. In this respect, a very effective tool is computational modeling. Implant
failures depend on many various factors as, for instance, mechanical ones. These factors are
∗
Corresponding author. Tel.: +420 541 142 871, e-mail: ymarci00@stud.fme.vutbr.cz.
173
224
P. Marci´an et al. / Applied and Computational Mechanics 5 (2011) 173–186
expressed by mechanical quantities stress and strain. In biomechanics computational models
basically consists of models of geometry, material, loading and boundary conditions.
2. Material and methods
The paper deals with the interaction of a tooth or a dental implant with bone tissue regarding
various modeling levels of the bone model. As the most suitable solution method was chosen
the finite element method (FEM) which is used very often in such biomechanical problems like
this. Thanks to latest technologies it is possible to build models on a quite high modeling-level.
An example of building of such model is given in this article as well. In our case ANSYS 11.0
(Ansys Inc., Canonsburg, PA, USA) was used.
Prior to calculations, suitable geometry model is needed. The model of trabecular model of
cancellous bone is obtained from the image of the mandible section. Therefore, 2-D geometry
level is used throughout this study. This approach is sufficient enough for the comparison of the
three proposed material models of mandibular bone. 3-D level of the same case is also possible
but the model of trabecular structure would require data obtained directly from micro-CT [21].
In this study, the solution is divided into three parts:
1) An assessment of modeling level of bone tissue material.
2) Stress-strain analysis of mandible in the physiological state.
3) Stress-strain analysis of mandible with an applied screw implant.
2.1. An assessment of modeling level of bone tissue material
There are two types of bone tissue: Hard outer cortical bone and inner trabecular structure,
so-called cancellous bone. All bones are inhomogeneous anisotropic biomaterials. Both these
types should be incorporated into the model.
In our study, three general modeling-levels of cancellous bone material are assessed: Nontrabecular
model (the lowest level), trabecular model (considering the trabecular architecture
of the real bone) and CT-obtained model (non-trabecular but inhomogeneous material). Furthermore,
these general models are divided into “sub-levels” according to the bone quality as
will be explained below. Cortical bone is modeled in all cases as homogenous material with no
special architecture.
The shape of bone was obtained based on the image of mandibular cross section [15] and
also by using the computer tomography. Using CAD software SolidWorks and Rhinoceros, 2D
geometry model was created, specifically the outer shape corresponding to the 1st
premolar
region as well as the trabecular architecture of cancellous bone (see Fig. 1).
Linear isotropic material model is used for all parts of the system, i.e. two material characteristics
are needed, specifically Young’s modulus E [MPa] and Poisson’s Ratio μ [–].
At the lowest level, bone is modeled as non-trabecular homogenous material with apparent
material characteristics of cancellous bone (no cortical bone is incorporated, see Fig. 1a).
Sensitivity study is performed to obtain proper value of the Young’s modulus which is changed
ranging from 150 to 750 MPa. The changing value refer to varying bone quality, specifically
the lower Young’s modulus value means lower bone quality and therefore lower bone density
(e.g. in osteoporotic bones [29]). As for the interaction of an implant with bone, the main
disadvantage of bone with lower density is lower bone support of applied implant.
174
225
P. Marci´an et al. / Applied and Computational Mechanics 5 (2011) 173–186
Fig. 1. Model of geometry and analyzed material modeling levels overview: a) non-trabecular model
(only cancellous bone) – NT A; b) non-trabecular model (cancellous as well as cortical bone) – NT B;
c) trabecular bone of good quality (BA/TA – 0.56); d) trabecular bone of normal quality (BA/TA – 0.47);
e) trabecular bone of low quality (BA/TA – 0.32); f) CT-obtained model
Next modeling-level used in the study and which is very often used by other researchers
( [4,7,19]) is non-trabecular homogenous model with incorporated cortical layer (see Fig. 1b).
In this case, Young’s modulus of cortical bone is of 13 700 MPa [10, 31] and similar sensitivity
study as in previous modeling-level is performed in case of cancellous bone, i.e. Young’s
modulus ranged from 150 to 750 MPa.
Contrary to the previous models, model shown in Fig. 1c includes trabecular structure of
real cancellous bone. At the micro-level trabeculae has the same material properties as cortical
bone [25, 32] and therefore the Young’s modulus of such cancellous bone model is of
13 700 MPa. In such model, lower bone quality can be modeled by using less dense structure
and with thinner trabeculae (see Fig. 1d,e). The bone quality is here identified by a special
characteristics often used in these cases, i.e. by so-called bone area fraction BA/TA which is
defined as the area of bone tissue per total area (in 2-D analysis) [33].
The last modeling-level used in the study is non-trabecular inhomogeneous model. This
model takes into account the distribution of bone density which is in the model characterized by
varying value of the Young’s modulus. This material property values can be obtained directly
from CT images in the following way.
Prior to dental implant application, densitometry investigation is often performed by using
CT [28,34]. From CT images, CT numbers (which signify pixel intensity of the image) can be
read. CT numbers can be converted to Hounsfield units (HU) [34] by which individual tissues
are identified. There are observed correlation between HU and bone density or Young’s modulus
of that (mainly cancellous bone) tissue [16,23,24]. This correlation is the basement for material
model. For purpose of its creation, new software CT Data Analysis [35] was developed at
Institute of Solid Mechanics, Mechatronics and Biomechanics, Brno University of Technology.
This software allows the user to load CT images and after defining a desired region to export
CT numbers (HU units) matrix. This matrix is then converted into the Young’s moduli matrix
which can be exported into Ansys program as CT-obtained material model. It should be noted
that two correlations can be used:
1) Linear correlation: The reference value is the CT number of cortical bone which has
known Young’s modulus of 13 700 MPa. According to the known formulas, Young’s moduli
of other tissues (cancellous bone in various positions within the region) can be calculated (see
Fig. 2a)
175
226
P. Marci´an et al. / Applied and Computational Mechanics 5 (2011) 173–186
Fig. 2. CT-obtained material model: a) linear correlation used – CTlin, b) nonlinear correlation used –
CTnonlin
Fig. 3. Model of geometry: a) case 1A, b) case 1B, c) case 1B, d) case 1B, e) case 1B
2) Nonlinear correlation: Relation between bone density and Young’s modulus is given by
formulae (1) [23,24] (See Fig. 2b and note that the bone shape is different to that in Fig. 1 since
it is obtained from different mandible)
ρ = 1.205 · HU + 139, E = 2.349 · ρ2.15
. (1)
Material characteristics used for all models with the exception of non-trabecular inhomogeneous
model of cancellous bone are presented in Table 1.
Table 1. Material characteristics: Young’s modulus and Poisson’s ratio
E [MPa] μ [–] Reference
Cortical bone 13 700 0.3 [10,31]
Cancellous bone 150–750 0.3 [8,9]
Dentin 17 600 0.25 [17]
PDL 10 0.45 [14,30]
Titanium 110 000 0.33 [36]
2.2. Stress-strain analysis of mandible in the physiological state
For the analysis of the physiological state geometry model is modified in alveolar region so as
2-D tooth model (1st
premolar) including periodontal layer could be embodied. The layer is of
0.25 mm in thickness. In case of NT A model (see Fig. 1a) the tooth with periodontium (PDL)
is embodied directly into cancellous bone (see Fig. 3a). In case of NT B model (see Fig. 1b)
176
227
P. Marci´an et al. / Applied and Computational Mechanics 5 (2011) 173–186
Fig. 4. FE mesh and the boundary condition
Fig. 5. Implant-Bone interface: Cases overview
two other variants are modeled: Model without Lamina dura layer (see Fig. 3b) and model with
Lamina dura layer of 0.25 mm in thickness (see Fig. 3c). In case of all trabecular cancellous
bone models (T(0.56), T(0.47) and T(0.32) – see Fig. 3d) as well as in case of non-trabecular
inhomogeneous model (see Fig. 3e) Lamina dura of the same thickness is included as well.
All models are discretized with 8-node quadratic element PLANE 182 with global size of
0.02 mm. Since periodontium, which is largely deformable soft tissue, is part of the model, the
finite strain theory was selected for the analysis, i.e. the finite strain tensor is enlarged by higher
order derivatives which are negligible in infinitesimal strain theory.
In order to carry out the FEM solution, it is inevitable to have boundary conditions. In our
case, the model is in all cases constrained in the middle of buccal as well as lingual cortical
bone boundary (see Fig. 4). The model is loaded by the force applied in coronoapical direction
on the tooth crown; specifically the force of 36 N is applied. This value is equivalent to the
loading force of 200 N applied in similar 3-D model [11].
2.3. Stress-strain analysis of mandible with an applied screw implant
The same cases as in the previous section are modified so as the screw implant could be inserted
into the presented models. Two specific cases are furthermore analyzed. Either there is no
occurrence of special bony structure similar to lamina dura (see Fig. 5a,c) or there is. If the
structure occurs, the layer of this special bone is of 0.1 mm in thickness [1, 13, 22]. In case of
T(0.47), T(0.32) and CTmat only cases with the special bony structure are analyzed.
Implants are osseointegrated [1,5]. Three stages of the osseointegration are analyzed:
A) implant is osseointegrated by its whole surface (see Fig. 6a),
B) implant neck region is not osseointegrated with cortical bone (see Fig. 6b),
C) implant is not osseointagrated at all (unacceptable situation, see Fig. 6c).
177
228
P. Marci´an et al. / Applied and Computational Mechanics 5 (2011) 173–186
Fig. 6. Stages of osseointegration
Fig. 7. FE mesh and the boundary conditions (model with the implant)
The osseointegration is modeled in ANSYS by rigid connection of osseointegrated parts, i.e.
implant and bone have common FE nodes. In the un-osseointegrated regions (stages B and C),
the implant bone connection is modeled by using contact elements CONTA172 and TARGE169
(pure penalty algorithm, standard contact, friction coefficient f = 0, normal contact stiffnes
FKN = 1).
Model discretisation is similar as in the previous section. The same are also the boundary
condition as well as the loading (see Fig. 7). Implant is made of technically pure titanium and
it is modeled using linear isotropic model (see Table 1).
A total number of 35 computational models are created. Intel Core 4 Duo inside 2GHz 8GB
RAM processor, PCG iterative solver and Full Newton-Raphson procedure was used. Unless
specified otherwise all solver options were left default.
3. Results
3.1. Stress-strain analysis of mandible in the physiological state
Strain intensity and stress intensity are analyzed specifically their maximum values which occur
in various locations of the system. Besides, maximum 1st
and 3rd
principal stresses (S1, S3) are
analyzed as well. Representative strain intensity distribution for NT B-0.25 and T(0.56) cases
is shown in Fig. 8. Results of all cases are shown in bar graphs in Fig. 9 and 10. These graphs
show significant difference in stress and strain results.
By comparing the maximum stresses in cancellous bone, it is obvious that non-trabecular
model gives significantly lower values that trabecular model. In case of non-trabecular model,
the significant effect of lamina dura layer is also observed (NT B-0.25). This layer is a part
of load-bearing structure consisting mainly of cortical bone. Thus, this makes the cancellous
bone less stressed than in case without the layer (NT B-0). The highest stresses are found in
trabecular cancellous bone models, especially with the trabeculae of low quality (T(0.32)).
178
229
P. Marci´an et al. / Applied and Computational Mechanics 5 (2011) 173–186
Fig. 8. Strain intensity in cancellous bone with the tooth. Comparison of cases NT B-0.25, T(0.56)
Fig. 9. Maximum stresses
Fig. 10. Maximum strain intensities
On the other hand, by comparing the maximum strains in cancellous bone, the highest values
are found in non-trabecular cancellous bone models without lamina dura (NT A and NT B-0)
and, on the contrary, the lowest values are in trabecular cancellous bone models with trabeculae
of low quality (T(0.32)) (see Fig. 10). From a quantitative point of view, the best accordance
can be observed between the non-trabecular model including lamina dura (NT B-25) and the
trabecular model T(0.56). Even the maximum values position is similar in these two cases (see
Fig. 8). Therefore, it is obvious from the presented graphs that there is significant difference
between stress and strain assessment. Stresses can be of tens to hundreds MPa in trabecular
cancellous bone models, increasing with lowering the quality of trabeculae, whereas in nontrabecular
cancellous bone stresses are much more lower, decreasing with lowering quality of
bone (lowering its Young’s modulus).
Neither stresses nor strains can be analyzed in models with CT-obtained material properties
because of singularities occurring at interfaces of too many regions of different Young’s
modulus.
179
230
P. Marci´an et al. / Applied and Computational Mechanics 5 (2011) 173–186
3.2. Stress-strain analysis of mandible with an applied screw implant
Results of the three analyzed stages of osseointegration are shown in Fig. 11 through Fig. 13.
The maximum values of stress and strain intensities occurred always in different locations. It is
found that not-surprisingly the best case is the fully osseointegrated implant. Two representative
modeling-levels are presented. Firstly, model without the special bone layer around the implant
(T(0.56) − 0), and secondly, model with the special bone layer (T(0.56) − 0.1). It is found
that the layer reduces stresses and strains in cancellous bone and it also changes their distribution.
Fig. 13 shows 1st principal stress distribution in models with lower quality of trabeculae
(T(0.45) − 0.1 and T(0.32) − 0.1).
Fig. 11. 1st Principal stress. Stage A: a) T(0.56) − 0, b) T(0.56) − 0.1
Fig. 12. 1st Principal stress. Stage B: a) T(0.56) − 0, b) T(0.56) − 0.1
Fig. 13. 1st Principal stress. Stage C: a) T(0.47) − 0.1, b) T(0.32) − 0.1
As in physiological state analysis, results are presented in bar graphs again (see Fig. 14 and
Fig. 15). The series of three bars (each for one stage of osseointegration) are presented for each
material used in the model. Only stress and strain intensities are presented. From the graphs,
significant difference between stress and strain results is obvious in all analyzed cases. The
180
231
P. Marci´an et al. / Applied and Computational Mechanics 5 (2011) 173–186
Fig. 14. Maximum stress intensities in cancellous bone
Fig. 15. Maximum strain intensities in cancellous bone
Fig. 16. Non-trabecular material models: Analyzed cases overview
stress intensity is of the highest value in non-trabecular cancellous bone model (T(0.32) −0.1),
whereas the strain values are, on the contrary, of the highest value in NT A model (see Fig. 15).
As stated in the previous section, neither stress nor strain analysis are applicable in model with
CT-obtained material properties.
3.3. Stress-strain analysis of non-trabecular cancellous bone model
Results presented in the previous section are related to the trabecular model whose lower density
(quality) is modeled by assuming thinner trabeculae. However, in most publications considering
osteoporotic bone tissue non-trabecular cancellous bone model is prevailing and lower bone
quality is modeled with decreasing apparent Young’s modulus (see Table 1). Results obtained
from such model are presented in this section.
Maximum values of stress intensity and strain intensity were analyzed again. Two states
were compared: The physiological state on the one hand, and after implantation on the other
(see Fig. 16). The maximum values of stresses change their position as Young’s modulus of
cancellous bone changes. On the contrary, the position of maximum strain values does not
181
232
P. Marci´an et al. / Applied and Computational Mechanics 5 (2011) 173–186
Fig. 17. Maximum stress and strain intensities. Non-trabecular models comparison (for graph legend see
Fig. 16)
change (no strain redistribution occurs). As in the previous section, three osseointegration stages
are analyzed. Fig. 17 shows results of fully osseointegrated stage. Each graph shows also the
comparison with physiological state in two variants (dashed line).
4. Discussion
The loading of real cancellous bone of lower density (i.e. with lower BA/TA value) causes
increasing stresses and strains in this tissue. It depends on the trabeculae distribution within the
bone, their number and thickness. The lower number and thickness, the higher stresses occur
(it is similar to loading of a beam in mechanical engineering). By comparing stresses in Fig. 9
and strains in Fig. 10 it is clear that a significant difference occurs in various material models of
cancellous bone. This comparison is not possible in case of CT-obtained material model since
no acceptable stresses and strains are calculated due to above mentioned singularities.
As for the models with the implant, a significant difference in maximum stresses and strains
occurs in case of various material models. Much higher stresses occur in trabecular model of
cancellous bone than in non-trabecular one. Quite the opposite result gives the strain evaluation;
the highest values are obtained from non-trabecular model of cancellous bone while the
lowest are obtained from trabecular one. Therefore, one should be aware of these differences
between both cases (trabecular/non-trabecular). It should be seriously considered which of
the two models is suitable for the analysis that one would like to perform. Our study shows
that non-trabecular model is no longer suitable for analysis of interaction bone-tooth/implant.
Model at higher modeling-level (i.e. trabecular model) should be used instead. To these days,
cancellous bone is usually modeled as non-trabecular mass with no complicated structure of
trabeculae [3, 6, 26]. An apparent Young’s modulus obtained from experiment or from CT is
prescribed to this structure. Stresses obtained from such models are inconsistent with reality
because with decreasing bone quality stresses should increase, not decrease as shown by nontrabecular
model results presented in this study. This inconsistency does not appear in strain
evaluation. With decreasing bone quality strains increase (see Fig. 17a). The reason why maximum
stresses in cancellous bone decrease as strains increase can be explained by the presence
of cortical bone which plays significant role of the load bearing structure. This is obvious from
Fig. 17a which shows that stresses in the model without the cortical bone (NT A) are almost
independent on Young’s modulus change while stresses in the model with cortical bone (NT B)
182
233
P. Marci´an et al. / Applied and Computational Mechanics 5 (2011) 173–186
Fig. 18. Coronoapical tooth displacements
Fig. 19. Coronoapical implant displacements
decrease with the changing Young’s modulus. This is because the load is carried via the cortical
bone and the cancellous bone load is reduced. The study shows that strains are more appropriate
mechanical quantity for the evaluation of mechanical interaction.
Verification of model quality, and thus quality of calculation results, is quite difficult in
biomechanics. In case of dental biomechanics there is a possibility to utilize known values of
tooth movement and implant movement. Specifically, we can compare calculated tooth and
implant displacements in the coronoapical direction (i.e. in direction of the applied force) with
that of obtained from literature. The displacement, in case of a tooth embedded in a bone of
normal quality (see model T(0.56)) and loaded by force of 200 N, is of 0.092 2 mm. This value
falls within the interval 0.05–0.1 mm which is valid for the same loading [2,28]. Displacement
results for all models are shown in Fig. 18. Maximum calculated value of implant displacement
ranges from 0.004 to 0.027 mm (see Fig. 19). These results are also in agreement with values
obtained from literature (0.005–0.073 mm; [20,28]).
5. Conclusion
This biomechanical study is focused on assessment of the modeling-level of cancellous bone
and its interaction with tooth or dental implant. 39 computational models are created and analyzed.
Maximum values of stress and strains are evaluated and for better clarity shown in
several graphs. Following conclusion can be stated:
1. It is more suitable to evaluate strains than stresses in an assessment of mechanical response
of cancellous bone on its loading.
183
234
P. Marci´an et al. / Applied and Computational Mechanics 5 (2011) 173–186
2. CT-obtained material model of cancellous bone is not acceptable for stress-strain analysis
because of singularities occurring at interfaces of too many regions with different Young’s
modulus. However, this model can be used for stress evaluation in implants.
3. Trabecular model of cancellous bone is more suitable for analysis of interaction of bone
with the embodied tooth/implant. Further improvement of modeling-level should be researched.
One possible direction of this research could be using micro CT, which can be
helpful for creating 3-D trabecular model of cancellous bone.
Acknowledgements
This work was supported by grant specific research FSI-J-11-3/942 and FSI-S-11-12/1225.
References
[1] Albrektsson, T., Br˚anemark, P. I., Hannsson, H. A., Lindstr¨om, J., Osseointegrated titanium implants.
Requirements for ensuring a long-lasting direct bone anchorage in man, Acta Orthopaedica
Scandinavica, 52 (1981) 155–170.
[2] Amarsaikhan, B., Miura, H., Okada, D., Masuda, T., Ishihara, H., Shinki, T., Kanno, T., Influence
of environmental factors on tooth displacement, Journal of Medical and Dental Sciences, 49
(2002) 19–26.
[3] Bonnet, A. S., Postaire, M., Lipinski, P., Biomechanical study of mandible bone supporting a fourimplant
retained bridge: finite element analysis of the influence of bone anisotropy and foodstuff
position, Medical Engineering & Physics, 31 (2009) 806–815.
[4] Bor´ak, L., Marci´an, P., Florian, Z., Bart´akov´a, S., Biomechanical study of disk implants, Engineering
Mechanics, 17 (1) (2010) 1–12.
[5] Branemark, P. I., Hansson, B. O., Adell, R., Osseointegrated implants in the treatment of the edentulous
jaw. Experience from a 10-year period, Scandinavian journal of plastic and reconstructive
surgery and hand surgery, 16 (1977) 1–132.
[6] Daniel, L., Qing, L., Wei, L., Michael, S., Dental implant induced bone remodelling and associated
algorithms, Journal of the Mechanical Behaviour of Biomedical Material, 2 (5) (2009) 410–432.
[7] Cattaneo, P. M., Dalstra, M., Melsen, B., The finite element method: a tool to study orthodontic
tooth movement, Journal of Dental Research, 84 (5) (2005) 428–433.
[8] Clason, Ch., Hinz, A. M., Schieferstein, H., A method for material parameter determinative for
the human mandible based on simulation and experiment, Computer Methods in Biomechanics
and Biomedical Engineering, 7 (5) (2004) 265–276.
[9] Futterling, S., Klein, R., Strasser, W., Weber, H., Automated finite element modelling of human
mandible with dental implants, 6-th International Conference in Central Europe on Computer
Graphics and Visualization, 1998.
[10] Gei, M., Genna, F., Bigoni, D., An interface model for the periodontal ligament, Journal of Biomechanical
Engineering, 124 (5) (2002) 536–546.
[11] Hajian, M. R., In-vivo-Bite Force: Comparison between conventional and implant-supported dentures,
University of W¨urzburg, Ph.D. thesis, 2004 (in German).
[12] Jokstad, A., Braegger, U., Brunski, J. B., Carr, A. B., Naert, I., Wennerberg, A., Quality of dental
implants, International Dental Journal, 53 (2003) 409–443.
184
235
P. Marci´an et al. / Applied and Computational Mechanics 5 (2011) 173–186
[13] Jokstad, A., Osseointegration and dental implants, John Wiley & Sons, Inc., 2008. ISBN
978-0-813-81341-7.
[14] Kawarizadeh, A., Bourauel, C., Jager, A., Experimental and numeric determinative of initial tooth
mobility and material properties of the periodontal ligament in rat molar specimen, European
Journal of Orthodontics, 25 (2003) 569–578.
[15] Kingsmill, V. J., Post-extraction remodelling of the adult mandible, Critical Reviews in Oral Biology
& Medicine, 10 (3) (1999) 384–404.
[16] Kohles, S., Bowers, J., Vailas, A., Ultrasonic wave velocity measurement in small polymeric and
cortical bone specimens, Journal of Biomechanical Engineering, 119 (3) (1997) 232–238.
[17] Korioth, T. W. P., Hannam, A. G., Deformation of the human mandible during simulated tooth
clenching, Journal of Dental Research, 73 (1) (1994) 56–66.
[18] Levin, L., Dealing with dental implant failures, Journal of Applied Oral Science, 16 (3) (2008)
171–175.
[19] Marci´an, P., Florian, Z., Bor´ak, L., Krpalek, D., Val´aˇsek, J., Biomechanical Study of Disk Implants,
Part II. Engineering Mechanics, 17 (2) (2010) 111–121.
[20] Mish, C., Contemporary Implant Dentistry, Mosby Elsevier, Indiana University, 2008. ISBN
0323043739.
[21] Moon, H. S., Won, Y. Y., Kim, K. D., Ruprecht, A., Kim, H. J., Kook, H. K., Chung, M. K., The
three-dimensional microstructure of the trabecular bone in the mandible, Surgical and Radiologic
Anatomy, 26 (2004) 466–473.
[22] Natali, A. N., Dental biomechanics, Taylor & Francis Books, London, 2003. ISBN 0-415-30666-3.
[23] O’Mahony, A. M., Williams, J. L., Spencer, P., Anisotropic elasticity of cortical and cancellous
bone in the posterior mandible increases peri-implant stress and strain under oblique loading,
Clinical Oral Implants Research, 12 (6) (2001) 648–657.
[24] Rho, J. Y., Hobatho, M. C., Ashman, B. R., Relations of mechanical properties to density and CT
numbers in human bone, Medical Engineering & Physics, 17 (5) (1995) 347–355.
[25] Rho, J. Y., Tsui, T. Y., Pharr, G. M., Elastic properties of osteon and trabecular bone measured by
nanoindentation, Journal of Biomechanics, 31 (1) (1998) 21–21.
[26] Samira, F., Sinan, M., Load transfer along the bone-dental implant interface, Journal of Biomechanics,
43 (2010) 1 761–1 770.
[27] Simsek, B., Simsek, S., Evaluation of success rates of immediate and delayed implants after tooth
extraction, Chinese Medical Journal, 116 (8) (2003) 1 216–1 219.
[28] ˇS´ım˚unek, A., Dental Implantology, Nucleus, 2008 (in Czech). ISBN 978-80-87009-30-7.
[29] Stephan, G., Radiology of Osteoporosis, 2nd Revised Edition, 2008 Springer-Verlag Berlin Heidelberg.
ISBN 978-3-540-25888-9.
[30] Takahashi, N., Kitagami, T., Komori, T., Behaviour of teeth under various loading condition with
finite element method, Journal of Oral Rehabilitation, 7 (1980) 453–461.
[31] Tanaka, E., Tanne, K., Sakuda, M., A free-dimensional finite element model of the mandible
including TMJ and its application to stress analysis in the TMJ during clenching, Medical Engineering
& Physics, 16 (1994) 316–322.
[32] Turner, Ch. H., The elastic properties of trabecular and cortical bone tissues are simile: Results
from two microscopic measurement techniques, Journal of Biomechanics, 32 (4) (1999) 437–441.
[33] Ulm, C., Tepper, G., Blahout, R., Rausch, F. X., Hienz, S., Matejka, M., Characteristic features of
trabecular bone in edentulous mandibles, Clinical Oral Implants, 20 (2009) 594–600.
185
236
P. Marci´an et al. / Applied and Computational Mechanics 5 (2011) 173–186
[34] Val´aˇsek, J., Marci´an, P., Krpalek, D., Bor´ak, L., Florian, Z., Koneˇcn´y, O., Material properties of
bone tissue obtained from CT for biomechanics purposes, In MENDEL 2010. Mendel Journal
series. (2010) 483–490.
[35] CT Data Analysis — Software. URL <www.biomechanika.fme.vutbr.cz>.
[36] MatWeb — Database of material properties. URL <http://www.matweb.com>.
186
237
24 $tomatolog,XXl, 2Q11,3 25
-*'''\,r*..
MoŽnostiošetreníu ektodermáInídysplazie
F3E,:res gP'*EEat*e'g*Ě**É*r.**rgmaEelyspIesfimtreatment
Prachár,P.,Bartáková,S., Kuk|ová,J., Strecha,J.,Vaněk,J.
MUDr.PatrikPrachár,Ph.D,MUDr.Sona Bartáková,PhD,J. Kuk|ová,prof.MUDr.JiiíVaněk,CSc. Stomato|ogická
klinikaLF MU a FN u sv.Anny,Pekarská53,659 14,Brno.PÍednostaprof.MUDr.JiĚíVaněk,CSc. Českárepub|ika
MUDr.JurajStrecha,PhD.,Eurodentmedima,Martin,S|ovenskárepub|ika
Abstrakt
Ektodermá|nídysp'.aziepatrímezionemocnění,kterámajívysokoudědičnouzátěŽ'onemocnění
má vícejak 150podtypťrs r zně vyjádrenymipríznaky.Mezinejd leŽitějšíz pohledustomato|ogie
patrídiagnostikaonemocněnív souvis|ostis hypodonciemi.Chybějícídenticije moŽnésIedovat
jiŽv dočasnédentici.Hypodoncieve stálédenticijsouv1irazněvyjádienyaŽk o|igodonciímevent.
anodonciím.
Da|šíznámkouonemocněníjenedostatečnákostníhmotače|istí.Jakoprimárníutohotoonemocnění
je diagnostickyipedostomatologick17rozbor.Dále se uplatnujeinterdiscip|inárníspo|upráce
stomato|ogickychodborností.V konečnéfázijsouzde moŽnostidentá|níimpIanto|ogiev terapiiaŽ
pofiná|níprotetickoustomato|ogii.
Autorise snaŽíprib!íŽithendikepujícíonemocnění,prístupk terapiia moŽnostiposunuošetrení_
implantacek mladistvyim.
Klíčovas|ova:ektodermálnídysp|azie,dědičnázátěŽ,podtyp,hypodoncie,oligodoncie,anodoncie,
interdisciplinárníspolupráce.
Uvod
Jako definicejsou uváděny:dysp|asiaectodermalishereditaria,syndromChristťrv_
Siemensv
* Tourainv, anhidrosishypotrichotica,syndroma
.laquet.
Ektodermá|nídysp|azieje genetickypodmíněné
onemocnění.Vyskytujese spo|ečněs mnohada|Šími
príznakyčipridruŽenfmionemocněními.Existuje
pribliŽně150podtypťr,u kterychjsourťrzněvyjádrené
príznaky.Uváděn!poměrpostiŽenlchIidíkezdravym
1e1 ku 17000.Geny,kteréjsouodpovědnéZa onemocnění,jsouEDA
(ectodysplasinA)
- EDAR (ectodysplasinreceptor)- EDARADD
(asociovanádoménasmrti)[1,4,5,6,7, B, 9,
10, 121.
obr. 1.UmístěnígenuEDA na X chromozomu
''
238
; ll.:rI'ii"tli:l|i,.,'!i;,
i,
obn 2. Umístěnígenu EDAR na 2, chromozomu
obr.3.IJmístě,igJ,, EDARADDna 1.chromozomu
Většinaprípadťrektodermá|nídysp|azlejezpťrsobená
mutacíVgenuEDA,kterfse dědív X.vázanérecesivní
formě. U Ženmusíb1itprítomnymutacev oboukopií
genu,aby zpťrsobilyporuchu. MuŽijsou ovlivněny
X-vázanymrecesivnímonemocněnímmnohemčastěji
neŽŽeny.P|atí,Žeasi v 95%se jednáo onemocnění
vázanéna X_chromozom.ZbytekodpovídáEDAR
a EDARADDmutacím.
K príznakmonemocněnípatrí:anhidrÓza,hypotrichoza,
hypodoncie,oligodoncie,anodoncie,pseudoprogerie.
Dalšípťíznakyjsousedlovitynos,vystoup|éčelo,t|usté
rty'má|ovyvinutérasya obočí;anomáliepigmentace:
periferníbledostob|ičeje,tmavězabarvenákŮŽekotem
očí;hypop\azietukov1ichŽ|áz;ekzém;i v17tokz nosu_
ozéna;hypop|aziepotníchŽ|áz,kterávede ke špatné
snášen|ivostivyššíokolníteploty.Jinépríznakyjsoutaké
poškozenínebo ztrátasluchua zraku;častéinfekce
zpťrsobenéimunitnímsystémem;nepiítomnostnebo
malformaceněkter1ichprstťrna rukounebo nohou,
byváprítomeni rozštěprtunebopatra'K onemocnění
patrí|cit|ivostnasvět|o,dychacíobtíŽea nedostatečn17
vfvojprsŮ.Vyivojfyzickyi psychickybyvánormálníaje
zde vyjádrenyivyraznyandrotropismus.
Z pohledustomato|ogickéhobfvá onemocněnívyjádre.
noVdočasnédenticichyběnímzubťr.Zjlštěníchybění
zubťruŽv dočasnédenticibymělovéstk dťrkladnější
ana|yze,piedpokladua diagnosticehypodonciípre.
devšímve stá|édentici.Ve stá|édenticitotiŽdochází
kvyraznymnumerickyimporuchám.Dáleněkterézuby,
kteréjsouza|oŽené,jsouimpaktované.Častojdeo reten.
ce spoIečněs anomálnímu|oŽeníms velmldiskutabl|ní
prognozoumoŽnépatefakcetakovyichpilírťr'Statisticky
se uvádí,Žeažv63,5% pŤípadťrbfvá numerickyvětší
hypodonciev dolníčelisti,to odpovídávelmimalému
mnoŽstvízubťrk protetickésanaci.Co se tfká horní
čelisti,byivánumerickyvětšíhypodonciepouzev 5,4o/o
uváděnychprípadťr;stejnypočetchybějícíchzubťrv horní
ido|níče|istib vástatistickyv B,1oÁ.BohuŽeltonejdťl|eŽitější,kdynejsouvťrbecza|oŽenéstá|ézuby_
anodoncie,
se vyskytujev 23,1oÁ(tab'1 a graf1).
Genetickázátěžu ektodermá|nídysplazieje v ce|ém
genea|ogickémkmenivyrazněvyjádrena(obr.4).Z ro-
dokmenujepatrné,Žejeve|mitěŽké,abygenetickytoto
onemocněníbyloz |inieodstraněno.
Tab. 1.Procentuelnízastoupeníhypodonciedte jed-
notlivychparametrťl
Graf 1' Hypodoncieprocentuelnězastoupenáu ekto-
dermálnídysplazie
.'-',:,, .
' . - ! . . . ' ,. . , ,i r .
o l Pac|enÉsonemocněnim-ženy/mužl
o Úmrtí
obr. 4. Ukázka genealogie jedné rodiny ve trech
generacích
Fšg,4" GenealaEici:ictur*of *ne farniÍy*ver three
gen*ratÍons
Diagnostikaonemocnění
Jako u mnohaonemocnění,kteréje moŽnézachytit
jiŽv dočasnédentici,je nejdťrleŽitějšíprimárnizáchyt.
Tozname2á,Že pacientby měl b1/tdiagnostikovánjiŽ
na poIipedostomato|ogie.Platízde pravidlo,Žejaké.
ho.li hypodoncievyjádĚenév dočasnédenticimusí
b1tzkontro|ovanéspo|ečněs jiŽvytvoreny7mizárodky
stál17chzubťr.Je todťlleŽitéh|avněproto,Ženumericky
jsou hypodoncievyjádrenévyraznějiu státédentice.
odpovídáto sumárnímusnímkuortopantomogramu
ajehokvalifikovanémuvyhodnocení.Lepšídiagnostikou
::::i
'Ť
:!
:i
*čE
Vyjádrení
hypodoncií
Dentice
větší
v H Č
Dentice
větŠí
v D Č
Stejn!
počet
zubri
Anodoncie Pouze
distá|ní
zuoy
Pouze
meziá|ní
zu0y
Mesiá|ni
distá|ní
zu0y
63,5 5,4 8,1 23,1 2,7 a 4 R
42,5
239
l - l
t . .
'I 'l:,
,:l
li
jetrojrozměrnézobrazení,jakoje napi.CT diagnostika
|2,31.Ve stálédenticijeu ektodermá|nídysplaziečasto
vyjádrenaektopiezub ,protoječastonevyhnutelné3D
zobrazeníu|oŽenízubťrtakévespojitostia VnáVaznosti
ortodontickéterapie.Zde je ve|mipodstatné,jakjsou
jednot|ivéstá|ézubyu|oŽené,zdazdejsoup|nohodnotné
zlby a takékonfiguraceapexuspo|ečněs dostatečnou
délkou(obr.5).Natomtoobrázkuje mnoŽstvíimpaktovan1ichzub
,ze kter17chje nutnévybratty,kterébudou
upotrebitelnéprodefinitivníošetÍení.V doIníče|istise
jednáoobašpičákyav horníče|istio |evostrannfšpičák.
obr.5, 14-tiletypacients impaktovanymÍzuby
..:l':" |:- A,; +_'iiosa,n*i'j ;:a!!*rlÍv:lj!i: irsi:ier:í.*:i ;:+*!í:
MoŽnostiterapiea pÍístupu
Jednímz prvníchprístupťra ošetťeníje včasnáorto.
dontickákorekcepostavenízbytkovéhochrupuvčetně
posunu- mezializacia distalizacizubťr.Tímtokorektivnímposunemse
nejenzubypostavído predempo-
Žadovanéhoprotetickéhopostavení,alepredevšímse
umoŽnívytvoreníkostiv podobnéšírizubuposouvaného
-tzv.pseudoaugmentace.Dotaktopripravenéhomísta
se imp|antujeco moŽnánejdríveprozamezenízIráty
kostiv taktovytvorenémmístě(obr.6, Z B).Zde díky
ortodontickékorekcidoš|ok posunupi|íra moŽností
imp|antacedotaktovytvorenychmíst.Jednáseo prípad
dostatečnéhomnoŽstvípiirozenychpi|ír.
obr. 6,7,8.PŤípadektodermálnídysplazies vícezaloŽenymizuby,po
ortodontickékorekcia ošetreníhornÍ
K da|šímuprístupupatiíkorekceimpaktovany7ch
zubťrdo poŽadovanépozice.Postupb vá uŽíván
v prípadech,kdy nenívyuŽitelnáveškerádentice.
Některézubyjsouresorboványa tímjsouz pohledu
ortodonciei protetikynevyuŽitelné.Právě v prípa-
dechmnohočetny7chsemiretinovanych,retinovanych
zubťrje nutnémítmoŽnostukotvenípi|ír, které
budous|ouŽitjako kotvícíprvkypro posunzubťr.
Mezi takovépi|írepatríjak dentá|níi nedentá|ní
imp|antáty.K nedentálnímimp|antátťrmpatrínapÍ.
kotevníimp|antáty,kterémohoupomociposunuzubťr
v danémsměru'Dentá|níimp|antátybyvajíuŽityjak
prokotvenía posunpi|ír, aIetaképo ortodontické
korekcivyuŽityk definitivnímuprotetickémuošetrení
(obr.9, 10,11,12).V tomtoprípaděby|yimpIantáty
uŽityk patefakcistá|ychpilír a nás|edněkotveny
fixnímťrstekna prirozenychpilÍrícha imp|antátech,
kteréby|yprvněuŽityk patefakci'K tomubylavy-
tvoienapotenciá|něsnímate|nánáhradaIl.trídy
S nesponovymikotevnímiprvky.
240
obr' 9,Možnostiortodontickékorekcezapomoicikotev-
níchprvkŮveformědentálníchimplantátťlvyužitelnych
i k definitivnímuošetrení
,Ť' 's. .i};:.ss;.n.ri'',..Ů..:;i':i'i'l,..:i:';:)i';;..'::...-.;i":.,:t.:':!t.:íj :j.1'::.].;.:.{.:.
i:.f*.r.:,.;li:.,rc,ni:ige;l*':i.:'..!;;,:!i.ir:!tr,;t.;,:t ::'ei",!,:.j;r'ljei,:í.:i
:;.tt i!*r'.!
";is*,.;;
ii:* ri,r;a! !,r*e'!.:,:i,:;r'.Í"
obr. 10. Pacient z obr. 9 po extrakcÍcha implantaci
v horníčelistihnedpri extrakcích
Fig. 1A.Thesamepatientwithextractiansandimplantationin
themaxillaimmediatelvafterextractions
obr, 11,12,Sťavpo ošetrenídolníčelisti_ po preparaci
_ s mŮstkem a potenciálně snímatelnou
náhradou
DalšímoŽnostíjevyuŽitívčasnédiagnostikya udrŽení
stá|fchzubťrv místechfyzio|ogickydan17ch.Ve|mi
dŮleŽitéje všakudrŽení,a to co moŽná nejdelší,
perzistujícíchdočasn1ichzub . Takováperzistující
dočasnádenticeumoŽĎujesv1imsetrvánímdostateč.
nousílualveolu.Tojejednouz podmínekzavedení
dentálníchimp|antátťr,kterév mnoha prípadech
nemajídostatečnoukostníhmotuproinzerci(obr.13,
14,15).V takov1/chprípadechse impIantujeihned
po extrakci,je zde totiŽdostatekkosti mezi apexy
dočasn1ichzubťra tímje impIantátplně inzerován
v kosti.Poextrakčníránypakjsouve|midobredoplněnykostífyzio|ogick1improcesemhojeníbez
nutnosti
doplněníbiomateriálu.U ektodermálnídyspIazie
jsou moŽnostiaugmentaceminlmální.Nicméněje
zdevyuŽite|nostbiomateriá|ťrnapÍvevestibuIuhorní
čelisti_ to byIouŽito(obr.15).
obr. 13.1stiletypacients perzistencídočasnych
zubŮ
Fig. 13.A 1S-yearoldpatientwithpersistingdeci-
duousdentition
Eg
g
fi
il
&
241
Stomatolog,XXI, 2011,3
obr. 14. Sťavpo implantaciv dolníčelisti_ pacient
z obr.9
Fíg' Ť4,Past.implantationsťaťein the mandíble,the
semepatient(seefig.9)
obr. 15,SÍayz obr.9 po ošetrenífixnípracív dolní
čelistia implantaciv horníčelisti
...:.'1.
:+,;j''-:i:1'.;i' ...-::::.I' :j ;l,:aÍr;:rťi.-::':.'.-l;.':.:':i..1..i1.:
,.::..j,i:..1.:,.::. -.:
,:."-,,.-i::.:;i1,,:,
_,,.;.., : ,,,r, ,:
,.
Ve|midťr|eŽitáje otázkavěkovéhorozmezívhodnosti
imp|antace.U ektodermá|nídysp|azieje snahao co
nejdrívějšízavedenídentá|níchimplantátťr.oprotik|a.
sickémuschématuzavedenídentálníchimplantátťrse
věkováhranicevyrazněsniŽuje.Neplatízde k|asické
schémarťrstua mode|aceče|istísoh|edemnavyraznou
atrofiia|veo|ťr.
Da|šíz moŽnostíjeuŽitístávajícíchpilír,velmičastoor-
todontickyupravenych,doprotetickénáhrady.MoŽnosti
ošetreníjsouzávisléna počtua postavenípi|írťr[11].
ošetrenímťrŽebft od fixníchpracíaŽ po snímatelné
náhrady.V takovémprípaděse jednáo ošetrení,kdy
vzhledemkpozdnímurešení1evyrazněatrofickya|veo|.
TehdyjemoŽnépouzeprotetickékonzervativníošetrení.
Závěr
Ektodermá|nídysp|aziejedědičnéonemocnění,které
má vyznamnourodinnouzátéŽ.ošetrenítakového
defektníhochrupujsou dány počtemzbyly7chpi|ír.
Prosprávnéošetreníjevelmidťr|eŽité,abyby|avčasná
diagnostikaonemocnění.Jednásezdeo moŽnyvyskyt
hypodonciív dočasnédenticia predevšímnás|edně
o hypodoncienumerickyvlznamnějšíve stálédentici.
Častozde bfvajíperzistujícídočasnézubya je nutné
takovoudenticipÍedevšímv distá|níchsecíchzachovat
co moŽnánejdéle,protoŽeumoŽnujeudrŽetdostatečnyi
alveola tímmoŽnostpríštíimp|antacedentá|níchim.
plantátťrs moŽnostíkvalitnějšíhoprotetickéhoošetiení.
Protose věková hraniceposouvá k m|adistv1impro
udrŽenísí|yaIveo|uzapomociperzistencedočasn1ich
zubťr.Da!šíd leŽitoucharakteristikouje ovllvněnípo.
mocíortodontickékorekce,kterámá zásadnívfznam
u tohotoonemocnění.UmoŽnujenejenzaŤazenizubrj
dozubnírady,aleiposunmesiálnímčidistálnímsměrem
včetněpseudoaugmentace.U kaŽdéhopacientajevŽdy
upiednostněnindividuálnípiístups interdiscip|inárním
zaměrenímce|éterapie.
Literatura
1. ANDLAW,R.,J., ROCK, W.,P.:A manualof paedodontics.
ChurchillLivingstone1993.
2. ČERNocHoVÁ, P.,KAŇoVSKÁ, K., KRUPA, P.:Aplikace
vfpočetnítomografie(CT)a multip|anárnírekonstrukce(MPR)
v pÍípadechretinovan1ichzubťr.Čes.Stomat.,2OO2,roč.1O2,
č.3.s.99- 106.
ČrnNocHovÁ, P.:Diagnostikaretinovan1ichzubtj'GRADA
Publishing,a.s.,1.vydání,Praha2006,|SBN80-247-1269-5,
početstran192.
FINNSYDNEY B.:Clinicalpedodontics.Philadelphia,London
andToronto1973.
KoMíNEK,J., RoZKoVcoVÁ, E., SEMJÁN, M.:Dětská
stomatologie.Praha,Avicenum1988.
PRACHÁR, P.,VANĚK, J.:Toothdefectstreatedby denta|
implantsinadolescents.ScriptaMedica- 76(1);5- B,January
2003.
PRACHÁR, P':Hypodoncierešenádentá|nímiimp|antáty
Anky|os.StomaTeam,2003,č,.4,25,3' ročník.
PRACHÁR, P., BARtÁxovÁ, s., ČERNocHoVÁ, P',
VANĚK,J.:Ektodermá|nídysplaziea dentá|níimp|anto|ogie'
Biomedicínsképostupy,Zborník referátov,S|ovensko,Košice,
2008,s.221- 227,ISBN978-80-89361-28-1.
PRACHÁR, P., BARtÁxovÁ, s., ČERNocHoVÁ, P.,
KUKLOVÁ,J.,VANĚK,J':Ektodermá|nídysp|azie-souvis|osti
a implantace.Čes.Stomat',2oo9,roč.109,č.6,s. 106_ 111.
SCULLY C.,VELBURY R.:Coloratlasof oraldiseasesin
childrenandadolescents.London,olfePublishing1994.
STRECHA,J.,JURKoV|Č,R.,S|EBERT,T.,PRACHÁR, P.,
BARTÁKoVÁ,s.,FoJTiKoVÁ,E.:Individuálnatitanokeramická
nadstavba.Čes.Stomat.,2009,roč.109,č.5,s. 92_97.
WELBURRY R., R.:Paediatricdentistry.Oxforduniversity
press1997.
MUDr. Patrik Prachár, Ph,D
Stomatologická klinika LF MU
a FN Usy. Anny, PekaÍská 53
65914,Brno
4.
5.
6.
7.
B.
9.
10.
11.
12.
242
Stomatolog,XXI,2011,1 4?1,
PovlakováníHAumodifikaceimplantátuPVl.
Hydroxyapatite(HA)plaquein photovoltaicion
(PVl)implantmodification
Prachár,P.,Bartáková,S.,Kassugai,S.,Martikář,A., Martikář,J.,Vaněk,J.
MUDr.PatrikPrachál PhD.,MUDr.SoniaBartáková,PhD.,prof.MUDr.JiiíVaněk,CSc.,Stomatologickák|inikaLF
MU a FN u sv.Anny,Brno.
Kassugai,S.,TokyoMedicaland DentalUniversity,Japonsko
MartikáĎ,A., MartikáĎ,J.,fi.Martikan,Do|náMariková,Slovensko
Abstrakt
ImplantačnísystémyVe stomatologiise v poslednídobě snaŽívytvorittakovyiprvek,kterf
by zabraĎovalmoŽnéresorpcikostia zároveĎpodpoiilrychlébiologickyvfbornévhojení
implantátu.V současnostiexistujeve|káíadaimp|antačníchsystém. Jednot!ivésystémyse
!išípovrchovoupravou,materiálema designem.V popÍedínašísnahystá|designimplantátu.
Z toho vypIlvalovytvoĚeníimp|antačníhosystému,kterybude mítantirotačníprvek pro
ukotvenínástavby.Da|šíprioritoubylodefinování,zkoušenía vytvoieníformyzávitŮ,která
budeco moŽnánejšetrnějšíke kortikálnívrstvěkostia stanovilljsmestandardnímateriálpro
vfrobu implantátua standardnípovrchovouÚpravu.objektivizova!ljsmemoŽnostptisobení
si|pomocí3D modelacítohototypuimp|antátu.Takéjsmehodnoti|iimplantátv prek|inickyich
zkouškáchna prasatechs povrchovou pravouhydroxyapatitu.
K|'íčováslova: implantačnísystémy,kostníresorbce,vhojováníimplantátu.
Abstract
Recently,implantsystemsinstomatologyhavebeentryingtocreatesuchan elementwhich
wouldpreventpossiblebone resorptionand at the same timebiologicallypromotequick
in-healingofan implant.Nowadaystherearemanyimplantsystems.Thesedifferinsurface
finish,materialanddesign.At thecenterof oureffortshas beendesignof an implant,and
thusan implantsystemwhichwouldhavean anti-rotaryunitforanchoringthe abutment.
Anotherpriorityis to define,testand constructthreadswhichwouldbe safeand harmless
towardsthecorticallayerofthebone.A standardmaterialforimplantsanda standardsurface
finishwerebothdetermined.By meansof3D modelsofthisimplanttype,thepossibleaction
of forceswas objectivized.We thenevaluatedan implantin pre-clinicaltrialson pigswith
an hydroxyapatitesurfacefinish.
Key words: implantsystems,boneresorption,implantin-healing.
Úvod
Ve světěexistujeobrovskémnoŽstvíimplantačních
systémťr,Íádověpies 100.!mp|antátylze dělitdle
kritériazavedeníje na jednodobé(jednofázové)
a dvoudobé(dvoufázové).
Jednofázovyimp|antátse zavádído kostiv celku
bez moŽnostišroubováníčipripevĎováníjinfch
částía je nás|edněpo několikatfdnechzatěŽován.
'Tďo-vÍ implantátnenífinančněnáročnf,ale je
pro něj podstatnéukotveníza pomocld|ahování,
napi.se zuby.
Dvoufázovélmplantátyjsou sloŽenyz nitrokostní
části(tzv.fixtury)a z částiorá|ní(suprastruktury).
U takovéhoimp|antátuse jakoprvnízavádífixtura
a pakse čeká3 - 5 měsícťrna jejívhojení.Doba
vhojeníse mťrŽe|išitod typuče|isti(hustoty),typu
imp|antátua jehopovrchovéÚpravy.Jednofázovy
implantátje brán piedevšímjako čepelkovy(Ži|etkovyi).CoŽje
lmplantátve|mitenkf,ale.dlouh1/,
nevyuŽitelnfprosolopilíÍe,alevŽdyv kombinaci
se zubemnebos implantátemdvoufázovym|22,
19].Nyníjsoujednofázovéimp|antátyi implantáty
vá|cové- závitovéve vybranyichindikacíchjako
včasnéimplantátyco do zatíŽení[12].Jako dvou.
fázovyje bránimplantátvětšinouzávitovf,válcov1i,kÓnick!
nebo kaskádovitéformyco do tvaru
243
Stomatolog,XXl, 2011,1 49
implantátu.Je to imp|antát,kterfje šroubovateln17
z minimálnědvoučástí.
Jednotlivéimp|antačnísystémyse mezi sebou
minimálně!iší.Ale jistá specifikarozdílnostim .
Žemenajít:
1.ve tvaruvlastníhoimplantátu(fixtury)
. zdejdevětšinouo tvarpodobny7zubus kÓnic.
kymzŮŽenímjakoje typicképrojednokorenovf
zub.
2. v typecha stoupáníchzávitťr
- zde se jedná o moŽnostivfšky._ stoupání
jednotlivychzávit , o hloubkuzávttŮa jejich
profil.
3. v upravěpovrchu
. v současnostinejvícezkoumanáoblast.Zdese
jednáo moŽnostinanášenímateriálrj,ripravy
c|enitostipovrchua jejichhodnocenínejprve
na buněčnéÚrovni.
4. v moŽnostechpripojenísuprastrukturdo fixtury
- zdajemoŽnée|iminovatnasedánía kolonizaci
mikrobťra tímpredcházetperiimplantitidě.
5. v samotnfchsuprastrukturách
- zde se jednáo nepohyblivosta tímdokona|ou
stabilitua znemoŽněnífraktur.
6. v prob|ematicemateriálu
. snahaje vytvoňitnovémateriály.
Ad 1. tvarfixtur:jedná se zde o enoseálníčást
implantátu.Jsoučleněnyna implantátyčistěválco.
véhotvarUbez většíchretencí.od tohototypuse
v současnostiustupujepro niŽšíprimárníretenci
a vyššírizikoresorpcekosti.
Dalšíformoujsouimplantátykonické,kterése svfm
tvarempodobajíjednokorenovémuzubu.Tentotvar
je v současnostinejvícevyuŽívánpro snadnou
aplikacido kosti.Pak existujetvar s vybíhajícím
konusemsměrem k měkklm tkáním.Tentotvar
zohledĎujegingiválníčástbezvětšíiritace;tozna.
mená,Že v krčkovéčástinenítak v pravémslova
smys|udvoufázovym,protoŽeneníplně ukotven
pod gingivou.Určit1improblémemzde z stává
rozšiĚujícíse konus,kteryiu graciIníchzub je
proteticko-estetickfm problémem.
Dalšíformouje formakaskádovitá,to znamená,Že
jednotlivéčástifixturymajírťrznfprťrměrod nejmen.
šíhov apikálníoblastik největšímuv koronární
části.Tentotyp implantátuje moŽnés v1ihodou
vyuŽívatu tzv.včasn1ichimplantacíneboodloŽe.
n1ichimplantací,kdyje |épefixovándo poextrakční
rány.V současnostise všakod implantácíihned
do poextrakčnírány ustupuje|12,13|.
Jako posIednítvar je tvar částečněse zuŽujíci
v koronárníčásti. Zde se predpokládázanoiení
imp|antátus nárťrstemkostia menšínapětív oblasti
kortiká!níkosti.
Ad 2. závity a formyzávit : závity obecně dělíme
na samoieznéa s predvrtáním.To znamená,Že
u samoÍezn17chimp|antátrjse prizaváděníneuŽívá
mimovrtáktjk predvrtáníimplantačního |Ůžka,tzv.
závitníkťr,nástrojťr,kterénámvytvoríčástečnyzávit.
DaIšíčleněnízávitŮjepodleh|oubkyzávitŮa v1išky
stoupánízávitrj.VIastníhloubkazávitŮse pohybuje
mezi0,15_ 0,5mm.SamozÍejměje málovyijimek,
kde najdemezávttyhlubší.U takovlch imp|antátrj
je jejichvyuŽitíomezené,protoŽese tímstává im.
plantátmohutnějšíco do pr měrua tímse sniŽují
moŽnostiindikaceV závislostina horizontálním
rozměrukosti.
Vfška stoupánízávltŮ se pohybuje mezi 0,6 -
1,2mm.V současnostije navíctzv.mikrozávitpro
oblastkortiká|níkosti,kteryisniŽujenapětív této
pro implantacinejd leŽitějšíoblasti.Jeho uŽiti
u implantačníchsystémrlrse nynístále víceroz.
širuje.V|astníhloubkau mikrozávit se pohybuje
do 0,1mm a vfškastoupáníkolem0,2_ 0,3mm.
Ad 3. povrchováÚprava:tatooblastje v součas.
nostinejvícediskutovanoua zkoumanou.Jedná
se nejeno strukturupovrchuv návaznostina bu.
něčnouodezvu,aleio moŽnostiovlivněnípovrchu
pomocíjinéhomateriá|učisloučeniny.Zde se
jedná o moŽnostipov|akovánípovrchovévrstvy
biologickykva|itnějšímimateriálya tímzvfšení
kvaIityoseointegrace[1,14,15,21].Materiá|yuŽité
k povrchovéÚpravěvykazujíminimálněstejnoubi.
okompatibilitujakotechnickyčistftitan[7,8].Nebo
lépevyššíbiologickévlastnostineŽu titanu.A právě
zde je snaha posunoutoseointegraciještěv1/še
aŽ na uroveĎbiointegrace,tadyaktivníhospojení
imp|antovanéhomaterlá|uv kosti.Mezi materiály
patrínitridy,oxidy,patrísem biofi|my,coŽjeveÍázi
experiment, a patÍísemnanomoleku|y,takéveÍázl
experimentťr.Da|šímoŽnostíje nanostrukturální
titan,kter1ise chováv biologickémprostiedíjinak
neŽklasickftitan.Existujevelkáiada technikpro
moŽnostov|ivněnípovrchovévrstvy imp!antátu.
Známe technikypískovánípres |eptánípo elektroerozi.V
současnostii technikyměnícístrukturu
a uspoĚádánítitanuna povrchu.U pískováníse
jednáo proudčástic,kteréjsoutryskányna povrch
implantátu.Tímse vytvárírťrzněčleněn1ypovrch,
kteryiodpovídáve!ikosticástic uŽit17chpÍitomto
procesu.Da|šíotázkouzde je, jakÝmateriálbyvá
uŽitpropískování.PríklademmťrŽeb}itAl2o3 nebo
fluoroapatit.Souvisís tímtakétechno|ogieÚpravy
taktoopracovanéhoimplantátu,aby na povrchu
nez stáva|yionty,kterév tétovrstvěby mohlyb17t
probunkynepĚijatelné[10'18].
Podobn1improcesemje Ieptání,kdese uŽlvánejčas.
tějikyselinHNo,, HF neboHCl proÚpravupovrchu
implantátu.Zde taképlatípostupypro odstranění
zbytk kyselinvytvoienfchmeziprodukt, aby byl
imp|antátopět biokompatibi!ní.DalšímoŽností
upravyimp|antátu,jeho povrchu,je elektroeroze.
244
Stomatolog,XXI,2A11,1 s, l
Je to takovf postup,kdy za pomocivfbojťtelek.
trickéhoproududocházík postupnémuodtavování
mikročástečekmateriálu.Tímdocházi k zdrsnění
povrchu.
Proto tato oblast povrchuimplantátuje nejvíce
členltoua probíranouv současnosti[16,17,231.
Ad. 4. ukotvenísuprastruktur:jedna z d leŽitlch
otázek z dlouhodobéhoh|ediskaŽivotnostiim.
plantátu.oblast pÍechodukosti,periostua gingivy
je nynívelmidiskutovanouotázkoupro moŽnost
zabráněníperiimplantititya pro co nejniŽšíko!o.
nizacimikroby.Zde p|atí,Že nástavbaby neměla
b1itpouzešroubovánabez dotykovéoblasti,event.
implantátmá svou enoseálníčástísahatnad gin.
givu.To znamená,Že nástavbamá mítčást,která
se co nejpiesnějidot1ikávnitiníčástifixturya tím
nevytváÍíslep1iprostori pri eventuálnímpohybu
pro bakterie.
Jakoda!šíjsouantirotačníprvkyproukotvenísupra.
struktur.Jsou to prvky,kteréznemoŽĎujípohyb
- rotacinástavbya s níproteticképráce.To by|a
v diívějšídobě takéjednaz piíčinneuspěchuim.
pIantací.Antirotačníchprvkťtje celá Ěada.UŽÍvá
se trojhranaŽ po mnohohran,,uŽivajÍse piídavné
kotevnízáŤezyuvnitĚimp|antátu'Všechnyvšak
společněvedouk !mobilizacinástaveb.
Jistou otázkou je zda neimplantovatjednofázově,
coŽje velmitěŽképii negativnídenzitěkosti,kdy
eliminujemeslepyiprostor.
Ad 5.suprastruktury:existujírŮznémoŽnostisupra.
struktur.Jsou víceč|eněnéz několikačástí_ toje
nejméněvhodn1izpťrsob,,s|oŽité..suprastruktury.
Zde platí,Že čímvícekomponenta nejednačást,
tímvíceproblémrjz dlouhodobéhohlediskauŽití
implantačníhosystému.V současnostlje nejvíce
uŽívanásuprastrukturase samosvornfm hlem
a v1fstupemzimp|antátunevětšímco do pr měru
neŽvlastnífixtura.Takétvarvystupujícíz implan.
tátu by mě! ctítco nejmenší,,mrtv!prostor,,mezi
suprastrukturoua koronárnímkoncemimp|antátu.
Vše by mělo byitsamozrejměplněvyleštěnébez
dráŽek a záhyb t20].
Ad 6. materiál:nyníjenejčastějiuŽívántitana jeho
s|itiny,aťv čistéforměnebos Úpravoupovrchu[6,
9].Jakodalšíz materiá|ťtjsoukeramickéimplantáty,
kteréjsou všakvelmikiehkés určitoudiskutabilní
otázkou zirkonia.Proto se spíšeneŽ k takov1im
imp|antátm priklánímek povrchovéÚpravě.Da!ší
materiál,kter! je ve vfvoji,je tzv. beta slitina[2,
3, 4, 5, 11].Tatos|itinaje sloŽenaz titanu,niobu
a tantalu.Má lepšímechanickév|astnostijako
technickyčistftitana je biokompatibi!ní.
Néfčastějije uŽívánGrade 4 provfrobu fixturpro
svou vyššímechanickouodolnostoprotiGrade2,
kteryije takéuŽlván.Da|šíbyvá uŽiváni Grade 5,
. pňedevšímna suprastruktury.
Materiá|ováproblematikaje ob|astí,kteráje také
otevienák dalšímmoŽnostemrozšíreníimplantačníhomateriálu.Platí,Že
biokompatibiIníprvky
jsou Ti titan,Zr zirkonium,Ta tantal,Nb niob
a Hf hofranium.A právě z těchtoprvkťtby měla
bft vytvoiena tzv. beta slltina.Velká spousta
betas|itinje jiŽvytvoňenaÍ2,3,4,5, 11].Další,
nejperspektivnějšípro oráIníimplantologiijsou
vefázi experimentťr'To co vedek takovémukroku
je nejen otázka jiŽ známi/chprípadťrintolerance
na technickyčist titan,a|e piedevšímzv šení
biologickyichvIastnostíimplantátua moŽnost
ov!ivněníkolonizacemikroby.
Materiála metodika
Byly zadánypodmínkyprozhotoveníimp|antátu:
. implantátbudevycházetz válcovéhosystémuse
závity,tytobudoučleněnydle určitlchkritérií,
- implantátbudez tvaruválcovéhov apikálníčásti
konstrukcepiecházetve formukonickou,
- imp|antátbude mítzávity,kterébudoumíttvar
zkoseníz obou stran bez ostréhohrotu;proto
budenutnév danédenzitěkostipiedvrtání,
. implantátbudemít3 odlišnétypyzávitŮ,
. jednímze závitŮbudoumikrozávity,jejichŽstou.
pání bude trojnásobkemzávitŮ navazujících
na mikrozávity,
. da|šízávitybudouve stoupání0,6mms odIišnou
hloubkou,menšíbude koronárněa většíbude
apikálně,
- implantátbude mít povrchovouÚpravu dle
standardníhoopískovánís bio|ogickynejlepší
odezvou,
- implantátbudeobsahovatantirotačníprvek,kter1i
bude speclfickypro zaváděníimplantát; pro
ukotvenísolopilíiťra taképromoŽnosteventue!ní
explantace,
- imp|antátbudemítpevnéplošnéspojenínástavby
a fixtury,coŽodpovídásamosvornémuÚhlu,kter1/
bude zabra ovatmimojinékolonizacibakterií,
- vlastnímuzhotoveníbude pĚedcházet3D
modelace,
. jednímz kritériív|astníhovytváÍeníbudepredevšímfinančnístránkazhotovování,která
bude
poníŽenaoprotijin1imkonstrukcím.
Jakodalšípťistoupiloprekllnickétestovánínazvíratech.
ZdebylodosaŽenospoIuprácesvc (Stomatologické
VfzkumnéCentrum)a TMDU (TokyoMedicaland
Denta|University).Jako laboratornízvíYatabylana.
vrŽenaprasatapro v1iznamnoushodu kostnítkáně
s člověkem.ByIyzavedenydotibiíprasata hodnocenyVe
spolupráci.K otestováníbylydány implantáty
vyrobenéz technickyčistéhotitanuQade 4, Grade
5. A da|šívariantoubylonanesenípomocímetody
magnetronovéhonaprašovánípovlakuhydroxyapatitu
rádověv mikrometrovésíle.
245
obr. 1. Nákres l. typu modifikace implantátuPV.
Fig. 1.Drawingof PV implantmodification,TypeI
Tab, 1, PodobnosťsloŽenÍa struktury kostimezi
vybranymi zvíŤatya člověkem
Tab"1.Similarityof bonecompositionandstructure
betweenchosen animalsand a man
Zvííe Pes
Ovce/
koza
Prase Krá|ík
Makrostruktura ++ +++ ++ +
Mikrostruktura ++ + ++ +
SloŽeníkosti +++ ++ +++ ++
Prestavbakosti ++ ++ +++ +
V sledk
Vlastníimplantátje vytvoĚenjako dvoufázovf
dentálníimplantáts antirotaÓnímia antiperiimplantačnímiprvky.Sestává
z fixtury,kterábyla
vá|covéhotvaru s apikálnímkonickiimzÚŽenim
(obr.2, 3).Koronárnícástje sešikmenápromoŽ.
nosth|oubějlimplantátinzerovatdo kosti.Závity
nafixtuÍejsous predvrtáníma sestávajlze 3 částí:
První- koronárníčástobsahujemikrozávity,
Druhá- prostÍedníčástje ze závitťrse stoupáním
0,6mm a bylydo hloubky0,25ffiffi,
Tretí_ apikálníčástje ze závitŮ se stoupáním
0,6mma hloubkouzávitťtod 0,3do 0,5mm.Dále
v apikálníčástijsou2 zárezy umoŽnujícíkonden.
zaci kostipÍiinzerciimplantátu.
Vnitrníčástfixturyobsahujezávit pro našrou.
bovánínástavby,pak čtyrhranjako antirotační
prveka prvek,kteryiumoŽĎujesnadnézaváděni
implantátu,a nakonecsamosvornfÚhe|,kter17je
v!born1ipt.ofixacinástavbybez moŽnostikfvavého
pohybua predcházeniperiimp|antitidytěsnyim
spojenímnástavbya fixtury.
Nástavbaje tvoťenašroubkemvolnfmprofixaci
ve fixtuie,dále čtyrhranemzapadajícímdo fixtury
a konickfmrozšÍienímprotěsnéspojení.V|astní
nástavbav gingiválníčástiumoŽnova!avytvoĚení
co nejmenšíhomrtvéhoprostoruv oblastipiecho.
du kostia gingivy.
Stomatolog,XXI,2A11,1
T
r.im.irl*
. iir}f,iltr
Ii;:
I.rDoniÚniy
|nplruttÍ
El.-t
T{
Í
}í|
|Ý
Ň
I
t
u
!
a
YI
I
+
nr{
B
[+c r l
f l
obr. 2 a 3, Prospekt a protokolimplantátuPV l.
Fig' 2 and 3. PVl Ímplantprospect and protocol
Následovalymode|ace3D prozhodnocenívhod.
nostivyuŽitíimplantátu.V1/sledkembylodoporu.
čenítakovéhoimplantačníhosystémupro jeho
minimá|nízátěŽ v obIastikortikálníkosti.
tentofaktje podstatnypro co nejmenšír
a nás|ednězachováníimplantátu.
?,2
246
Stomatolog,XXI,2011,1
l|<tott tourlto|t
srlF1
tltB 11
tlt{l-1
sl (rl|Gt
Dlo( -.OO1334
gaa --33.326
slo( =43.197
!
LnI{L-,_
-:
-
g-'E;lr
(:
=
C
Ě=
Ev
,UISIT
xrť 6 2oo8
1.|:Ó3:16
-21.423 9.L87 26.L92 t3.197
obr. 4. Vybraná 3D modelace u implantátuPV l.
Fig. 4. Chosen 3D modelin a PVI implant
Da|šíbylozhodnocenína ÍezechuŽitíimplantátťr
v preklinickémtestovánína prasatech.Prasata
by|a2jednoročníminiprasata.Totovšeprobíha!o
za spolupráces japonskouTMDU, zde bylytaké
hodnocenyŤezykostía implantátema hodnocena
osseointegraces odstupemjednohoměsíce.
Vzorky byly:
. implantátybez uŽitípovrchovéupravy,pouze
strojověupravené,typ Grade 4.
- implantátys uŽitímpovrchovéÚpravymetodou
pískováni120,materiálGrade 5.
. imp|antátys uŽitímpovrchovéÚpravyGrade5.
s povlakemHA
- imp|antátybez uŽltípovrchovéupravyGrade
4. s povlakemHA
oÉir.5 a 6. Řezy kostíminipraseteu implantátu
z Grade 4.
Fig. 5 and 6, Bone secÍionsin mini-pigs in an
implant, Grade 4
obr,7 a 8. Řezy kostÍu minipraseťeu imptantátu
z Grade 5.
Fig,7 and 8. Bone section in a minÍ-pigin an
implant,Grade 5
obr' 9 a 10.Rezy kostíu minipraseÍeu implantátu
z Grade 4. s povlakem HA
Fig.9 and 10. Bone sectionin a mini-pigin an
implant,Grade 4, withHA plaque
obr. 11a 12.Řezy kostíu minipraseÍeu implantátuz
Grade5. s povlakemHA
247
Stomatolog,XXl, 2011,1 53
Fig, 11 and 12, Bone secťionín a mini-pÍgin
ímplant,Grade 5, withHA plaque
ZrezŮ vyplfva|aÚspěšnostvhojeníu povlak hydroxyapatitemtéměr1000Ábezohleduna
základní
upravunebo materiál,ze kteréhoby|implantát
vytvoÍen(obr.9, 10, 11,12).
U implantátuz Grade 4. byl vyisledekvelmipo.
dobn! vfs|edkus povlakemHA. A u imp|antátu
z Grade 5. by|v1is|edektakévfbornf, ale s jiŽ
malfm naznačenímresorpcev kortikálníčásti
kosti.
Dalšímkrokembyla inzercetakovfchimptantátťr
do čellstíčlověka.KaŽd pacientby|seznámen
s prek|inickfmtestováníma by|zaÍazendo protokolua
hodnocen.|mplantátyby|yvytvoťeny
z Grade |V.titanu.Ukázky některfchimplantací
jsou na RTG snímku.
obr. 13.lmplantaceu hypodonciÍpo zhojeníkosti
Fig. 13. lmplantationin hypodontia after bone
healing
Diskuse
V současnéimplantologiije velkézaměÍeníse
na povrchovouÚpravua povrchovévlastnostlimp|antačníchsystém.
Jsou uŽíványmateriá|y,které
mohouov|ivnovatbioIogickévlastnostiimplantátťr.
K jednímz materiálripatrípov|akovánímetodou
magnetronovéhonaprašování.Sem patrípovlaky
nitridemzirkoniaa nitridemtitanu,dále uh|íkem
a hydroxyapatitem.Všechnytytopovrchymajívést
k prechoduod osseointegracek biointegraci.Nyní
je osseointegraceplnědostačujícía vyŽadovaná
od všechorá|níchimp|antátťt.Biointegracebysvojí
predpokládanouvazboumoh|ab1itvyššíurovní
spojeníkostis implantátem.Tytoaplikacejsou
vyisIedkemvyzkumuprávěSVC Brno.
DalšímimoŽnostmijsou nanopovrchyimp|antačníchsystém.
Ty jsou i pťesťtspěchnanášení
prozatímve tázi vfzkumu a prekliniky.Zde se
takéhovoiío nosičíchrťrzn17chforem organicklch
sloučenin.Avšakz poh|eduimplantoIogie
je d leŽitámechanicko.fyziká|niodo!nosttakové
vrstvy,protoŽepri inzerci imp|antátudochází
k siInéabrazi povrchovévrstvy.Ta potom musí
zťrstatna povrchua ne V prvnírjrovnidotyku
imp|antátus kostí. :-!'
Da|šímivariantamiovlivněníbiologické rovně
implantačníchsystémťrjsou novémateriá!y.Zde
v současnostise objevujebetaslitina,kteráv sobě
zahrnujeprvkytantalu,niobua titanu.Tatoslitina
je podIepÍedběŽnyichstudiía buněčnyichtest
biokompatibiInía pĚedevšímvysocemechanicky
odo|ná'Takéje tojednaz moŽností,kdyje mimo
technickyčistéhotitanuvytvorenmateriál,kteryi
nemástejnévlastnostiIz poh|eduzvfšenéreak.
tibilityna kovys da!šímoŽnostíalergie.
V neposledníraděje zde návratk formámhydroxyapatitu.AIene
Veforměsilnévrstvy,kterábyla
degradabilní,ale ve forměultratenkémikrovrstvy.
Takovouformoujsme schopni vytvoiit vyrazně
vyššíbio|ogickévlastnostiimplantátu
V|astnídesign nenínynítak rozšíienouoblastí
zkoumání.Piece jenom existujevíce neŽ 100
typ imp|antačníchsystém. Ale i tak se obje.
vuje u mnoha systémŮ,Že nejdťrleŽitějšíčásti
implantátuje kortikálníčástspolečněs ukotvením
suprastrukťury.Zde se totiŽjedná o co nejmenšínamáháníkortikalis_
príklademmohou byit
mikrozávity.A dále ukotvenísuprastrukturybez
jakéko.limezivrstvy,kterábymě|anegativnídopad
v podoběperiimplantitidya tedyniŽšíuspěšnosti
implantace.
Závér
VytvoÍi|ijsme modifikaciimp|antačníhosystému
pod označenímPV l. Tvarodpovída!jednokore.
novémuzubu.Jeho vnitrnícharakteristikabyla
s antirotačnímprvkem,kteryumoŽĎova!dobrou
inzerci implantátua nás|edněukotvenísupra.
strukturybez rotace.Ve svéčástikoronárníbyl
imp|antátopatienmikrozávityprosvoulepšífunkci
a menšízátéŽna kortiká|nívrstvukosti.Vytvorili
jsme takéukotvenísuprastrukturyp|ochoupro
co minimálníinvazimikrobiá|ní.Tentoimplantát
je vyráběn z Grade 4. s eventualitouGrade 5.
Jehotestovánípomocí3D modelaceby|otispěšné
a ukáza|omoŽnostuŽitív praxi.Taképreklinlcké
hodnocenlukázalovy7bornévyisledkyna prasa.
tech.Zv|áštnípozornostby|azaměienana pov|ak
hydroxyapatitem,u kteréhobyly vfs|edltyvyR|.
kající.Takév preklinickémhodnoceníu pro
by|yvfsledkyodpovídajícínašimpožtd
na implantáty.
ZávěremmťrŽeme
|.|zedoporučitve
Ííct,ŽeimplanteěnÍ
stomatoIogIokÓ
i'.it-r
Tatopráce vycházÍz proJa(tu
.,:::;ii
248
Stomatolog,XXl, 2011,1
Literat ra
t. anRrÁKoVÁ, s., PRACHÁR,P.,CVRČEK,L.,BŘEZ|NA,
V., VANĚK, J.: Vyhodnoceníchemickéstabi|itypov|akovanévrstvy
nitriduzirkoniana zák|adníkonstrukci
z chromkoba|tovés|itiny.Prakt.zub.Lék.,Roč.55, 2007,
č.4, s. 63 _ 66.
2. BARTÁKoVÁ, s." A PRACHÁR, P.*,KUDRMAN, J.,
PoDHoRNÁ, B., BŘEzlNA, V.,STRECHA, J.: Binární
titan-niobovésIitinya jejichbiokompatibiIita.StomatoIog
112009,ročníkX|X, s. 39-42,|SSN 1335-0005.
3. BARTÁKoVÁ, s., PRACHÁR, P., KUDRMAN, J'Ť,
PoDHoRNÁ, B., BŘEZ!NA, V.:Binárnítitan-tanta|ové
slitinya jejichbiokompatibiIita.Prakt.Zub.Lék',roč.57,
2009,č.3, s. 37 _ 40.ISsN 1213-0613.
4. BARTÁKoVÁ, s., PRACHÁR, P., HASoŇ, S.,
slLVENNo|NEN,R',CVRČEK,L.,STRAŠÁK,L.,FoJT,
L., AVRANAS, A., VETTERL, V.: Biofyziká|nímechanismy
určujícíbiokompatibiIitudentá|níchimplantátti
a podminujícíjejichoseointegraci.Čes.Stomat.,roč.
109'2009,č.3, s. 48 - 53, !sSN 1213.0613.
5. BARTÁKoVÁ, s., PRACHÁR, P., KUDRMAN, J.,
BŘEZ|NA, V., PoDHoRNÁ, B., ČenruocHovÁ, P.,
VANĚK, J., STRECHA, J.: New titaniumB - a|loysfor
dentalimplantologyandtheinlaboratory-basedassays
of biocompatibility.ScriptaMedica,Volume82, No. 2,
2009,s. 76 - 82.ISSN 1211-3395
6. BARTÁKoVÁ, s., PRACHÁR, P., STRECHA, J.,
PoDHoRNÁ, B.,KUDRMAN,J.,HNIL|cA,F.,BŘEZ|NA,
V.,VANĚK, J': Titanovés|itinys piíměsíŽe|eza:Anal1iza
materiálovlchv|astností,biokompatibiIitya vhodnosti
proap|ikaciv dentálníimplanto|ogii'Stomato|og212009,
ročníkX|X.,s. 19_24.lsSN 1335.0005.
7. DosTÁLoVÁ, T',H|MMLoVÁ,L.,JELíNEK,M.,DVoŘÁK,
V., BÁRTOVÁ, J.: Spojenítitanovlchimp|antátťra bio.
keramikyna bázi hydroxyapatitu_ hodnoceníin vitro,
Čes.Stomat.,3, 89 _ 96, ,t995.
8. DosTÁLoVÁ, T., H|MMLOVÁ,L.:osseointegrationof
loaded dental implantwith KrF laser hydroxylapatite
filmson Ti6Al4Valloyby minipigs.J. Biomed.Opt.,Vol.
6, 239 (2001);DO!:10.111711.1357191.
9. GEURTSEN, W.:Biocompatibilityof dentalalloys.Crit
Rev Oral Biol Med 13(1):71 - 84 (2002).
10. HANAWA, T.:Titaniumand itsoxídefi|m:a substratefor
formationof apatite,inThe Bone-BiomaterialInterface,
ed. J. E. Davies,(Universityof TorontoPress, Toronto,
1991)pp:49 - 61.
11. JOSKA, L.:Ti grade2 andTi1STaalloy- comparisonof
corrosionbehaviourinfluoridecontainíngphysioIogical
solution.Proceedingsofthe1stInternationalConference
Corrosionand MaterialProtection,Praha.
12. JURKOVIC,R.,HOLLY,D.,SIEBERT,T.,STRECHA,J.:
Therapyfor missinglowermedia incisorby means of
reduceddiemeterimplants.J.Orallmplantol.2010,Jul
21.PMID:20662669.
13. KoPEcKÁ, o., ŠltrlŮruEK,A.:Současnénázoryna po-
v|akováníhydroxyapatitem.(Souborn!referát),Čes'
Stomat.,1,29 - 35,2000.
14. PRACHÁR, P.,VANĚK, J.,BARTÁKoVÁ,S., BŘEZ|NA,
V.:R st buněkstabilizovanébuněčnélinieHeLa ve vf-
Iuhuchromkoba|tovéslitinypovrchověupravenénitridem
titanua nitridemzirkonia'Prakt.Zub.Lék.,roč.53,2005,
č .1 ,s . 1 2 _ 1 4 . I S S N1 2 1 3 . 0 6 1 3 .
15. PRACHÁR, P',VANĚK, J.,CVRČEK,L.,BARTÁKoVÁ,
' ' nS'J.,V|astnostipovrchovévrstvychromkoba|tovés|itiny
pov|akovanénitridemtitanua nitridemzirkonia.Prakt.
Zub'Lék',roč.53,2005,č.4,s.65- 67.|ssN 1213-0613.
16. PRACHÁR,P.,BARTÁKoVÁ,s.,STRECHA,J.,BŘEZ!NA,
V.,KUDRMAN,J.:Strukturapovrchuimp|antátov|ivĎuje
rťrstbuněk.Stomato|og212009,ročnÍkX|X.,s.16- 1B'
lssN 1335-0005.
1 7 .S I L V E N N o I N E N , R . , H A S o Ň , s . , V E T T E R L , V . ,
PENTTINEN,N., SILVENNOINEN,N., MYLLER, K.,
ČenruocnovÁ, P.,BARTÁKoVÁ,S.,PRACHÁR, P.AND
CVRČEK, L.: Diffractiveoptics based sensor as a too|
fordetectionof biocompatibilityof titaniumandtitanium
dopedhydrocarbonsamples.AppliedOptics,912010.
1 8 .s l L V E N N o l N E N , R . , V E T T E R L , V . , H A S o Ň , s . ,
T U O N O N E N ,H . , S I L V E N N O I N E N ,M . , M I L L E R ,K . ,
CVRČEK, L., VANĚK, J', PRACHÁR, P.:Sensing of
humanplasmafibrinogenon polished,chemicallyetched
and karbontreatedtitaniumsurfacesby diffractiveop-
ticalelementbasedsensor.OpticsExpress,16,2008,
č.14110130.
19. STRECHA,J.,JURKOVIC,R.,SIEBERT,T.,PRACHAR,
P.,BARTAKOVA,S.: Fixed bicorticalscrewand blade
implantsas a non-standardsolutionto an edentulous
(toothless)mandibule.Int.J.OralSci. 20'10Jun,2(2),
105- 1'10,PMID:20737937.
20. STRECHA,J.,JURKOVIC,R.,SIEBERT,T.,PRACHAR,
P.,BARTAKOVA,S', FoJTlKOVA, E': Individuálnatitanokeramickánadstavba.Čes.Stomat.5,
2oo9,109,s.
92 - 97.
21. VANĚK,J., PRACHÁR, P.,BARTÁKoVÁ,S.,BŘEZ|NA,
V., FREYBURG, L.: Bio|ogickétesty chromkobaltové
slitinypovrchověupravenénitridemtitanua nitridem
zirkonia'Čes.Stomat.,roč.105,20o5,č.6,s. 149- 153.
tssN 12'13-0613.
22. YAMAMURO, T.:Patternsof osteogenesisin relation
to variousbiomaterials,J. Jpn Soc. Biomater.! (1989),
19- 23.
23. YOSHINARI,M.,ODA,Y.:Titaniumsurfacemodification
withdry processfor dentalimplants.in:M. Niinomi,T.
Okabe,E. M. Taleff,D. R. Lesuer,H. F. Lippard(Eds.),
StructuralBiomaterialsforthe21stCentury,TMS, 2001,
pp.129- 136.
MUDr.Patrik Prachár, Ph.D.,
SÍomaÍologická klinika LF MU
a FN u sv.Anny v Brně
249
Dolnásnímatel'nátotálnaA)bná
náhradapodopretábikortikálnymi
skrutkovfmi implantátmi
Strecha,J., Bartáková,S., Prachár,P.
MUDr.JurajStrecha,PhD.,EurodentMedima,s. r.o.,Priehradka20,03601 Martin
MUDr.Sona Bartáková,PhD.,StomatologickáklinikaMasarykovejuniverzityBrno,Pekarská53,Brno
MUDr.PatrikPrachár,PhD.,Stomato|ogickák|inikaMasarykovejuniverzityBrno,Pekarská53,Brno
Abstrakt
ciel': Je v záujme pacientovaj ošetrujucichlekárovrobit'definitívne,kvalitnéa r1ichle
ošetrenia.Finančnánáročnost'implantologickéhoošetrenia,ktoruzvyšujÚaj nepriaznivé
anatomicképodmienky,častoodsÚvatietoindikáciedo uzadia.
Metodika:PouŽitieštyrochbikortiká|nychskrutkovyichimpIantátovv interforaminá|nejoblasti
mandibu|yvyŽadujenenáročnychirurgicky7vykon.Tentotyp implantátovmoŽnookamŽite
zaťaŽovat',čoumoŽĎujeokamŽituprácu na vyrobesuprakonštrukcievo forme strmeĎa
a totá|nejnáhradySo zásuvnymspojom.
VfsIedok: PouŽitiejednoduchejtotáInejnáhradyfixovanejhorizontá|nymzásuvnfmspojom
k pevnejstrmeĎovejsuprakonštrukciinasadenejna imp|antátypredstavujevhodné,finančne
nenáročnéa dobrehygienickyudrŽovatel'nériešeniehIavneprestaršíchpacientov.
Kl'učovés|ová: bikortiká|nyskrutkovyiimp|antát,strmeĎovásuprakonštrukcia,totálna
náhrada,zásuvnyspoj.
Abstraet
Aim: The dentistsas wellas thepatientsare interestedin definite,andquicktreatmeni
of the highestquality.Financiallyexpensiveimplantologicaltherapyand unfavourable
anatomicalconditionsoftenovershadowsuchindication.
lVlethods:Use of four bicerticalscrew implantsin the interforaminalregionof the
mandiblerequiresa simplesurgery.lmplantsof this type enableimmediateloading
and an earlystartwithfabricationof the suprastructureand a totalreplacementwith
a preciseattachment.
Result:A simpletotalreplacementfixedwitha horizontalpreciseattachmentto a firm
suprastructureplacedon theimplantsrepresentsa suitable,financiallyacceptable,and
hygieneeasilymaintainablesolutiondeterminedmainlyforelderpatients.
Key words:bicorticalscrewimplant,suprastructure,totalreplacement,preciseattachment.
Uvod
FunkcioudentálnehoimpIantátuje nahradit'koren
jednotlivéhozubaa|eboskupínzubov.Po zavedení]
implantátudoalveolárnejkostimandibu|yalebo
maxilynastávaetapahojenia_ osteointegrácie.Je i
rÓzne dlhá a závisíod anatomick1ichpodmienok]
a typu imp|antátu.Vo všeobecnostina základe i
pozorovaníprebiehaprvédnipo apllkáciiv tesnom
oko|íimp|antátufáza angiogenézya tvorbypletivo.
vejkostia po dvochaŽtrocht1iŽdnochremodelácia
s osteok|astickoua následne osteoblastickou
aktivitou|2|.MoŽnopovedať,Že proces aktívnej
osteointegráciezačinapribliŽne4 tfŽdne po za.
vedeníimp|antátudo kosti.Podmienkouje vhodn!
250
Stomatolog,XXl, 2A11,1 43
atraumatickfoperačnfpostups ostrfmipreparačnfmi
nástrojmia dobráprimárnastabi|itaimplantátu.Urfchlenímosteointegráciesa
imp|anto|Ógovia
v sučasnostipomerneuspešnezaoberajtivfvojom
imp|antátovs bioaktívnympovrchom.
Dobráprimárnastabilitaimplantátuje najdÓ|eŽitej.
šoupodmienkoutispešnejosteointegrácie.Preto
ajvfvoj implantátova operačnfchtechníkje plne
podriaden!tejtopoŽiadavke.
Kvalita kosti mandibu|ydáva vynikaj ce predpokladyna
spešnépouŽitierÓznych typov im.
plantátovv rÓznychindikáciách.Aj napriekčastej
a vyraznejatrofiialveo|árnehohrebeĎamandi.
bulyje spešnosťimplantologickejliečbydobrá
a s váčšímiindikačn1imimoŽnosťamiakov maxile.
Pomerneširokáinterforaminá|naob|asťposkytuje
imp|anto|Ógovidostatokkva!itnejkostnejhmoty
na aplikáciuenoseá|nychimplantátov.Najváčšou
vfhodou je moŽnosťvyuŽitiace|ejv šky kosti
v interforaminálnejoblasti a h|avnepevnejkor.
tikálnejvrstvy- jej vn tornejčastido|nejhrany
te|amandibuly.Tátoanatomickádanosťzaisťuje
imp|antátomvynikajÚcuprlmárnustabilitu,čo
vyrazne podporujenerušen osteointegráciu.
V spojitostiso skrutkovfmisamoreznfmibikorti-
kálnymiimp|antátmiumoŽĎujevyuŽiťvčasnéaŽ
okamŽitézat,aŽenie.Táto oblasťsa s rispechmi
vyuŽívana vyhotovovaniefixnfch,podmienene
snímate|'nyichaj podopretch snímatel'nychnáhrad.
Podopretésnímatel'nénáhrady,ktorésÚ témou
nášhoč|ánku,su tispešnea s dobrouprognÓzou
vyuŽívanéhIavneu staršíchpacientov.
Materiá|a metodika
Bikortikálnyskrutkov1iimp|antátje jednofázová
samorezná skrutkavyuŽívajucana fixáciuobe
kortikálnevrstvy te|a mandibu|yv interforami.
ná|nejoblasti (obr.1).Horná kortikálnavrstva
v danejob!astije veI'misporná,h!avnepo pred-
chádzajÚcejdeštrukciiparodontitickfmiprocesmi
a po ega|izáciivrcholu alveolárnehohrebena
v rámcizavádzaniaimplantátov.Bikortikálnyim-
p|antátvšakvyuŽívahlavnevnutornukortiká|nu
vrstvuhranymandibuly,do ktorejsa pevnefixuje
(obr.2). Skrutkováčast'prebiehav celej v1iške
kostimandibu|y.Leštená,krčkováčast'prechádza
gingiválnouvrstvoua do Ústnejdutinyvyčnieva
pilierimplantátu.ModifikáciepiIierovejčastimÓŽu
mat'rÓzny tvar pre |epenualebo skrutkovanÚ
suprakonštrukciu.Minimá|nypočetzavedenyich
bikortikálnychimplantátovv interforaminálnej
oblastizávisí od v!šky a kvalitykosti.Pod|'a
našichskusenostísu to 4 imp|antáty.DÓleŽitou
podmienkouje čonajviacparale|nézavedenie
bikortikálnychimplantátov,čovšakv tejtoob|asti
nieje technickfmprob|émom.
obr' 1' BikortikálneimplantátyMartikan(Slovenská
republika)a VNt (Českárepublika)
Fig. 1.BicorticalMartikan(SlovakRepublic)and VNI
(CzechRepublic)implants(photo:Eurodentmedíma)
obr. 2. opg snímkaso zavedenymibikortikálnymi
implantátmi
Fig. 2. OPG image of inserterlbicorticalimplants
(phota:Eurodentmedima)
operačnf vfkon začínamehrebenovy7mrezom
v rozsahuod 5 po 5. Podl'aanatomickfchpodmienok
na spreh|'adnenieoperačnéhopol'amÓŽeme
pouŽit'ajpomocné,vertikálnerezykolmodo vestibulav
distá|nychčastiacha v strednejčiare(obr.3).
obn 3. odklopeny mukoperiostálnylalok
| .'.';.- 1,,".
i.:]il.,t2i..}|.; ri[l.l*ip.iíi ,,;i;{ :.-;ir.; (il!.:*to:
,'-:,:,!fr,'; * fl!: t,i'e aiIii'i? ;
251
Postupneodklápamemukoperiostvestibulárne
a lingválnev rozsahu,aky je potrebnypre dobry
preh|'adoperačnéhopol'ahlavnepripotrebeÚpravy
vrcho|ua|veo|árnehohrebenaegalizáciou.Vrchol
a|veolárnehohrebenaegalizujemegul'ovoua]ebo
hruškovitoufrézouV rozsahu potrebnomna Vyrovnaniehrebenaa
vytvoreniedostatočnejšírky
na umiestnenieimplantátov(obr'4).Kostnédefekty
po prípadn1ichpredchádzajucichparodontitickych
deštrukciáchdokona|eexkoch|eujeme.Na zák|ade
uŽ predchádzajÚcejanal1/zyoPG určímemiesta
ap|ikácieimplantátov'Vzh|'adomnato,Žesupraštruk.
tÚra na implantátochje strmeĎová,nieje aŽ taká
dÓ|eŽitápresná lokalizáciaimp|antátov.SnaŽíme
sa ichumiestniťpribliŽnedo oblastib1ival1ichzubov
44-43-33-34alebo 43-42-32.33(obr.5).DÓraz kladiemenanavigáciuimplantátuv
antero.posteriÓrnom
smere.Apikálnačasťimp|antátumusíbyťzavedená
dooblastivnutornejstenydolnejhranytelamandibuly.
PretoŽespodnáhranate|amandibu|yviacprominuje
anteriorneako vrcholalveolárnehohrebeĎa,sÚ
bikortiká|neimplantátyčastosklonenélingválnym
smerom.JednoduchoupraktickoupomÓckouprl
vrtanía|veo|upreimplantátje fixovaniedolnejhrany
mandibulyv mentá|nejoblastipalcomoperatéra
a nasmerovaniepi|otnéhovrtákaprotipalcu(obr.6):
ZároveťlsIedujemevzájomnu paraIe|ituimp|antátov.
Bikortikálneimplantátypotomaplikujemepomocou
zavádzacejračne(obr.7).Pohyb implantátuv kosti
musíbyt'pomalf.Samoreznyzávita pomernedlhá
dráhav kostimÓŽu pri neopatrnom,rfch|omzavá-
dzanívytváraťtrenímpomernevysokéteploty.Pri
spol'ah|ivejana|fze oPG snímkyje po zavedení
koronárnazávitováčast'imp|antátumiernezanorená
podrirovénkrestá|nejkostia apiká|načast'saopiera
do vnutornejčastikortikalisdolnejhranymandibuly,
alebojedo nejzanorená.Taktozavedenébikortikálne
implantátysÚ schopnéokamŽitéhozaťaŽenia.
obr. 4. Egalizácia vrcholu alveolárneho hrebena
Fig. 4. Egalization of the alveolar ridge (photo:
Eurodent medima)
obr. 5,AnalyzaoPG snímky
:ti,:51.5,:'.iir.,i
",'1,,1.';',rir
1li[;; :rrl'-":.,,'l;
rnsdirnai
obn 6. Vitanie alveolu na zavedenie bikortikálnej
skrutky
Fig. 6. Alveclar hole drilling for bicartical screw
insertion(photo:Eurodentmedima)
obr, 7.Zavádzanie bikortikálnejskrutkypomocou
račne
Fig. 7. Insertionof bicortical screw by means of
specialforceps (photo:Eurodentmedima)
Po aplikáciiimplantátovaugmentujemeprípadné
vertikálne kostnédefektyko|agénhydroxyapatitom
(BiovanK) (obr.8).Suturumukoperiosturobíme
252
atraumatickfmmateriá|om(Vicry|4l0)jednot|iv1imi
stehmi(obr.9).
obr. 8. Augmentácia vestibulárnej strany alveolárneho
hrebeĎa zmesou kolagénhydroxyapatitu
a plazmy bohatej na trombocyty
Fig. 8. Alveolar rÍdgeaugmentatÍonfrom vestibular
side withcollagen-hydroxyapatitemixtureand
thrombocyterichplasma (photo:Eurodentmedima)
Obr. 9. Sutura mukoperiostu Vicrylom 4/0
Fig.9. Vicryl4/0mucoperiostsuture(photo:Eurodent
medima)
odtlačkyna v1irobustrmeĎovejsuprakonštrukcie
robímepod|'astavu mákkyichtkanívbud'ihned'
po operácii,a|eboaŽ po tistupeedémua zhojení
mákk1ichtkanív(10-,t4 dní)'Pooperačnfpriebeh
kryjemeantibiotikami(amoxicil|in-klavulán,k|in.
damycin,doxycyk|in).Po vyhotovenía odskušaní
strmeĎatentonasadímena piIiereimp|antátov(obr.
10).Vyhotovímeodt|ačkyalveo|árnehohrebena
mandibu|y,ktoréodosieIamespo|uso strmenom
do zubnejtechniky.Dolnátotálnanáhradaje fixovaná
k strmenujedn1imhorizontá|nymzásuvnym
spojom umiestnenymv strednejčiare(obr.11).
Tentospojzabezpečujefixáciunáhradyk pevnému
strmeĎu(fixovany7sk|oionomérnymicementmi),
a|e zároveĎneznemoŽĎujevyuŽívat'prirodzenu
rezi|iencius|iznice|aterálnychÚsekovmandibuly.
TyimtospÓsobomzabezpečímedostatočnudista.
lizáciunáhradya minima|izujemejejpret'aŽovanie
s nás|ednymz|omením.
Stomatolog,XXl, 2A11,1
obr, 10. Nasadená strmeĎová konštrukcia
na implantáty
Fig. 10.Suprastructureplaced on the implants
(photo:Eurodentmedima)
obr, 11. Dolná totálna náhrada s horizontálnym
zásuvnym spojom
Fig. 11.Lowertotalprosthesiswithhorizontalpre-
ciseattachment(photo:Euradentmedima)
Diskusia
opísaná metodikanie je štandardnyimrieše.
nímatrofickejbezzubej mandibuly.Riešenie
Bránemarkovymmostíkom,ktorébo|odoteraz
modifikovanévfvojom povrchovimp|antátov,je
stále povaŽovanéza z|atyštandardv implanto.
lÓgii [1].Je dÓsledneprepracovanéa podIoŽenédlhodob1imi
vedeckymištudiami. Yzhl'adom
natietofaktyje ajodÓvodnenefinančnenákladné
prepacienta.NamipredloŽenámetodikaponuka
pre pacientafinančnemenejnáročnu,ale ne-
štandardnÚa|ternatívuriešenia,ktorupacienti
uprednostnujupredvyhotovenímmá|ofunkčnych
totá|nychnáhrad.
Skrutkovéimplantátysu najviacnamáhanév krčkovejoblastiimplantátu,v
mieste,kde vstupuje
implantátdo krestá|nejkostiÍ7,8,13,15,16].Tento
fakt vedie imp|anto|Ógov,ako aj nás, v prípade
253
anatomickychmoŽnostíkotvit'imp|antátybikortikálne,čoje
zák|adnoumyš|ienkoutohtoimpIantačnéhosystému[4,5,
6, 14, 25,26, 27].
Je rozdie|,ktorudruhukortiká|nuvrstvu,okrem
kortika|iskrestá|nejkostipouŽijemenastabi|izáciu
bikortiká|neukotvenéhoimp|antátu.Jeonga kol'
skuša|imode|s ukotvenímdo Iinguá|nejkortikálnej
vrstvykosti,ale ichhodnotenianepotvrdilivyhodu
tejtomodality[9].Našeimp|antátykotvímedo vnu-
tornejčastidolnéhokortiká|nehookrajafrontálneho
te|asánky,ktoráposkytujeneporovnate|'ne|epšie
v|astnostiakolinguá|nakortikalis.
TentokonceptpovaŽujemeza stabilnyia vhodny
terapeutickymodelv špecifikovanejskupinepacientov.U
tychtobolakombinácianienajvhodnejšejanatomiealveo|árnehovfbeŽkua
neschop-
noSt'zapIatit'štandardnéfixnéošetrenie,čiuŽ
Bránemarkovymmostíkom,alebopInymkruhovym
mostíkom.
lníautoripouŽívajuna extrémneatrofovanusánku
ajtransmandibulárneimp|antáty,ktoréz podstaty
veci majÚ p|nuprimárnustabiIitu.TentospÓsob
ošetreniaje nepomernetraumatickejšína rozdie]
od bikortikálnychskrutiek|12,241.
Namiopisovanámetodikaošetreniasa pouŽíVaVo
ve|'kejmiereu staršíchpacientov,ktorísÚ častoaj
kardiologickfmipacientmi.
Priakomko|'vekchirurgickomv1ikonev Ústnejdutine
nesmiemepodceniťdÓk|adnéodobratieanamnézy,
predovšetkfmna odhalenierizikovychpacientov.
Pacientina antitrombotickejterapiivyŽadujuin.
dividuá|nyprístup.Je pretopotrebnéna zák|ade
anamnézy,pomocnfch vyšetrení,laboratornych
testova prípadn17chkonzu|táciíso špecialistami
zhodnotit'ce|kovfstav Í17l.Pri stomato|ogickom
ošetreníu pacientovna antikoagulačnejterapii
musímezoh|'adniťaj moŽnéliekovéa neliekové
interakciewarfarínu[18].
Ponechanieantiagregancií(acidumacety|sa!i.
cy|icum- Anopyrina iné)nepredstavujepodl'a
sučasnychpoznatkovrizikovykonaniastomatochirurgickéhovyikonu.Rana,
resp. ošetrenie
krvácaniaje za beŽn'íchokoInostídobre zv|ádnute|'néa
stačího ošetriťprostriedkamilokálnej
hemostázy|3,19].
Jedn1imiz hlavnfch etiopatogenetickfchpríčin
periimplantitídsu rovnakoako pri parodontitíde
špecificképatogény,ktorézávaŽnymspÓsobom
ovp|yvĎujutak loká|nyná|ez,deštrukciuparodontu,
resp. kostiv okolíimp|antátu,ako aj celkov1i
makroorganizmus.
Pri zachovanízásadycielenéhopouŽitiaantibiotík
prikomplexnejliečbeje mimoriadnedoleŽitéiden.
tifikovat'maximálnymoŽnyznámypočetpatogénov
a hodnotiťichv ichkombinácii.TotonámumoŽnuju
v sÚčasnostikomerčnétesty,tzv.DNA Sond,ktoré
dokáŽupomocougenetickéhovyšetreniave|'mi
prediktabilneidentifikovat'a určit'najvhodnejšie
antibiotikum,resp.kombináciuantibiotík.Lentakto
moŽnomaximalizovat'pozitívnuodpoved'terapie
120,221.
Mikroorganizmyspo|upÓsobias organizmom,a je
známe,Že kaŽdyreagujena zák|adesvojichge-
netickypodmienenychimunologickychodpovedí
rÓznymspÓsobomintenzityzápa|u.Pri periimpIatitíde,tak
ako aj pri parodontitídenám mÓŽe
pomÓct'hodnotenielL-1genpo|ymorfizmu,ktorého
pozitivitaje asociovanás moŽnymintenzívnejším
priebehomzápa|u,ako aj nás|ednejdeštrukcie
podpornychštruktur.Jehovyšetreniemá pomocny
vyznampri stanovovaníintervalurecallsystému
u postihnutychpacientov121,231.
PouŽívanieaugmentačnychmateriálovv implanto|ogiinieje,,všeriešiaca,,odpoved'na
nedostatok
v|astnejkostipacienta'Avšakv dobre pouŽitej
indikáciidokáŽe zásadnym spÓsobom pozitívne
ovpIyvnit'dlhodobévysledkyošetreniadentá|nymi
impIantátmi[10,11].
V našejprácisa nám dlhodobove|'miosvedčuje
materiá|nabáze hydroxyapatituspojeni/do kompozitnejhmotyspo|us
purínnymko|agénom(Biovan
K)' Samozrejme,v tejtoindikáciisa dajÚa aj pouŽívajÚrÓzne
augmentačnématerlá|y,z ktorych
kaŽdy má svoje vyhody i nev17hodya treba ich
v jednot|iv1ichindikáciáchpouŽívaťvel'miuváŽlivo.
Záver
od roku1999smev interforaminálnejoblastipou.
Ži|i365 bikortiká|nychimplantátov,z toho304 pre
podopreténáhrady.VyhotoviIisme 76 podopretch
snímate|'nychnáhrad.PouŽívameimplantačné
systémyMartikan(Slovenskárepublika)a VNI
(Českárepublika)a ich jednofázovébikortiká|ne
implantáty.DÍŽkuzávitovejčastiimp|antátunám
pripravujev robca na mleru na zák|adeana|1izy
a meraniapanoramatickejsnímky.!ndikačná
skupinapodopretfchnáhradvyŽadujeap|ikáciu
4 bikortiká|nychimp|antátovplošnespojenyich
strmeĎom.V ojedinel17chprípadoch,ked'máme
k dispozíciivfškukostinad20ffiffi,moŽnopouŽiť
trilmp|antáty.Lineárnespojeniedvochimplantátov
(v |iteraturečastonazyvanfchako ,,Sociá|nerie.
šenie..),aj ked'dostatočnestabi|nych,povaŽujeme
z prognostickéhoh|'adiskaza problematické.
Literatura
1. BRANEMARK, P., B., ZARB, G., A, ALBREKTSSN,
T.:Tissue - lntegratedProtheses:Osseontegration
in ClinicalDentistry.Special Editionfor Nobelpharma
Chicago,lllinois:QuintessencePublishing,1987,350
str.,ISBN0-86715-129-3.
254
B|LDER,J.:oseointegrace.|n:Sim neka ko|.:Dentá|ní
impIantoIogie.Nuc|eus,HradecKrá|ové,1. vyd',200,
s. 42 - 44.
ERDELSKÝ,l',JURKoV|Č,R.,S|EBERT,T.:Ma|érepeti-
tÓriumzubnéholekára.1.vyd.,Bratis|ava:Vydavate|'stvo
zdravotníckejIiteraturyHERBA, 2008, 192 s., lSBN
978-80-89171-53-8.
GARBACCIO, D.:The Garbacciobicorticalself-threadingscrew.Riv
Odontostomatollmplantoprotesi.1983
Jan-Feb;(1):53 - 56.
GARBACCIO,D.:La viteautofilettantebi-corticale:principiobiomeccanico,tecnicachirurgicae
risultati.Dental
Cadmos- n.6/198'1.
GARBACCIO,D.:Viteautofilletantebiocorticale.Rivista
Europeadi lmplantologia.1984,2, 99.29 - 34.
GRAFELMANN,H.,L.,PASQUALINI,U.,GARBACCIO,
D.: Das selbstschneidendebicocorticalabgestutzte
SchraubimplantatBiomechanischesPrinzip,chirurgische
Technikund KlinischeResultate.SonderdruckOrale
ImpIantoIogieDeutschenGese||schaftfŮrZahnarz|iche
lmplantologie,Oralelmplantologie9/1981.
JAHN, M.: Histopathologyof an Osseointegrated
BicorticalScrew lmplant.ZMK 1995;1:2 - 3.
JEONG,C.,M.,CAPUTO,A.,A.,WYLIE,R.,S.,SON,
S.,C.,JEON, Y.,C.:Bicorticallystabilizedimplantload
transfer.IntJ Oral Maxillofaclmplants.2003 Jan-Feb;
1B(1):59 - 65.
JURKOV|Č,R.: Augmentačnémateriá|ypouŽívané
v zubnomlekárstve- sučasn1istav.Českástomato|ogia,
roč.105,2005,č.5, s' 135_ 138.
JURKoVlČ, R., STANKo, P.:Zachovaniealveo|árneho
hrebenapo predimp|antačnejextrakciizuba. Čes.
Stomat.,roč.106,2006,č.5, s. 149_ 153'
LINKOW,L., 1.,MANGINI,F.:ColorAtlasof lmplant
Techniquesand lmplantProstheses(lmplantDentistry
Today).PiccinNuovaLibraria(September'1998)ISBN-
10:8829914355.ISBN-13:978-8829914357.
PASQUALINI,U.,PASQUALINI,M.,E.:TheGarbaccio
bicorticalscrews.In:Treatiseof implantdentistry.The
ItalianTributeto modernimplantology.AziendaPubblica
di Servizialla Persona"SuorAgnese"CastelloTesino
(Trento)- ltaly,2009, ISBN 9788890382116,p. 158
- 1 6 5 .
P A Y N E , 4 . , G . , T A W S E - S M I T H , 4 . ,K U M A R A , R . ,
THOMSON, W., M.:One-yearprospectiveevaluation
of the ear|y|oadingof unsp|intedconica|Bránemark
fixtureswithmandibularoverdenturesimmediatelyfollowingsurgery.Clin
lmplantDentRelatRes. 2001;3
( 1 ) :e - 1 9 .
PIERRISNARD,L., RENOUARD, F., RENAULT,P.,
BARQUINS,M.:lnfluenceofimplantlengthandbicortical
anchorageon implantstressdistribution.Clin lmplant
DentRelatRes.2003;5 (a).254- 262.
SARNACHIARO,O., BONAL, O., GRATO BUR, E.,
VAAMONDE,A.:HistologischeUntersuchungdesselb-
stschneidendeGarbaccioTitanSchraubeimplantats
(BicorticalSchraube)imTiversuch- Oralelmplantologie
12t1986.
S|EBERT,T.,STANKo,P.,JURKOV|Č,R.:Prob|ematika
antitrombotickejterapieu stomato|ogickéhopacienta
(praktickáčast'),StomatoIog2l2007,s' 12_ 14.
SIEBERT,T.,STANKO,P.,JURKOVIC,R.:Stomatologickli
pacienta antikoaguIačnáliečba.Stomato|og3/2007's.
1 8- 2 1 .
S|EBERT,T.'STANKo,P.,JURKoVlČ,R.:Antiagregačná
liečbaa stomato|ogick5ipacient.Stomato|og3/2007,s.
25 - 26.
$tomatolog,XXl, 2A11,1
26.
SIEBERT,T.,JURKoVlČ,R.:Neobvykl1ivfsledokšpecífickejdetekcieparodontá|nychpatogénovv
terapii
pacientas generaIizovanouchronickouparodontitídou.
Quintessenz- Parodonto|ogie,roč.9, 2008,č.1,s. 45
- 49.
s|EBERT,T.,JURKoVlČ,R.:Vfznam periodonta|susceptibilitytestv
terapiipacientas generalizovanouchronickouparodontitídou.Quintessenz-
Parodonto|ogie,
roč.9, 2009,č.ll, str.39 - 43.
sIEBERT,T.,JURKOV|Č,R.:Vlznamšpecifickejdetekcie
parodontá|nychpatogénovv terapiipacientaS genera-
lizovanouchronickouparodontitídou.Stomato|Óg,roč.
X|X,2009, č'2, str.3 - 8.
SIEBERT,T.,JURKoVlČ, R.: RecaIlsystémv terapii
pacientas generaIizovanouchronickouparodontitídou.
Stomatolog,roč.XlX, 2009,č.3, str.10- 13'
STELLINGSMA,K.,RAGHOEBAR,G.,M.,MEIJER,H.,
J.,STEGENGA, B.:The extremelyresorbedmandible:
a comparativeprospectivestudyof 2-yearresultswith
3 treatmentstrategies.IntJ Oral Maxillofaclmplants.
2004 Jul-Aug;19 (a):563 - 577.
TAWSE-SMITH,A.,PERIO,C.,PAYNE,4.,G.,KUMARA,
R.,THOMSON,W.,M.:One-stageoperativeprocedure
usingtwodifferentimplantsystems:a prospectivestudy
on implantoverdenturesin the edentulousmandible.
ClinlmplantDentRelatRes.200'1;3 (a):'185- 193.
T R A M O N T E , S . : l m p l a n t o l o g i eE n d o - o s s e u s e ,
lnformationdentaire,
'1966,p.798- 801.
TRAMONTE, S.: La viteautofiletante,The self taping
screw,lavisautofiletée.Mi|ano,EditoreTramonte,p.55.
MUDr. Juraj Strecha, PhD.,
Eurodent Medimd, S. Í,O.,
Priehradka 20,
036 01 Martin
22.
23.
20.
21.
25.
27.
24.
1 0 .
1 1 .
12.
1 3 .
14.
1 5 .
1 6 .
, 1 1
t t .
1 8 .
1 9 .
255
Engineering MECHANICS, Vol. 174, 2010, No. 1, p. 49–60 49
BIOMECHANICAL STUDY OF DISK IMPLANTS
Part I
Libor Bor´ak*, Petr Marci´an*, Zdenˇek Florian*, Sonia Bart´akov´a**
The presented work is focused on the biomechanical study of the dental disk implant.
The first part of the study deals with the strain analysis of the affected bone tissue
and the dental implant loaded in the coronoapical direction by force 190 N. The study
includes three types of implant anchorage, four degrees (stages) of osseointegration
and nine degrees describing the quality of the cancellous bone. Two types of the disk
implant were researched: single-disk and double-disk implant. Biomechanical study
of the implant was focused on a stress-strain analysis of the affected bone tissue.
The biggest influence on the stresses in the bone tissue was primarily an implant
anchorage. By the application of correlation relationships between Young modulus
and the apparent density of the bone tissue – which is measurable in patients – we
achieved the variable presented in this study.
Keywords : dental implant, osseointegration, FEM, bone, density
1. Introduction
No one today can do without dental care. Not only for young children but for most
adults as well, the white coat represents an increased level of adrenaline and stress. This
affects the atmosphere in the waiting rooms of dental offices. By simple analysis of the
described phenomenon we can find out that at least two factors play important roles: Fear
of a painful medical treatment and consequences of the disease itself. The second factor can
(depending on seriousness of the disease) significantly prevail over the first one. Though
the teeth diseases are not fatal, the fear of losing a tooth or a part of teeth is great with
both young and elderly people and the growing probability that this situation can occur
is also stressful. This is mainly caused by the fact that there are not many possibilities of
how to replace a lost tooth, a part of the dentition or the whole dentition. The best, most
comfortable, most considerate to one’s own dentition but also the most expensive solution
is to use a dental implant.
Dental implantology is a very broad field; one of the significant factors affecting this field
is the age of patients. Currently, the dental implantation is carried out for patients ranging
in age from infancy through adults to seniors. At every age, the dental implantation has,
despite the fundamental objectives, i.e. the replacement of lost tooth, varying importance
and its own specific problems. Age is a significant parameter in terms of reasons for and the
frequency of tooth loss and the frequency of dental implantations. The age of man, on the
one hand, increases a likelihood of tooth loss; on the other hand it leads to a deterioration of
* Ing. L. Bor´ak, Ing. P. Marci´an, Ing. Z. Florian, CSc., Institute of Solid Mechanics, Mechatronics and
Biomechanics, FME VUT Brno, Technick´a 2, 616 69, Brno, Czech Republic
** MUDr. S. Bart´akov´a, Ph.D., Stomatological Clinic, Faculty of Medicine, Masaryk University, Komensk´eho
n´amˇest´ı 2, 662 43, Brno, Czech Republic
256
50 Bor´ak L. et al.: Biomechanical Study of Disk Implants, Part I
Fig.1: Assessment of the bone tissue quality (Misch) [1]
and mandibular alveolar ridge resorption (Lekholm
a Zarb) [1] Fig. 2 Mandible – cross section
the quality of the bone tissue and thereby worsen conditions for the successful implantation.
Especially in the case of elderly people who often suffer from the loss of part or the whole
dentition, alveolar ridge resorption can be encountered (Fig. 1) and also the pathological
decrease of the bone tissue [1], where mild form is known as osteopenia and the severe form
as osteoporosis [2] (Fig. 2). As far as successful implantation in these cases is concerned,
proper attention to the implant selection should be paid. Some doctors recommend the
so-called disk implants which are specially developed for such cases. The principle of the
disk implants is that a mechanical interaction occurs between the implant and both the
cancellous and cortical bone tissue (Fig. 3).
2. Material and methods
The presented work describes a biomechanical study of the mechanical interaction between
the implant and the bone tissue in terms of the quality of bone tissue, the osseointegration
level, and the character of the implant anchorage. The quality of the bone tissue will
taken into account and described in detail in the section dealing with the creation of material
model. Basic types, in terms of implementation, are the single-disk and multiple-disk
implants. This study includes two implants: single-disk and double-disk (Fig. 5).
Two states are considered in terms of the connection between the implant and the bone.
The first state describes the situation in which the connection has not occurred yet and the
mechanical interaction has therefore not arisen. The second state describes the situation
of the complete implant-bone osseointegration*. The state with a transitional connectivetissue
is inadmissible from the medical point of view; therefore it is not taken into account
in the study. In this work, the osseointegrational progression in all parts of the implant
was modeled gradually in four degrees (see Fig. 3). The parts of the implant, where the
osseointegration was not present, are denoted in grey color as opposed to the parts, where
the osseointegration occurred and which are denoted in black.
The study also includes three biomechanically possible variants of the anchorage labeled
A, B and C (see Fig. 4).
* The basic study of the interaction between implants and the bone tissue made by Branemark in 1952
by using a microscope with rabbits [3]. The most important finding of this study was that the successful
implantation occurs where a rigid connection of the bone tissue and the implant arises with no
transitional (connective) tissue. Although there are currently other views on this issue, most dental
implantologists and workplaces, where the dental implantology is performed, agree with the conclusions
of Bramenark’s study.
257
Engineering MECHANICS 51
Fig.3: Osseointegration degrees
Fig.4: Variants of implant’s anchorage
Variant A represents a mechanical interaction between the implant disk and both the
inner and outer cortical bone. In the case of variant B, the interaction is only with the
outer cortical bone while in the case of variant C the implant disc is smaller than the space
between the outer and inner cortical bone. This last variant represents interaction with the
cancellous bone only.
3. Solution method
Based on the analysis of shape, material properties of the system components and the
character of the system constraints, the finite element method (i.e. numerical calculation
method) has been chosen as the effective method for the solution of quantities describing the
mechanical interaction between the implant and the bone tissue. For the solution of the given
problem by means of FEM, it is necessary to create a computational model which consists
of four relatively independent parts : model of geometry, materials, loads, and constraints.
4. Model of geometry and constraints
The problem solved in this work is the mechanical interaction between the disk implant
and mandibular bone tissue. The implants affect strain and stress fields only in their close
vicinity. The geometry model of the bone is created as a 20 mm-long section of the mandible
and, to be more precise, this section represents the first molar region. Mandibular geometry
was obtained from the real mandible with the optical scanner ATOS Standard. The cortical
bone thickness was modeled on the basis of CT images [4]. Dimensions and shape of the
implant are based on the catalogues of companies Ihde [5], AirPerio [6] and Victory [7]
– see Fig. 5.
5. Material models
The parts forming the real system are from different materials; the material of the implants
is the titanium alloy Ti6Al4V. In terms of the level of the solved problem, the appro-
258
52 Bor´ak L. et al.: Biomechanical Study of Disk Implants, Part I
Fig.5: Geometry model of disk implants
priate and validated model of mechanical properties is a homogenous, isotropic and linearly
elastic model, which is explicitly described by two material characteristics: Young’s modulus
(E) and Poisson’s ratio (μ). The bone – i.e. the part of the mandible – is composed of
the cortical and cancellous tissue; a description of mechanical properties of the cortical and
mainly the cancellous bone tissue is much more complex. The influence of the level of the
cortical and particularly the cancellous bone model on the strain and stress in biomechanical
systems is still a very difficult problem. The cortical as well as the cancellous bone tissue
are therefore modeled by the homogenous, isotropic, and linearly elastic model. This fact
is fully respected in the analysis of results. Material characteristics used for the described
material models, applied in computational solution, are listed in the following table.
The deterioration of bone tissue quality (see Fig. 1a) is reflected in the value of the
Young’s modulus of the cancellous bone. Calculations were carried out within the value of
the Young’s modulus in the range of 20–100MPa with the increment of 10 MPa.
Material E [MPa] μ [–]
Cancellous bone 20–100 0.3
Cortical bone [8] 13 700 0.3
Titanium alloy [8] 116 000 0.34
Tab.1: Mechanical properties
6. Model of loads and constraints
During mastication, the tooth is loaded in a general direction. After a decomposition of
the general loading to the coronoapical, buccolingual and mesiodistal directions, the largest
component is in the coronoapical direction. Considering the scope of the study, only the
greatest component, i.e. in the coronoapical direction, was taken into account. Its value
of 190 N was taken from literature [9], [10] and it was applied as a statically equivalent
pressure on the upper surface of the implant body.
The model of the bone is constrained in its cross section on the distal side (closer to the
temporomandibular joint) by restricting of all displacements of all its points. The implant
is bounded with the bone according to the degree of osseointegration (see Fig. 6). In case of
complete osseointegration, the constraint between the implant and the bone is rigid. If no
osseointegration occurred, the connection between the implant and the bone is realized by the
contact-type constraint. The variants of the degrees of osseointegration are shown in Fig. 3.
259
Engineering MECHANICS 53
Fig.6: Boundary conditions
7. Computational – finite element model
To create a computational model for a computational solution by means of the finite
element method it is necessary to carry out a discretisation with respect to a computing
system, whereby the solution is implemented. In our case, it is the system Ansys 11. The
discretisation was carried out by using elements SOLID187 and SOLID186 and for implementing
the contact-type constraint CONTA174 and TARGE170. Maximal attention was
paid to the discretisation (see Fig. 7). The number of elements and nodes was different in the
individual variants. In case of elements the number ranged between 100 and 260 thousand,
in case of nodes the number ranged between 400 and 600 thousand. Contact surfaces were
bounded with 10 to 30 thousand contact element pairs.
Fig.7: Discretisation
8. Solution
To assess the mechanical interaction of the implant with the bone, 24 computational
models were created. These computational models were created for two different types
of the implants; for both types three variants of the anchorage and four degrees of the
osseointegration were modeled.
Nine calculations taking into account the bone quality by changing of the Young’s modulus
in the range 20–100MPa were realized for each computational model.
The solution was implemented on PC with Intel Core 2 Duo 2 GHz processor with 2 GB
of RAM memory and 300 GB hard drive.
260
54 Bor´ak L. et al.: Biomechanical Study of Disk Implants, Part I
Since the contact problem is solved and the materials with very different material characteristics
(in particular the Young’s modulus) are used, it is necessary to choose an appropriate
solver. Therefore, the iterative PCG solver and full Newton-Raphson method were used.
The accuracy of the PCG solver was set to 1.0×10−5
. Due to the character of the problem
and the computational model, the solver was set to the large deflection mode. Other parameters
were left at the default setting. The duration of the solution varied depending on
the extent of nonlinearities from 30 minutes to 14 hours.
9. Presentation and analysis of results
Disk implants are designed especially for mandibles with low quality of the bone tissue
which occurs mainly in elderly people. Besides age, other factors can also affect the quality
of the bone tissue.
Unlike an implant, which is the technical work created by a man, and whose mechanical
properties can be affected by e.g. design, material and appropriate application, we have
substantially fewer means to improve the mechanical properties of the bone tissue. When
considering availability as well as effects on the organism and cost, it can be stated that
there are hardly any. Therefore, the analysis of mechanical quantities describing the state
of the bone tissues of the loaded segment is important. In respect to the scope of the study
(216 calculations) the results analysis of the first part of the study is devoted only to the
bone tissue. Analyzed quantities are the coronoapical displacement of the implant uz and
the strain intensity in the cancellous bone :
1) The implant displacement uz because it is a measurable quantity. Since this is a very
difficult experiment, the number of references in the literature is very limited. [11] describes
the measurement of the tooth displacement uz. The tooth movements ranged
due to the soft periodontium from 0.05 to 0.1 mm. The results of a similar study for
the mandible with an applied screw implant (diameter 4.1 mm, length 11 mm) are
presented in [12]. In this case the value uz ranged from 0.005 to 0.06 mm.
2) The strain intensity* in the cancellous bone because there are references in the
literature which (based on the strain intensity in bone tissue) define the state of
the physiological remodeling, the mild overload state and the pathologic overload
state [13], [14], [15].
Firstly, the implant displacement uz depending on the Young’s modulus of the cancellous
bone and the degree of the osseointegration will be analyzed. Displacements, depending on
the mentioned quantities, are depicted in the following graph in Fig. 8.
The graph shows that the displacement depends significantly on the degree of the osseointegration.
For all degrees except the complete osseointegration, with decreasing Young’s
modulus of the cancellous bone the displacement uz progressively increases. In case of the
complete osseointegration, the displacement uz is almost independent of the bone quality.
The influence of the second disk on the displacement uz depends significantly on the degree
of the osseointegration as well. In case of the complete osseointegration as well as no
osseointegration of the upper part of the implant post with the cortical bone, the displacement
uz is almost the same for both the single-disk and the double-disk implant. For other
degrees of the osseointegration, with the decreasing osseointegrated area the progressive in*
The quantity labeled in Ansys as ‘strain intensity’ is in this computational system defined by formula
εint = ε1 − ε3, where ε1 and ε3 are the 1st and 3rd principal strains [16].
261
Engineering MECHANICS 55
Fig.8: Influence of the post-displacement on the Young’s
modulus and degree of osseointegraion – variant A
crease of displacement occurs in the case of the single-disk implant more than in the case
of the double-disk implant. Presented graphs and conclusions are made for the anchorage
variant A.
The influence of the anchorage character on the displacement uz and the strain intensity
in dependence on the change of Young’s modulus of the cancellous bone can be analyzed on
the basis of the following graph in Fig. 9.
For variant C where the implant is placed only in the cancellous bone, it is clear that
with the deterioration of the bone quality, the displacement uz intensively rises. [11] shows
the coronoapical tooth displacement in the range 0.05–0.1mm for the value of loading
force 200 N; similarly, [12] presents the implant displacement in the range 0.005–0.06mm.
In our study, the model was loaded by force of 190 N and for the Young’s modulus of
the cancellous bone 100–20MPa, the implant displacement ranged from 0.087 to 0.226 mm.
Hence, it is clear that the variant C is according to our biomechanical study not acceptable.
In the case of variant A, displacement for the mentioned loading as well as the material
properties ranges from 0.059 to 0.075 mm. Therefore, it can concluded that this range is in
accordance with the experimentally obtained values 0.005–0.1mm. By comparison of the
calculated displacements for the variant B (0.063–0.1mm) with the experimentally obtained
ones (0.005–0.1mm), it was found out that maximal values of both ranges are almost in
agreement. Displacements, however, do not tell anything about the behavior of solid bodies.
This can be assessed on the basis of strain or strain intensity.
Fig. 9 shows that in the variants B and C, a rapid increase of strain intensity occurs
within the decreasing value of Young’s modulus. The value of the strain intensity in the
case of variant A is almost independent of the change of Young’s modulus of the cancellous
bone. The foregoing analysis shows that the strain intensity is significantly affected by the
262
56 Bor´ak L. et al.: Biomechanical Study of Disk Implants, Part I
cancellous bone quality as well as by the implant anchorage, and the significant influence of
the implant configuration can be expected. In the following graphs in Fig. 10, quantities are
plotted which will enable us to analyze these influences and dependencies.
Fig.9: Influence of the post-displacement and strain intensity
on the Young’s modulus for the variants A, B, C
Fig.10: Influence of strain intensity on Young’s modulus for variants A, B, C – singledisk
and double-disk implant within the first degree of osseointegration
263
Engineering MECHANICS 57
The following graph shows that the dependence of the strain intensity on the Young’s
modulus of the cancellous bone has the same character for both single-disk and doubledisk
implants. The only difference is that the double-disk implant gives smaller values of
the strain intensity than the single-disk implant. In the graph, three important regions
depending on the values of the strain intensity are highlighted in accordance to Frost*.
The first region with the strain intensity ranging from 0.005 to 0.15 is the region of
physiological strains with physiological remodeling of the bone tissue. The second region
ranged from 0.15 to 0.30 is the region of mild overloading. The last one is the region of
pathological overloading related to the values of the strain intensity higher than 0.3 [13].
From the following graph, it is clear that after the implant is applied and subsequently
no osseointegration occurs, the only case of physiological strains is the case of double-disk
implant, where the lower disk is implanted on both sides in the cortical bone.
Fig.11: Influence of strain intensity on Young’s modulus of cancellous bone for individual
degrees of osseointegration, variant A
In the last analysis, attention is paid to the dependence between the degree of osseointegration
and the strain intensity both in the single-disk and double-disk implant and for the
varying quality of bone tissue expressed by the Young’s modulus in the range 20–100MPa.
In graphs in the following Fig. 11, quantities are plotted which enable us to carry out this
analysis. Furthermore, regions are highlighted denoting the state of the bone tissue according
to Frost.
* Initial works of Dr. Frost which probably describe the essence of this method (no longer noted in later
papers) are unavailable to the authors. The authors are aware of this deficiency but yet they used the
Frost’s assessment for two reasons. The first reason is the fact that there are many papers which refer
to Dr. Frost and the second reason is that there is not another work in literature which determines the
state of the bone tissue based on the strain intensity.
264
58 Bor´ak L. et al.: Biomechanical Study of Disk Implants, Part I
From the presented dependences it is evident that in the case of variant A with all
degrees of the osseointegration and for the Young’s modulus of the cancellous bone from 20
to 100 MPa, results lie for both implant types in the region of physiological strains. The
only exception is the single-disk implant with the first degree of osseointegration.
10. Discussion
A correlation between the Young’s modulus of the cancellous bone and its apparent
density has been proved and described in literature [8]. Approximate formulas expressing
the correlation mentioned in [17], [18] are part of Fig. 12. Their graphical demonstration for
the values relating to the solved problem and for the different parts of the human body is
illustrated in Fig. 12 on the left. It is better to use logarithmic coordinates for the Young’s
modulus in for low values of cancellous bone density, i.e. in our case.
Fig.12: Influence of Young’s modulus on the apparent density of cancellous bone
for different parts of human body by various authors [8], [17], [18]
Bone density is mostly measured by means of absorption photometry, which uses the
energy of two rays (DXA), or by peripheral densitometry. By applying the correlation
formulas between the Young’s modulus and the apparent density of the bone tissue, the
results presented in this study can be expressed as a dependence on this quantity which is
measurable with the individual patients (see Fig. 13).
265
Engineering MECHANICS 59
Fig.13: Influence of strain intensity on the apparent density of cancellous bone for
variants A, B, C
11. Conclusion
This biomechanical study of the dental disk implant was focused on the stress-strain
analysis of the implant and the affected part of the bone tissue. The presented article
comprises the first part of the study which is focused on the analysis of bone tissue. The
stress-strain analysis of the implant will be presented in the second part of the study.
The conclusion of the first part, using Frost’s theory, can be expressed in four points :
1. For achieving the physiological strain of the bone tissue, the implant anchorage has
the greatest influence. Only variant A and the double-disk implant guarantees the
possibility of immediate loading of the implant after the application regardless of the
quality of the bone tissue (see Fig. 10).
2. If a deviation to the anchorage A occurs, it is necessary to create conditions for
osseointegration (see Fig. 11).
3. The displacement uz is an important deformation quantity which is measurable, but
it is always necessary to also add the strain analysis. Despite the negligible difference
in displacements in the case of the variants A and B, the difference in the strain
intensity is significant (see Fig. 9, red and green curves – continuous and dashed).
4. By application of the correlation formulas between the Young’s modulus and the
apparent density of the bone tissue (the latter is measurable), the results presented
in this study can be expressed as a dependence on this quantity.
These conclusions were based on the biomechanical study. The problem of the interaction
of the implant with the bone is a complex problem, which has other significant aspects
– clinical, biological and biochemical, etc. For complex assessment, all related factors must
be considered.
266
60 Bor´ak L. et al.: Biomechanical Study of Disk Implants, Part I
Acknowledgment
The research reported in this paper was carried out within the framework of the Stomatological
Research Center of the Masaryk University, Brno. Research was supported by the
funding No. SVC 1M0528 MˇSMT provided by the Ministry of Education, Youth and Sport
of the Czech Republic. The work on the model reported in this paper was funded by the
Research plan MSM 0021630518 Simulation modelling of mechatronics systems provided by
the Czech Ministry of Education, Youth and Sports. This work was supported by grant
project FRVS No. 1403/2010.
References
[1] Misch C. E.: Dental Implant Prosthetics ISBN 0323019552
[2] Grampp S.: Radiology of Osteoporosis Springer, 2008, ISBN 354025884
[3] Branemarak P. I.: Tissue-integrated prostheses: osseointegration in clinical dentistry, Quintessence,
1985
[4] Gahleitner A., Wattem G., Imhof H.: Dental CT: imaging technique, anatomy, and pathologic
conditions of the jaws
[5] Katalog: www.implant.com
[6] www.airperio.com
[7] www.victoryimplants.fr
[8] Natali A. N.: Dental biomechanics, CRC Press, 2003, ISBN 0415306663
[9] Petrt´yl M, M´aca I.: Silov´e ´uˇcinky mezi zuby pˇri skusu, Sborn´ık konference, Skelte2000
[10] Mericske-Stern R., Piotti M., Sirtes G.: 3-D in vivo force force measurements on mandibular
implants supporting overdentures, Clin Oral Impl Res 1996; 7:387–396
[11] Amarsaikhan B., Miura H., Okada D., Masuda T., Ishihara H., Shinki T., Kanno T.: Influence
of environmental factors on tooth displacement, Journal of Medical and Dental Sciences, Vol. 49
(2002):19–26
[12] Gaggl A., Schultes G.: Biomechanical properties in titanium implants with integrated maintenance
free shock absorbing elements: Biomaterials, Vol. 22 (2001):3061–66
[13] Frost H.M.: From Wolff’s law to the Utah paradigm: Insights about bone physiology and its
clinical applications, The Anatomical Record, Vol. 262 (2001), 398–419
[14] Martin R.B.: Toward a Unifying Theory of Bone Remodeling, Bone: Volume 26, Issue 1,
1 January 2000, Pages 1–6
[15] Mcnamara M.L., Prendergast J.P.: Perforation of cancellous bone trabeculae by damagestimulated
remodelling at resorption pits: A computational analysis European Journal of
Morphology, February/April 2005; 42(1/2): 99–109
[16] ANSYS, Inc., Licensing Guide
[17] Rho J.Y., Hobatho M.C., Ashman B.R.: Relations of mechanical properties to density and CT
numbers in human bone, Medical Engineering & Physics, Volume 17, Issue 5, Pages 347–355
[18] O’Mahony A.M., Williams J.L., Spencer P.: Anisotropic elasticity of cortical and cancellous
bone in the posterior mandible increases peri-implant stress and strain under oblique loading,
Clin Oral Implants Res. 2001 Dec;12(6):648–57
Received in editor’s office : January 30, 2010
Approved for publishing : April 13, 2010
267
www.prolekare.cz | stazeno: 23.3.2017 | login: lknihovna
92
Individuálna titanokeramická nadstavba
Strecha J.1, Jurkovič R.2, Siebert T.3, Prachár P.4, Bartáková S.4, Fojtíková E. 1
1Eurodent medima, s.r.o., Marin
2Deimperio, s.r.o,. Bratislava
3Dentálne centrum, s.r.o., Trnava
4Stomatologická klinika LF MU a FN u sv. Anny, Brno
SÚHRN
Dôležitou kapitolou v implantologickej praxi je protetická rekonštrukcia na implantát. Stabilitu a funkciu protetickej
náhrady zabezpečuje spoľahlivý antirotačný systém nadstavbovej časti implantátu, ktorý protetickú prácu
fixuje a prenáša žuvacie tlaky cez implantáty na okolitú kosť. Vyhovujúcu funkciu a estetiku protetickej práce
určuje tvar nadstavbovej časti implantátu.
Vývojom tvaru nadstavbovej časti systému Martikan sme postupne dospeli k názoru, že ideálny tvar gingiválnej
časti nadstavby hlavne vo viditeľnej časti chrupu je možné dosiahnuť len jej individuálnym zhotovením.
V spolupráci s výrobcom a zubnou technikou sme postupne vyvinuli technológiu výroby individuálne vyrábanej
titanokeramickej nadstavby. Aj napriek zložitejšej a časovo náročnejšej technológii je možné týmto spôsobom
dosiahnuť nepomerne lepšie výsledky v estetike aj funkcii protetickej práce.
Kľúčové slová: dentálny implantát - individuálna nadstavba - keramická nadstavba
SUMMARY
Strecha J., Jurkovič R., Siebert T., Prachár P., Bartáková S., Fojtíková E.:
Individual Titan-ceramic Extension
Prosthetic reconstruction on the implant represents an important chapter in the practice of implantology. The
stability of function of the prosthetic substitution provides a reliable anti-rotation system of the extension part of
the implant, which fixes the prosthetic work and transfers the mastication pressures through the implant to the
surrounding bone. The shape of the extension part determines satisfying function and esthetics of the prosthetic
work.
In the process of developing the shape of the Martikan system were gradually came to the conclusion that the
ideal shape of the gingival part of the extension, especially in the visible part of the set of teeth can be reached
only when it is made individually. In collaboration with the producer and dental technique the authors gradually
developed technology of individually made titan-ceramic extension. In spite of the complex and time-consuming
technology it has become possible to reach markedly better results in the esthetics and function of the prosthetic
work.
Key words: dental implant - individual extension - ceramic extension
Čes. Stomat., roč. 109, č. 5, s. 92–97.
ÚVOD
Tvar nadstavbovej časti implantátu a jej fixácia
je dôležitým článkom k výrobe funkčnej
a estetickej náhrady. Hlavne vo frontálnom úseku
je táto požiadavka na nadstavbu implantátu veľmi
dôležitá. Každý výrobca implantátov rieši túto
ťažkú úlohu vlastným antirotačným systémom
a postupným vývojom tvarov nadstavbovej časti.
Stabilita nadstavby na implantáte závisí od čo
najväčšej styčnej plochy nadstavby s implantátom.
Toto je zabezpečované systémom kónusov, šesťhranov
– osmihranov zapustených v tele implantátu
a fixovaných samostatnou skrutkou. Asi najlepší
systém je v kužeľovitom zapustení nadstavby
v tele implantátu, čím sa vytvára pomerne veľká
trecia plocha, a tým aj dostatočná stabilita
a fixácia nadstavby v tele implantátu. Ďaľšou,
pomerne zložitou úlohou je vytvoriť nadstavbu,
ktorá umožní ideálnu modeláciu krčkovej oblasti
korunky. Táto úloha je pre výrobcov implantačných
systémov z dôvodu nevyčísliteľného množstva
anatomických variácií tvarov alveolárneho
hrebeňa a gingívy veľmi zložitá.
V roku 2003 sme spolu s výrobcom neštandardného
implantačného systému Martikan vyvinuli
antirotačný systém založený na princípe centrálne
zošikmeného ozubeného spoja a doplnili ho
Tento clanek podleha autorskemu zakonu a jeho vyuziti je mozne v souladu s pravnim prohlasenim: www.prolekare.cz/prohlaseni
268
www.prolekare.cz | stazeno: 23.3.2017 | login: lknihovna
93
možnosťou výroby individuálnej titanokeramickej
nadstavby.
MATERIÁL A METODIKA
Ambulantná časť
V prvom kroku je použitý konvexný vhojovací
valček. Vyrába sa z titanu v rôznych šírkach, podľa
veľkosti interdentálnej medzery. Vhojovací valček
po kruhovej excízii gingívy nad implantátom
sa nasadí na implantát a fixuje centrálnou skrutkou
(obr. 1). Šírku valčeka určuje rozmer interdentálneho
priestoru tak, aby bolo zabezpečené vyformovanie
anatomicky prijateľných interdentálnych
papíl (obr. 2). Jeho konvexný tvar vyformuje marginálnu
gingívu a interdentálne papily do požadovaného
tvaru (obr. 3). Po 10 až 14 dňoch sa vhojovací
valček vymení za jednoduchý titanový pilier,
ktorý výrobca vyrába v jednej hrúbke aj dĺžke (obr.
4). Pilier sa zaregistruje vhodným otlačkovým
materiálom metódou dvojitého otlačku (obr. 5).
Upevní sa centrálnou skrutkou na laboratórnu
repliku implantátu a vkladá sa do otlačku (obr. 6).
Implantát je počas výroby individuálnej nadstavby
krytý opäť pôvodným vhojovacím valčekom.
Pilier slúži ako základná kostra, na ktorú zubný
technik vyrobí keramickú nadstavbu (obr. 7).
Obr. 1. Obnaženie oseointegrovaného implantátu cirkulárnym
vykrajovačom. (Foto: Eurodent medima,
s.r.o.).
Obr. 4. Na implantát nasadená jednoduchá valcová
titanová nadstavba. (Foto: Eurodent medima, s.r.o.)
Obr. 3. Po 10–14 dňoch je pomocou vhojovacienho valčeka
vymodelovaná marginálna gingíva a papily. (Foto:
Eurodent medima, s.r.o.)
Obr. 2. Aplikovaný vhojovací valček. Horný priemer
vhojovacienho valčeka by mal zodpovedať šírke interdentálneho
priestoru v najužšom mieste, aby bola
zabezpečená modelácia interdentálnych papíl. (Foto:
Eurodent medima, s.r.o.).
Tento clanek podleha autorskemu zakonu a jeho vyuziti je mozne v souladu s pravnim prohlasenim: www.prolekare.cz/prohlaseni
269
www.prolekare.cz | stazeno: 23.3.2017 | login: lknihovna
94
Nadstavba má tri dôležité časti:
1–pilierová časť
2–schodík
3–gingiválna časť
Pilierová časť nadstavby je modelovaná podľa
potreby pre dobrú stabilitu a fixáciu korunkovej
časti z metalokeramiky alebo bezkovovej keramiky.
Schodík nadstavby je modelovaný podľa okraja
gingívy alebo v ideálnych prípadoch mierne subgingiválne,
v šírke potrebnej pre dostatočnú pevnosť
okraja keramickej korunky.
Gingiválna časť keramickej nadstavby končí
tesne pri ozubenej časti titanového piliera a je
povlečená glazúrou.
Obr. 5. Otlačok zubného oblúka so vsadenou titanovou
nadstavbou a laboratórnou replikou implantátu. (Foto:
Eurodent medima, s.r.o.)
Obr. 8. Titanokeramická nadstavba fixovaná centrálnou
skrutkou na implantáte. (Foto: Eurodent medima,
s.r.o.)
Obr. 9. Keramická korunka. (Foto: Eurodent medima,
s.r.o.)
Obr. 6. Vyliaty model a gingiválna maska. (Foto: Eurodent
medima, s.r.o.)
Obr. 7. Titanokeramická nadstavba. (Foto: Eurodent
medima, s.r.o.)
Tento clanek podleha autorskemu zakonu a jeho vyuziti je mozne v souladu s pravnim prohlasenim: www.prolekare.cz/prohlaseni
270
www.prolekare.cz | stazeno: 23.3.2017 | login: lknihovna
95
Keramický pilier sa nasadí na implantát po
odstránení vhojovacieho valčeka. Je fixovaný centrálnou
skrutkou (obr. 8). Je potrebná kontrola
stability nadstavby a jej konfigurácie vzhľadom
k okraju gingívy.
Nasadená nadstavba je potom zaregistrovaná
vhodnou otlačkovou metódou na výrobu metalokeramickej
alebo bezkovovej keramickej korunky.
Nadstavba je ponechaná in situ. Po vyhotovení
korunkovej časti sa táto odskúša a cementuje na
keramický pilier (obr. 9, obr. 10).
okrem dokonale zvládnutého plánovania a prevedenia
chirurgickej časti implantácie, s cieľom
vytvoriť podmienky pre čo najdôslednejšiu červeno-bielu
estetiku, rieši problém estetiky korunkovej
konštrukcie, ktorá sa vo väčšine prípadov skladá
z nadstavby (abutmentu) a samotnej korunky.
Až harmonizácia správne prevedenej chirurgickej
časti, vhodne individuálne vybraného abutmentu
a následne vhodnej korunky dokáže dosiahnuť čo
možno najvyššiu možnú estetiku v exponovanom
úseku chrupu pri náhrade jedného zuba. Okrem
tohoto pohľadu má táto problematika aj inú rovinu.
Inde o dlhodobú stabilitu výsledku. Či už
vzhľadom k pozitívnemu ovplyvneniu stability
periimplantačnej krestálnej kosti, kde spojenie
abutment - implantát zohráva kruciálnu úlohu,
alebo stabilitu laboratórneho prevedenia vo funkcii.
Ošetrujúci lekár má vždy na výber viac možností
výberu nadstavby. Rozhoduje sa medzi
komerčne vyrábanými, plne individuálne vyrobenými,
alebo kombináciou oboch spomenutých.
V našej práci popisujeme práve kombináciu
komerčne vyrobenej nadstavby individuálne
dopracovanej v laboratóriu.
Individuálne zhotovená celokeramická nadstavba
je v dnešnej dobe dôkladne zvládnutá modalita.
Vďaka faktu, že je z bielej keramiky, nie je tu
riziko presvitania kovovej časti cez marginálnu
gingívu [3, 7, 16, 19]. Ešte pred viac ako 10 rokmi
boli preferované titanové nadstavby [15]. Magne
a kol. vo svojej práci popisuje individuálne zhotovenú
kovokeramickú nadstavbu. Autor ju použil
pri náhrade laterálneho rezáku so zmenšeným
medzizubným priestorom s výborným estetickým
a funkčným výsledkom [14]. Jeho výsledok je
porovnatelný aj s našimi skúsenosťami. Canullo
sa vo svojej štúdii zaoberal pozorovaním titanových
ako aj zirkónových nadstavieb pod elektrónovým
mikroskopom, použitých následne na
rekonštrukciu straty jednotlivých zubov. Sledoval
ich presnosť dosadu na implantát, následne ich
funkčnosť a stabilitu v ústnej dutine. Nezaznamenal
žiadny významný rozdiel [4]. Myšlienka použiť
keramický materiál pri nadstavbách vyplýva
z výborných skúseností s keramickými materiálmi,
ktoré sa používajú na výrobu koruniek [6,18].
Zhotovovanie individuálnych kovových nadstavieb
rôznymi metodikami sa stáva alternatívou pred
sériovo vyrábanými. Veľa autorov považuje tento
spôsob za veľmi vhodný [11]. Kovokeramické riešenie
straty jednotlivého zuba je možné využiť aj
v indikácii Marylandského mostíku, ktorý niektorí
autori radi požívajú [8]. My sa tomuto riešenu
vyhýbame, lebo ho považujeme za nepomerne
menej prediktabilnejšie v porovnaní zo suprakonštrukciou
nesenou dentálnym implantátom, prípadne
klasickým mostíkom. Tan nevidí rozdiel
v konečnej estetike, pri inak výborných anatomických
podmienkach, medzi kovovou nadstavbou
Obr. 10. Nasadená keramická korunka. (Foto: Eurodent
medima, s.r.o.)
Laboratórna časť
Prvým technologickým krokom po prijatí otlačku
do zubnej techniky je výroba gingiválnej masky
okolo piliera (obr. 6). Po stuhnutí odtlačok technik
preleje sádrou IV. triedy a model zaartikuluje.
Upraví titanový pilier podľa medzičeľustných
vzťahov a opieskuje ho 250 ųm pieskom. Na takto
upravený a pripravený titanový pilier začne
postupne po vrstvách nanášať titanovú keramiku
VITA TITANKERAMIK. Farbu keramickej nadstavby
volí podľa farby budúcej keramickej korunky.
Schodík keramickej nadstavby vytvára technik
presne podľa priebehu gingívy (obr. 7). Miesta
pod schodíkom dokonale vyleští gumičkou a na
gingiválnu časť nadstavby nakoniec nanesie glazúru
a vypáli.
DISKUSIA
Problematika protetickej časti rehabilitácie
pomocou dentálnych implantátov je multifaktoriálna.
Samostatne riešeným a diskutovaným problémom
je estetika suprakonštrukcie pri náhrade
jedného zuba v estetickej oblasti chrupu. Tu sa
Tento clanek podleha autorskemu zakonu a jeho vyuziti je mozne v souladu s pravnim prohlasenim: www.prolekare.cz/prohlaseni
271
www.prolekare.cz | stazeno: 23.3.2017 | login: lknihovna
96
s kovokeramickou korunkou a zirkonovou nadstavbou
s korunkou z Procery [20]. Tento fakt je
veľmi ťažko objektivizovať, lebo je to okrem iného
na individuálne videnej estetike jednotlivcom, či
už zubným lekárom, alebo pacientom.
Andersson a kol. publikovali v roku 2003 prospektívnu,
randomizovanú, kontrolovanú štúdiu,
v ktorej sledovali v 5-ročnom období 32 pacientov,
ktorí mali spolu zainzerovaných 103 Brånemarkových
implantátov, kde 19 fixných zubných náhrad
bolo fixovaných iba na keramických CerAdapt
nadstavbách a 17 iba na titanových nadstavbách.
Na konci sledovaného obdobia konštatovali, že zlyhala
iba jedna keramická a žiadna titanová nadstavba
[1]. Dá sa konštatovať, že oba druhy nadstavieb
mali v tejto práci výborný dlhodobý
výsledok. Andersson sledoval taktiež občasné zlyhanie
keramických nadstavieb CerAdapt (93%
úspešnosť) v práci z roku 2001, v porovnaní
s titanovými nadstavbami, ktoré mali 100% úspešnosť
[2].
Henriksson vo svojej práci sledoval individuálne
nadstavby vyrobené z Procery, na ktoré
v jednej skupine priamo aplikoval keramiku na
dobudovanie celej korunkovej časti a v druhej
nacementoval korunku. Konštatoval, že z krátkodobého
hľadiska 1 roku sú funkčne a esteticky
porovnateľné oboma metodikami vytvorené definitívne
suprakonštrukcie [9]. Jeho práca dokazuje,
že existuje viac porovnateľných metodík, ktoré
sa môžu, vo vhodných indikáciach, použiť. Záleží
to iba od skúseností a možností ošetrujúceho lekára,
resp. laboratória. Cranham vo svojej práci
zdôrazňuje dôležitosť použitia individuálne zhotoveného
vhojovacieho valčeka pre následnú prediktabilnú
červeno bielu estetiku [5]. S týmto jeho
názorom sme v plnej názorovej zhode. Ešte lepšie
ako zhotovenie individuálnej nadstavby považujeme,
pri dodržaní postimplantačnej primárnej stability
implantátu (min. 35 N/cm), použitie okamžitej
rekonštrukcie korunky bez funkčného
zaťaženia, ktorá najideálnejšie dokáže zachovať
marginálnu gingívu a papily pri poextrakčnej
implantácii, alebo vytvarovať, pri klasickej
implantácii, budúcu periimplantačnú mukózu spolu
s papilami.
Tak ako pri vlastných zuboch, tak aj v implantológii,
sa v okolí suprakonštukcií nachádzajú
miesta, ktoré je veľmi vhodné, pokiaľ nie nutné,
pravidelne zbavovať biofilmu. Tento je zodpovedný
za väčšinu zlyhaní, či už estetických, alebo priamo
funkčných [17].
Individuálne keramické nadstavby sú vyrábané
z viacerých materiálov, medzi ktoré patrí aj aluminium
oxid [10].
Sú autori, ktorí preferujú fabricky vyrobené
nadstavby, ale konštatujú, že ich treba aj tak individuálne
v laboratóriu dopracovať, a teda je vždy
na zváženie vhodné individuálne posúdenie, ktorá
nadstavba bude použitá [13]. Kerstein používa
počítačom vytvorenú individuálnu vhojovaciu nadstavbu
[12].
ZÁVER
Pilier na implantáte vyrobený uvedenou
technikou má tri nezastupiteľné výhody.
1. Tvar a sklon piliera si zubný technik určuje
sám podľa anatomických podmienok.
2. Marginálna gingíva okolo implantátu nenalieha
na kov, ale na hladkú keramickú časť piliera.
Má to veľkú výhodu z hľadiska hygieny a tiež
estetiky, pretože zabránime možnej metalickej
pigmentácii v budúcnosti.
3. Schodík nadstavby presne kopíruje okraj gingívy
a v ideálnych prípadoch je celý umiestnený
mierne subgingiválne. V prípadoch, že vo vestibulárnej
oblasti je gingívy veľmi málo, schodík
je umiestnený supragingiválne a vestibulárna
časť piliera pod schodíkom je farebne zladená
s farbou korunky.
4. Vlastná keramická korunka sa cementuje na
pilier po dôkladnej artikulácii a opätovnom
dotiahnutí centrálnej skrutky nadstavby
momentovým kľúčom, skloionomérnymi alebo
duálnymi cementami.
LITERATÚRA
1. Anderson, B., Glauber, R., Maglione, M., Taylor A.:
Ceramic implant abutments for short-span FPDs:
a prospective 5-year multicenter study. Int. J. Prosthodont.,
16, 2003, 6, s. 640-646.
2. Anderson, B., Tailor, A., Lang, B. R., Schiller, H.,
Schärer, P., Sorensen, J. A., Tarnow, D.: Alumina ceramic
implant abutments used for single-tooth replacement:
a prospective 1- to 3-year multicenter study. Int. J. Prosthodont.,
14, 2001, 5, s. 432-438.
3. Bombard, P., Hermans, M., Adriaenssens, P., Daelemans,
P., Malevez, C.: Anterior esthetic rehabilitation
on teeth and dental implants optimized with Procera technology:
a case report. J. Esthet Restor Dent., 13, 2001, 3,
s. 163-171.
4. Canullo, L.: Clinical outcome study of customized zirconia
abutments for single-implant restorations. Int. J. Prosthodont,
20, 2007, 5, s. 489-493.
5. Cranham, J. C., Konikoff, A. B.: Maxillary anterior
implant treatment: a protocol for aesthetic success. Dent.
Today, 20, 2001, 3, s. 68-71.
6. Galindo, M. L., Hagmann, E., Marinello, C. P., Zitzmann,
N. U.: Long-term clinical results with Procera
AllCeram full-ceramic crowns. Schweiz Monatsschr
Zahnmed., 116, 2006, 8, s. 804-809.
7. Glauber, R., Sailer, I., Wohlwend, A., Studer, S.,
Schibli., M., Schärer, P.: Experimental zirconia abutments
for implant-supported single-tooth restorations in
esthetically demanding regions: 4-year results of
a prospective clinical study. Int. J. Prosthodont., 17, 2004,
3, s. 285-290.
8. Hagiwara, Y., Matsumura, H., Tahala, S., Woelfel, J.
B.: Single tooth replacement using a modified metal-ceraTento
clanek podleha autorskemu zakonu a jeho vyuziti je mozne v souladu s pravnim prohlasenim: www.prolekare.cz/prohlaseni
272
www.prolekare.cz | stazeno: 23.3.2017 | login: lknihovna
97
mic resin-bonded fixed partial denture: a clinical report. J.
Prosthet Dent., 91, 2004, 5, s. 414-417.
9. Henriksson, K., Jemt, T.: Evaluation of custom-made
procera ceramic abutments for single-implant tooth replacement:
a prospective 1-year follow-up study. Int. J. Prosthodont.,
16, 2003, 6, s. 626-630.
10. Heydecke, G., Sierraalta, M., Razzoog, M. E.: Evolution
and use of aluminum oxide single-tooth implant abutments:
a short review and presentation of two cases. Int.
J. Prosthodont., 15, 2002, 5, s. 488-493.
11. Iglesia-Puig, M. A.: Custom-made laser-welded titanium
implant prosthetic abutment. J. Prosthet Dent., 94, 2005,
4, s. 401-403.
12. Kerstein, R. B., Castellucci, F., Osočil, J.: Ideal gingival
form with computer-generated permanent healing
abutments. Compend Contin Educ. Dent., 21, 2000, 10,
s. 793-797.
13. Kourtis, S. G.: Selection and modification of prefabricated
implant abutments according to the desired restoration
contour: a case report. Quintessence Int., 33, 2002, 5,
s. 383-388.
14. Magne, P., Magne, M., Jovanovic, S. A.: An esthetic
solution for single-implant restorations - type III porcelain
veneer bonded to a screw-retained custom abutment:
a clinical report. J. Prosthet Dent., 99, 2008, 1, s. 2-7.
15. Marchack, C. B., Yamashita, T.: A procedure for
a modified cylindric titanium abutment. J. Prosthet Dent.,
77, 1997, 5, s. 546-549.
16. Ormianer, Z., Schiroli, G.: Maxillary single-tooth replacement
utilizing a novel ceramic restorative system:
results to 30 months. J. Oral Implantol., 32, 2006, 4, s. 190-
199.
17. Rimondini, L., Cerroni, L., Carrassi, A., Torricelli,
P.: Bacterial colonization of zirconia ceramic surfaces: an
in vitro and in vivo study. Int. J. Oral Maxillofac. Implants,
17, 2002, 6, s. 793-798.
18. Schiroli,G.: Single-tooth implant restorations in the
esthetic zone with PureForm ceramic crowns: 3 case
reports. J. Oral Implantol., 30, 2004, 6, s. 358-363.
19. Schneider, R.: Implant replacement of the maxillary central
incisor utilizing a modified ceramic abutment (Thommen
SPI ART) and ceramic restoration. J. Esthet Restor
Dent., 20, 2008, 1, s. 21-27.
20. Tan, P. L., Dunne, J. T. Jr.: An esthetic comparison of
a metal ceramic crown and cast metal abutment with an
all-ceramic crown and zirconia abutment: a clinical report.
J. Prosthet Dent., 91, 2004, 3, s. 215-218.
MUDr. Juraj Strecha, Ph.D.
Eurodent medima, s.r.o.
Priehradka 20
036 01 Martin
Slovenská republika
e-mail: strecha@medima.sk
VELK¯ LÉKA¤SK¯ SLOVNÍK
7. vydání
Martin Vokurka, Jan Hugo a kolektiv
Sedmé, rozšířené a aktualizované vydání lékařského výkladového
slovníku obsahuje 38 000 hesel ze všech oborů a oblastí medicíny.
Slovník je svou odbornou úrovní vhodný pro lékaře, zdravotníky
a studenty medicíny, svou srozumitelností však vychází vstříc
tradičnímu zájmu české veřejnosti o medicínu. Ostatně
u předchozích šesti vydání zakoupili laici přes polovinu z dosud
prodaných 21 000 výtisků.
Lékařům slovník umožňuje držet krok se závratným tempem
vědeckého pokroku, který přináší ročně cca 30 až 60 nových
pojmů. Současná medicína zná např. celou skupinu mitochondriálních
nemocí, přesné pochopení podstaty mnoha „tradičních“
nemocí vyžaduje mj. znalost selektinů, kadherinů či interginů. Řada
moderních léků funguje na principu zásahu do funkcí cytoskeletu. Podobných pojmů z posledních
15 let slovník obsahuje přibližně 3000.
Sedmé vydání je doplněno rozsáhlou přílohou normálních laboratorních hodnot.
Vydalo nakladatelství Maxdorf v roce 2007, 1096 str., formát: B5, váz., cena: 1495 Kã,
ISBN: 978-80-7345-130-1
Objednávky mÛÏete posílat na adresu: Nakladatelské a tiskové stfiedisko âLS JEP,
Sokolská 31, 120 26 Praha 2, fax: 224 266 226, e-mail: nts@cls.cz. Na objednávce laskavû uveìte
i jméno ãasopisu, v nûmÏ jste se o knize dozvûdûli.
Tento clanek podleha autorskemu zakonu a jeho vyuziti je mozne v souladu s pravnim prohlasenim: www.prolekare.cz/prohlaseni
273
48
Biofyzikální mechanismy určující
biokompatibilitu dentálních implantátů
a podmiňující jejich oseointegraci
Bartáková S.1, Prachár P.1, Hasoň S.1,2, Silvennoinen R.3, Cvrček L.4, Strašák L.1,2,
Fojt L.1,2, Avranas A.5, Vetterl V.1,2
1Stomatologické výzkumné centrum LF MU, Brno
2Biofyzikální ústav AV ČR, v.v.i., Brno
3University of Joensuu, Department of Physics and Mathematics,
Joensuu, Finsko
4HVM Plasma, spol. s r.o., Praha
5Laboratory of Physical Chemistry, Department of Chemistry, Aristotle
University of Thessaloniki, Thessaloniki, Řecko
Věnováno k významnému životnímu jubileu prof. MUDr. Jiřího Vaňka, CSc.,
přednosty Stomatologické kliniky FN u sv. Anny v Brně
a ředitele Stomatologického výzkumného centra LF MU
SOUHRN
Adsorpcí biopolymerů na povrch titanu a titanem dopovaných uhlovodíkových povlaků se zvyšuje optická drsnost,
tloušťka a index lomu povrchové vrstvy. Fibrinogen se lépe adsorbuje na povrchu titanu, který je upraven
leštěním a leptáním, nežli na povrchu pouze leštěném. Nejlépe se adsorbuje na povrch uhlovodíkových povlaků
dopovaným titanem, které byly deponované reaktivním magnetronovým naprašováním v optimálním poměru
Ti0,38 - C0,62 a Ti0,09 - C0,91. Takto upravené povrchy dentálních implantátů by měly urychlit jejich oseointegraci
a vhojení. Na povrch titanu se lépe adsorbují jednořetězové pyrimidinové oligodeoxynukleotidy (TTC)12, nežli purinové
(AAG)12. Dvojšroubovicový duplex (TTC)12. (AAG)12 neovlivňuje optické vlastnosti povrchu titanu a patrně
se na povrch neadsorbuje.
Klíčová slova: titanové implantáty - adsorpce fibrinogenu - adsorpce oligodeoxynukleotidů - difrakční optický
element - elipsometrie
SUMMARY
Bartáková S., Prachár P., Hasoň S., Silvennoinen R., Cvrček L., Strašák L., Fojt L., Avranas
A., Vetterl V.: Biophysical Mechanism Determining Dental Implants Biocompatibility
and Conditioning their Osseointegration
Adsorption of biopolymers at the titanium and titanium carbide surface increases the optical roughness as well
as the thickness and refractive index of the surface layer. Fibrinogen is better adsorbed at the titanium surface
which is treated by polishing and etching than at the surface treated only by polishing. The best adsorption of fibrinogen
was observed at the titanium carbide surface prepared by plasma-enhanced chemical vapour deposition,
the optimal ratio was Ti0,38 - C0,62 a Ti0,09 - C0,91. The surface of dental implants treated by this way should speed
up their osseointegration and healing. The single stranded pyrimidine oligodeoxynucleotides (TTC)12 are better
adsorbed at the titanium surface than the purine oligodeoxynucleotides (AAG)12. The double-helical duplex
(TTC)12. (AAG)12 has no effect on the optical properties of the titanium surface and probably is not adsorbed the-
re.
Key words: titanium implants - fibrinogen adsorption - oligodeoxynucleotide adsorption - diffractive optical
element - ellipsometry
Čes. Stomat., roč. 109, 2009, č. 3, s. 48–53.
stoma+pzl_3.2009:maketa - radiologie 3.6.2009 8:19 Stránka 48
274
49
Úvod
U implantačních materiálů je vedle mechanicko-fyzikálních
a chemických vlastností důležitý
účinek biologický, tj. reakce organismu od molekulární
po makroskopickou úroveň. V mnohém tento
biologický účinek s mechanicko-fyzikálními
a chemickými vlastnostmi materiálu souvisí,
v mnohém je specifický pro určitou tkáň a její
funkční začlenění v organismu. Vzájemnou reakci
mezi alogenním materiálem a vitální biologickou
tkaní nazýváme biokompatibilita. Má celou
škálu projevů znamenajících pozitiva nebo negativa
pro výsledek implantace. Negativní účinky
mohou být toxické, mutagenní, karcinogenní,
hemolytické, případně vyvolají senzibilizaci
a imunologické procesy. Jindy jde o dráždivý efekt
z mechanicko-fyzikálních nebo chemických příčin.
Reakce jsou lokální nebo vzdálené i systémové.
Titan je často používán jako „biomateriál“
k náhradě různých tvrdých tkání, například ve stomatologii
a ortopedii.Vysokou biokompatibilitu titanových
těles zaručuje vrstva oxidů běžně přítomných
na jakémkoliv titanovém povrchu. Morfologie
povrchu implantátu, která může být modifikována
různými postupy, ovlivňuje značnou měrou interakce
implantátu s okolním prostředím [1, 4, 11].
Brzy po implantaci je během několika sekund
povrch implantátu pokryt filmem adsorbovaných
proteinů, které zprostředkují vzájemné interakce
mezi implantátem a vnitřním prostředím organismu.
Později migrují k implantátu různé buňky, ty
snadněji interagují s proteinovým filmem než
s holým kovovým povrchem. Protože většina
implantátů přijde během zavádění do styku s krví,
je prvotní film tvořen převážně proteiny krevní
plazmy. Adsorbovaná proteinová vrstva, pokrývající
povrch implantátu, hraje pravděpodobně důležitou
roli v pozitivní reakci organismu na titanový
implantát. Základní mechanismus vynikající
biokompatibility titanu není ještě zcela znám.
Lidský plazmatický fibrinogen (LPF) je jeden
z nejvýznamnějších proteinů, které jsou adsorbovány
na povrch „biomateriálu“. LPF je součástí hemokoagulační
kaskády, zvyšuje adhezi a agregaci trombocytů,
je důležitým článkem nejen v hemostáze, ale
i v rozvoji trombotických stavů [2, 3].
Struktura a složení proteinového filmu ovlivňuje
typ a rozsah následujících biologických reakcí
jako aktivaci hemokoagulace a imunitní odpovědi
stejně jako oseointegraci [16]. Prvotní adsorbovaná
proteinová vrstva ovlivňuje biokompatibilitu
[8, 17], podporuje žádaný růst kosti na povrchu
implantátu. Mechanismus a faktory důležité
k adsorpci a desorpci proteinů jsou stále předmětem
výzkumu a zůstávají zatím z větší části nepochopeny
[12, 13]. Proto je důležité zjistit, jak různé
titanové povrchy ovlivňují tvorbu a vlastnosti
adsorbované proteinové vrstvy.
Interakce mezi povrchem titanu a molekulami
LPF je způsobena kombinací elektrostatických
a van der Waalsových sil. Elektrický náboj na
povrchu titanu a LPF lze experimentálně měnit.
Elektrický náboj LPF závisí na pH, izoelektrický
bod LPF je 5,1 až 6,3 [23]. Povrch titanu je hydrofilní
a polární, proto přitahuje molekuly vody a ve
vodě rozpustné molekuly. LPF je amfifilní
s hydrofilními částmi soustředěnými v C konci
alfa řetězce, který také nese kladný náboj [3]. Jestliže
jsou jak povrch titanu tak i LPF molekula
negativně nabity, vzájemně se odpuzují. Tloušťka
difuzních vrstev sousedících molekul je ovlivňována
iontovou sílou okolního prostředí. Vysoká iontová
síla zmenšuje tloušťku difuzní vrstvy.
V prostředí o vysoké iontové síle nejsou proto
záporně nabité molekuly LPF od povrchu titanu
tak silně odpuzovány jako v prostředí o nízké iontové
síle a mohou se dostat do jeho blízkosti.
Optické metody a moderní zobrazovací metody,
jako je mikroskop atomárních sil (AFM - Atomic
Force Microscope), mohou přinést nový a podrobnější
pohled na adsorpci biopolymerů [9, 14, 19].
Mnoho významných studií tenkých organických
filmů bylo provedeno pomocí elipsometrie [9, 14].
Elipsometrické techniky zaznamenaly během
posledních dvaceti let značný rozvoj. Rozšíření
této techniky do infračervené oblasti bylo možné
ve spojení s Fourier-transformačním infračerveným
spektrofotometrem. Tato kombinace přinesla
značný pokrok při studiu struktury složitých tenkých
organických filmů (vysokoteplotní supravodivost
nebo anizotropie materiálu) [9]. Při studiu
adsorpce DNA elipsometrii použili poprvé
Humphreys a Parsons [10].
V tomto sdělení se věnujeme vlivu úpravy fyzikálních
vlastností povrchu titanu mechanickým
broušením a leptáním v kyselinách a dopováním
uhlovodíkových povlaků titanem na adsorpci LPF.
Adsorpci LPF jsme sledovali pomocí laserového
difrakčního senzoru (diffractive optical element DOE)
a elipsometrie [5, 6, 19-21]. Předpokládáme,
že nalezení optimálních podmínek povrchové
úpravy a cílené adsorpce proteinového biomateriálu
na registrované či nově vyvíjené dentální
implantáty pomůže zlepšit průběh oseointegrace
a vhojení aplikovaného implantátu. Ukazujeme,
jak lze těmito optickými metodami studovat také
adsorpci jednořetězových a dvoušroubovicových
oligodeoxynukleotidů (DDN) na povrch titanu
a jak ovlivňuje adsorpci jejich konformace.
Materiál a metoda
Vzorky titanu a chemikálie
Adsorpce oligonukleotidů a fibrinogenu byla
sledována na vzorcích z technicky čistého titanu
(12 válcových a 12 plochých vzorků po 30 kusech),
stoma+pzl_3.2009:maketa - radiologie 3.6.2009 8:19 Stránka 49
275
50
titanové slitiny Ti6Al4V (12 válcových a 12 plochých
vzorků po 30 kusech), Timetal 550 (12 válcových
vzorků po 25 kusech) a Timetal 21SR (12
válcových vzorků po 25 kusech), jejichž povrch je
buď leštěný nebo pískovaný brusivem o zrnitosti
22, 60 a 120. Všechny 4 typy povrchů byly pak ještě
upraveny leptáním bez povrchové ztráty materiálu
a s povrchovou ztrátou materiálu 0,03 mm.
Dále jsme sledovali adsorpci fibrinogenu na vzorcích
uhlovodíkových povlaků dopovaných titanem
pomocí plazmového napařování (plasma - enhanced
chemical vapour deposition) [15, 20, 22]. Ukázány
jsou výsledky optických měření na vzorcích
z technicky čistého titanu, jejichž povrch byl upraven
leštěním (vzorek II/1) a následným leptáním
s povrchovou ztrátou 0,03 mm (vzorek II/3) a na
uhlovodíkových povlacích dopovaných titanem.
Drsnost povrchu byla měřena pomocí AFM mikroskopu
Explorer III (Veeco, Santa Barbara, Kalifornie,
USA) v Českém metrologickém ústavu v Brně
(Dr. Petr Klapetek).
Lidský plazmatický fibrinogen, frakce I, typ III,
byl zakoupen od firmy Sigma a rozpuštěn ve fosfátovém
pufru s 0,136 M citrátem sodným, výsledná
koncentrace LPF byla 500 nM.
Oligodeoxynukleotidy–homopurinový (AAG)12
a homopyridinový (TTC)12 (36 mery, ve kterých se
12krát opakuje sekvence AAG, případně TTC),
byly získány od firmy Thermo Electron (Ulm,
Německo) a rozpuštěny v 0,3 M NaCl + 50mM
Na2HPO4 (pH 8,3). Koncentrace oligodeoxynukleotidů
byla 5 µM. K přípravě dvoušroubovicového
duplexu (AAG)12.(TTC)12 byla směs obou jednořetězových
36 merů o koncentraci 5 µM zahřáta ve
vodní lázni na 95 °C a po 1 minutě byla ponechána
zvolna chladnout až na pokojovou teplotu.
Optická měření
Princip měření pomocí DOE je znázorněn na
obrázku 1. Paprsek z laseru o vlnové délce λ =
632,8 nm je čočkami L1 a L2 zaostřen na kyvetu
se studovaným roztokem (základní elektrolyt, roztok
fibrinogenu nebo roztok ODN), do kterého je
ponořen vzorek titanu. Jako Ni jsou označeny
komplexní indexy lomu N = n + iκ jednotlivých
prostředí kyvety (n – reálný index lomu, κ – index
absorpce, extinkční koeficient). N1 – okénko kyvety,
N2 – studovaný roztok, N3 – povrchová adsorbovaná
vrstva, N4 – titan. Paprsek odražený zpět
z povrchu dopadá na hranol BS (beam splitter),
interferuje s dopadajícím paprskem a je
veden na holografickou mřížku DOE. Po průchodu
mřížkou vzniká interferenční obrazec snímaný
CCD kamerou a analyzovaný počítačem PC. Je-li
povrch vzorku zcela hladký a nedochází na něm
k absorpci nebo rozptylu laserového paprsku, je
interferenčním obrazcem 16 (= 4x4) jasných ostrých
bodů, jak je znázorněno na obrázku 1. Čím
jsou tyto body méně intenzivní a méně ostré, tím
je povrch vzorku drsnější a více absorbuje dopadající
paprsek. Analýzou interferenčního obrazce
(koherentní výstup DOE) počítač vypočte tzv.
optickou drsnost povrchu Ropt. [18-21]. Nekoherentní
výstup DOE se zobrazí vně interferenčního
obrazce a závisí na komplexní permitivitě povrchové
vrstvy ε = ε’ + iε’’ = (n + iκ)2. Mezi permitivitou,
indexem lomu a indexem absorpce platí
vztahy ε’ – n2 – κ2, ε’’ = 2nκ.
Elipsometrická měření byla uskutečněna na
spektroelipsometru Woollam v suchém stavu po
vytažení vzorku z roztoku. Z těchto měření byl
stanoven komplexní index lomu N povrchu titanového
vzorku a odrazivost (reflektance) R =/(1N)/(1+N)
I2. Tloušťku adsorbované vrstvy h lze
vypočítat z naměřeného extinkčního koeficientu
pomocí Lambert-Beerova zákona:
h = –log (I/I0)λ/4πκ.
V tomto vztahu I a I0 jsou intenzity paprsku
odraženého z povrchu titanu pokrytého adsorbovanou
vrstvou fibrinogenu a z čistého povrchu
titanu. Optická měření byla uskutečněna
v Ústavu fyziky univerzity v Joensuu ve Finsku.
Obr. 1. Princip měření pomocí DOE.
L1, L2–čočky zaostřující paprsek z laseru na kyvetu se
studovaným roztokem; kyveta, komplexní indexy lomu:
N1–okénko kyvety, N2–studovaný roztok, N3–povrchová
adsorbovaná vrstva, N4–titan, BS–beam splitter,
DOE–difrakční optický element, holografická mřížka,
CCD–snímací kamera
Výsledky a diskuse
Měření drsnosti povrchu pomocí AFM
Jak povrchová úprava vzorku ovlivňuje drsnost
povrchu, je ukázáno na obrázku 2 a obrázku 3.
Jedná se o vzorky II/3 (povrch byl upraven leštěním
a následným leptáním s povrchovou ztrátou
0,03 mm) a II/6 (povrch byl pískovaný zrnitostí
120 a leptaný s povrchovou ztrátou materiálu 0,03
mm). Byl stanoven profil povrchu ve směru úhlopříčky
vyznačené na AFM snímku. Rozptyl nerovností
u vzorku II/3 je přibližně 600 nm (osa z na
stoma+pzl_3.2009:maketa - radiologie 3.6.2009 8:19 Stránka 50
276
DOE non-coherent podává informace o komplexním
indexu lomu povrchu vzorku, DOE coherent je optická
drsnost povrchu. Ellipsometer (dry): tloušťka povrchové
vrstvy vypočtená z Lambert-Beerova zákona. Číselné
hodnoty všech veličin jsou uváděny v nm.
51
obrázcích profilu), zatímco u vzorku II/6 je to
téměř desetkrát více, přibližne 5000 nm.
Adsorpce fibrinogenu na povrch titanu
a titanem dopovaných uhlovodíkových
povlaků
V tabulce 1 jsou ukázány výsledky měření
adsorpce fibrinogenu lidské krevní plazmy na
vzorek z technicky čistého titanu, jehož povrch byl
upraven leštěním (vzorek II/1). V prvním sloupci
(Buffer–interface) jsou výsledky měření difrakčním
optickým elementem DOE a elipsometrem se
vzorkem ponořeným jen v pufru. Druhý sloupec
(HPF–interface) ukazuje, jak se hodnoty změnily
po přidání LPF do pufru. Nekoherentní signál
DOE, odpovídající změně komplexní permitivity,
případně komplexního indexu lomu povrchové
vrstvy, se zvýšil, optická drsnost Ropt se prakticky
nezměnila (pozorovaná změna je v mezích
experimentálních chyb). Tloušťka vrstvy se zvětšila
asi o 1 nm (poslední řádek v tabulce).
V tabulce 2 je totéž ukázáno pro vzorek II/3, jehož
povrch byl upraven leštěním a následným leptáním.
Je vidět, že po adsorpci fibrinogenu dochází
zde k mnohem větším změnám optických parametrů.
Optická drsnosti Ropt se zvýšila asi o 17
nm, tloušťka vrstvy h vzrostla na 15–25 nm.
Z toho lze usoudit, že fibrinogen se lépe adsorbuje
na povrchu leptaném a leštěném nežli na povrchu
pouze leštěném. Proto lze také předpokládat,
že leptaný povrch bude z hlediska oseointegrace
Obr. 2. AFM vzorku II/3 (leštěný a leptaný s povrchovou
ztrátou 0,03 mm).
Snímek povrchu a jeho profil ve směru úhlopříčky,
naznačené ve snímku, byl měřen pomocí AFM mikroskopu
Explorer III (Veeco, Santa Barbara, Kalifornie, USA).
Obr. 3. AFM vzorku II/6 (pískovaný zrnitostí 120
a leptaný s povrchovou ztrátou materiálu 0,03 mm).
Snímek povrchu a jeho profil ve směru úhlopříčky,
naznačené ve snímku, byl měřen pomocí AFM mikroskopu
Explorer III (Veeco, Santa Barbara, Kalifornie, USA).
Tab. 1. Měření difrakčním optickým elementem DOE
a elipsometrem se vzorkem II/1 (leštěný povrch).
(nm) Buffer HPF TiGR
TiGR
interface interface
DOEnon-conherent (wet) 21,5 25,0
DOEcoherent Ropt (wet) 19,4 18,7
Ellipsometer (dry) 0,1 1,5
Beer-Lambert
h = -log(I/I) λ/4πκ
DOE non-coherent podává informace o komplexním
indexu lomu povrchu vzorku, DOE coherent je optická
drsnost povrchu. Ellipsometer (dry): tloušťka povrchové
vrstvy, vypočtená z Lambert-Beerova zákona. Číselné
hodnoty všech veličin jsou uváděny v nm.
Tab. 2. Měření difrakčním optickým elementem DOE
a elipsometrem se vzorkem II/3 (leštěný a leptaný
povrch).
(nm) Buffer HPF TiET
TiET
interface interface
DOEnon-conherent (wet) 29,8 36,4
DOEcoherent Ropt (wet) 20,5 37,9
Ellipsometer (dry) 0,1 15,7
Beer-Lambert –
h = -log(I/I) λ/4πκ 25,4
Graf 1. Změny optické drsnosti různě upravených povrchů
titanu a uhlovodíkového povlaku dopovaného titanem po
adsorpci fibrinogenu.
NIF =1 leštěný povrch
NIF =2 leštěný a leptaný povrch
NIF = 3 uhlovodíkový povlak dopovaný titanem v poměru
Ti0,09–C0,91. Hodnoty optické drsnosti na svislé ose jsou uváděny
v desítkách nanometrů (1=10 nm).
stoma+pzl_3.2009:maketa - radiologie 3.6.2009 8:19 Stránka 51
277
52
titanových implantátů vhodnější nežli povrch
pouze leštěný.
Dále byly studovány 4 vzorky uhlovodíkových
povlaků bez dopování a dopované titanem
(Ti–C:H) v různém poměru Tix–C1-x, které byly
připraveny na pracovišti HVM Plasma, spol. s r. o.,
metodou reaktivního magnetronového naprašování,
kde reaktivním plynem byl acetylén.
K největším změnám optických parametrů po
adsorpci fibrinogenu docházelo na vzorcích dopovaných
v poměru Ti0,09–C0,91 a Ti0,38 –C0,62. Takto
upravené povrchy by měly být nejvhodnější
z hlediska oseointegrace povrchu implantátů. Na
vzorcích bez dopování Ti0,00–C1,00 (povrch odpovídá
struktuře diamantu) a s velkým obsahem titanu
Ti0,82–C 0,18 byly optické změny po adsorpci fibrinogenu
velmi malé. Na grafu 1 jsou porovnány
výsledky měření změn optické drsnosti po adsorpci
LPF různě upravených povrchů. Nejlepších
výsledků bylo dosaženo na uhlovodíkovém povlaku
dopovaném titanem (vzorek NIF=3).
Růst osteoblastů na titanovém povrchu
Sledovali jsme růst lidských osteoblastů na titanových
destičkách, vzorek II/1 a II/3. Buněčné
linie lidských osteoblastů hFOB 1.19, použité
v experimentu, byly získány z kolekce American
Type Culture Collection (ATCC). Zkoumané titanové
destičky byly vysterilizovány a umístěny do
živného média s buňkami osteoblastů. Kultivace
probíhala 6 dnů při 37 °C a 5% CO2. Zjistili jsme,
že osteoblasty rostly lépe na povrchu II/3, který
byl upraven leštěním a leptáním, nežli na povrchu
pouze leštěném II/1. Poměr buněk (leštěný/leštěný
a leptaný)=66,8 ± 3,6. Tyto výsledky podpořily náš
předpoklad, že úprava povrchu zvýhodňující
adsorpci fibrinogenu bude také zvýhodňovat růst
osteoblastů a urychlí oseointegraci implantátu.
Adsorpce deoxyoligonukleotidů na povrch
titanu
a) Optická drsnost a tloušťka adsorbované
vrstvy
Pomocí optického difrakčního senzoru (DOE)
a elipsometrie jsme sledovali vliv morfologie
a drsnosti povrchů titanových vzorků na adsorpci
purinového (AAG)12 a pyrimidinového (TTC)12 oligodeoxynukleotidu.
Měřením koherentního výstupu
DOE bylo zjištěno, že k největšímu zvýšení
optické drsnosti Ropt (na hodnotu přibližně 35 nm)
došlo po adsorpci jednořetězového pyrimidinového
oligodeoxynukleotidu (TTC)12. Elipsometrická
měření v suchém stavu ukázala zvýšení tloušťky
povrchové vrstvy h na přibližně 44 nm. Po adsorpci
jednořetězového purinového deoxynukleotidu
(AAG)12 došlo k mnohem menšímu zvýšení optické
drsnosti (na hodnotu asi 27 nm), z elipsometrie
vyplynula tloušťka povrchové vrstvy h asi 25 nm.
Adsorpce dvoušroubovicového oligodeoxynukleotidu
(AAG.TTC)12 nevyvolala téměř žádné změny
optické drsnosti a tloušťka vrstvy se blížila hodnotám
naměřeným v pufru (Ropt=23 nm, h=18–20
nm). Z těchto výsledku plyne, že na povrch titanu
se nejlépe adsorbují jednořetězové pyrimidinové
ODN. Dvojšroubovicové ODN se pravděpodobně
na titanovém povrchu za daných experimentálních
podmínek buď vůbec neadsorbují, anebo jen
v malé míře, která neovlivní optické vlastnosti
povrchu.
Zvýšení drsnosti povrchu Ti po adsorpci jednořetězových
oligonukleotidů lze připsat tomu, že
tyto poměrně flexibilní oligonukleotidy (o šířce přibližně
1 nm a délce 36x0,34=12,24 nm), adsorbované
na Ti, kopírují nerovnosti povrchu a mohou
tam vytvářet chaoticky neuspořádané „roští” zvyšující
drsnost povrchu. Bez aplikace elektrického
pole se jednořetězové oligonukleotidy váží na hydrofobní
povrch Ti přednostně hydrofobními bazemi.
Z naších měření adsorpce oligodeoxynukleotidů
(ODN) na Hg plyne, že pyrimidinové ODN se
adsobují více nežli purinové ODN [7]. Podobně lze
očekávat, že i na hydrofobní povrch Ti se budou
pyrimidinové ODN adsorbovat více nežli purinové
a budou více zvyšovat drsnost povrchu nežli purinové
ODN, což bylo experimentálně potvrzeno.
Aplikace elektrického pole způsobí, že se jednořetězové
ODN adsorbují na povrch Ti také elektrostaticky
negativními náboji na fosfátových skupinách.
Elektrostatická adsorpce je silnější nežli
adsorpce van der Waalsovými interakcemi uplatňujícími
se bez pole. Proto jsme pozorovali zvýšení
optické drsnosti po vložení potenciálu + 0,3 V na
titanový vzorek.
Malé snížení drsnosti pozorované po adsorpci
dvoušroubovicových oligonukleotidů (AAG.TTC)12,
představujících rigidní tyčky (o průměru přibližně
2 nm a délce 12 nm), lze vysvětlit tím, že tyto „klády”
překlenou nerovnosti v povrchu a vyhladí jej.
b) Změny indexu lomu
Z výsledků analýzy nekoherentního výstupu
DOE bylo zjištěno, že po adsorpci jednořetězových
purinových nebo pyrimidinových ODN se zvýšil
index lomu n.
Zvýšení n bylo větší u purinového oligonukleotidu
(AAG)12 nežli u pyrimidinového (TTC)12.
Zvýšení n bylo větší po aplikaci elektrického
potenciálu + 0,3 V. Po adsorpci dvoušroubovicového
oligonukleotidu (AAG.TTC)12 se index lomu n
nezměnil, po aplikaci elektrického potenciálu + 0,3
V se index lomu zvýšil. Index lomu, případně permitivita
povrchové vrstvy, jsou dány polarizovatelností
adsorbovaných molekul. Ta je u oligonukleotidů
vyšší nežli u vody. Puriny mají vyšší
polarizovatelnost než pyrimidiny (molekuly purinů
jsou větší), proto při adsorpci purinových ODN
se index lomu zvýší více nežli při adsorpci pyrimidinových
ODN. Elektrické pole zvýší adsorpci
stoma+pzl_3.2009:maketa - radiologie 3.6.2009 8:19 Stránka 52
278
53
ODN, jak bylo uvedeno v předchozím odstavci,
a pozorované změny indexu lomu jsou proto po
aplikaci elektrického potenciálu na měřený vzorek
větší.
Závěr
Adsorpci biomakromolekul na povrchy titanových
implantátů a uhlovodíkových povlaků, dopovaných
titanem, lze citlivě detekovat měřením
optických vlastností povrchu pomocí difrakčního
optického elementu a elipsometrie. Úprava fyzikálních
vlastností povrchu může zvýšit adsorpci
fibrinogenu na implantát, a tím urychlit jeho oseointegraci.
Popsanými optickými metodami lze
stanovit také vliv konformace oligodeoxynukleotidů
na jejich adsorpci na povrch titanu. Hodnota
optické drsnosti vrstvy Ropt, stanovená difrakčním
optickým elementem, je přímo úměrná tloušťce
vrstvy h stanovené elipsometricky.
Literatura
1. Brett, P. M., Harle, J., Salih, V., Mihoc, R., Olsen, I.,
Jones, F. H., Tonetti, M.: Roughness response genes in
osteoblasts, Bone, 35, 2004, s. 124-133.
2. Cacciafesta, P., Hallam, K. R., Watkinson, A. C.,
Allen, G. C., Miles, M. J., Jandt, K. D.: Visualisation of
human plasma fibrinogen adsorbed on titanium implant
surfaces with different roughness. Surf. Sci., 491, 2001,
s. 405-420.
3. Cacciafesta, P., Humphris, A. D. L., Jandt, K. D.,
Miles, M. J.: Human plasma fibrinogen adsorption on ultraflat
titanium oxide surfaces studied with atomic force
microscopy. Langmuir, 16, 2000, s. 8167-8175.
4. Cochran, D. L.: A comparison of endosseous dental
implant surfaces. J. Periodontol., 70, 2000, s. 1523-1539.
5. Hasoň, S., Simonaho, S. P. Silvennoinen, R.,Vetterl,
V.: On the adsorption and kinetics of phase transients of
adenosine at the different carbon electrodes modified with
a mercury layer. Electrochimica Acta, 48, 2003, s. 651-668.
6. Hasoň, S., Simonaho, S. P., Silvennoinen, R., Vetterl,
V.: Detection of phase transients in two-dimensional
adlayers of adenosine at the solid amalgam electrode surfaces.
J. Electroanal. Chem., 568, 2004, s. 65-77.
7. Hasoň, S., Vetterl, V., Fojta, M.: Two-dimensional condensation
of pyrimidine oligonucleotides during their selfassemblies
at mercury based surfaces. Electrochimica
Acta, 53, 2008, s. 2818-2824.
8. Hemmersam, A. G., Foss, M., Chevallier, J., Besenbacher,
F.: Adsorption of fibrinogen on tantalum oxide, titanium
oxide and gold studied by the QCM-D technique.
Colloid Surf. B, 43, 2005, s. 208-215.
9. Humlíček, J. C. Bernard, C.: Diffraction effects in infrared
ellipsometry of conducting samples. Thin Solid Films,
455-456, 2004, s. 177-182.
10. Humphreys, M. W., Parsons, R.: Ellipsometry of DNA
adsorbed at mercury electrodes: A preliminary study. J.
Electroanal. Chem., 75, 1977, s. 427-436.
11. Jansoon, E., Tengvall, P.: Adsorption of albumin and
IgG to porous and smooth titanium. Colloid Surf. B, 35,
2004, s. 45-51.
12. Jones, M. I., McColl, I. R., Grant, D. M., Parker, K. G.,
Parker, T. L.: Protein adsorption and platelet attachment
and activation on TiN, TiC, and DLC coatings on
titanium for cardiovascular applications. J. Biomed.
Mater.Res., 52, 2000, s. 413-421.
13. Juany, N., Yang, P., Leng, Y. X., Chen, J. Y., Sun, H.,
Wang, G. J., Ding, P. D., Xi, T. F., Leng, Y.: Hemocompatibility
of titanium oxide films. Biomaterials, 24, 2003,
s. 2177-2187.
14. Karagkiozaki, V., Logothetidis, S., Kalfagiannis, N.,
Lousinian, S., Giannoglou, G.: Atomic force microscopy
probing platelet activation behavior on titanium nitride
nanocoatings for biomedical applications. Nanomedicine:
Nanotechnology, Biology and Medicíně, 5, 2009, s. 64-72.
15. Kulikovsky, V., Kuzmichev, A., Bohaca, P., Hubicka,
Z., Jurek, K., Jastrabik, L.: Composition of Ti-C:H films
obtained by pulsed and continuous magnetron sputtering.
Surf. Coat. Technol., 200, 2005, s. 620-624.
16. Nygren, H., Tengvall, H. P., Lundstrom, I.: The initial
reactions of TiO2 with blood. J. Biomater. Res., 34, 1997,
s. 487-492.
17. Rouahi, M., Champion, E., Gallet, O., Jada, A., Anselme,
K.: Physico-chemical characteristics and protein
adsorption potential of hydroxyapatite particles: Influence
on in vitro biocompatibility of ceramics after sintering.
Colloid Surf. B, 47, 2006, s. 10-19.
18. Silvennoinen, R., Hasoň, S., Vetterl, V.: Organization
of nano-scale synthetic oligonucleotides on immersed
electrode surface: an optical study. In Peiponen, K.-E.,
Hernberg, R., Yatagai, T.(editors): Technical digest of the
Seventh Finnish-Japanese joint symposium on optics in
engineering, (8-10 August, Tampere, Finland, 2007),
s. 101-102.
19. Silvennoinen, R., Peiponen, K. E., Myller, K.: Specular
gloss . Amsterdam, Elsevier, Amsterdam, 2007.
20. Silvennoinen, R.,Vetterl, V., Hasoň, S., Tuononen, H.,
Silvennoinen, M., Myller, K., Cvrček, L., Vaněk, J.,
Prachár, P.: Sensing of human plasma fibrinogen on
polished, chemically etched and carbon treated titanium
surfaces by diffractive optical element based sensor.
Optics Express, 16, 2008, č. 14/10130.
21. Vetterl, V., Hasoň, S., Tuononen, H., Silvennoinen,
M., Myller, K.,Vaněk, J., Silvennoinen, R.: Diffractive
optical element spectroscopy of biomaterial surface.
Proc. of SPIE, 7022, 2008, 702203. (Advanced Laser
Technologies 2007, edited by Ivan A. Shcherbakov.)
22. Vitu, T., Polcar, T., Cvrček, L., Novák, R., Macák, J.,
Vyskočil, J., Cavaleiro, A.: Structure and tribology of
biocompatible Ti-C:H Coatings. Surf. Coat. Technol., 202,
2008, s. 5790-5793. (Sixth Asian-European International
Conference on Plasma Surface Engineering.)
23. http://www.haemtech.com/Platelet_Proteins/Fibrinogen.
htm.
Poděkování
Článek vznikl za podpory grantového projektu
MŠMT číslo 1M0528 Stomatologické výzkumné
centrum, GAČR 202/08/1688 a GA AV ČR KAN
200040651. Za technickou pomoc při přípravě
rukopisu autoři děkují paní Ludmile Markové
a RNDr. Libuši Gandelové.
Prof. RNDr. Vladimír Vetterl, DrSc.
Biofyzikální ústav AV ČR, v.v.i.
Královopolská 135
612 65 Brno
e-mail: vetterl@ibp.cz
stoma+pzl_3.2009:maketa - radiologie 3.6.2009 8:19 Stránka 53
279
Úvod
Liečbaparodontitídyjednotlivéhozubazachytenávo
včasnomštádiumá svojvyznam.Ked'sa všakpacient
dostavív pokročilomštádiupostihnutiaparodontu,
je jedinoualternatívouextrakciapostihnutéhozuba.
DÓs|edkomparodontitickéhoprocesubfva častopo.
merneve|'kástratakostnéhotkaniva,obnaŽeniekoreĎov
susednychzubovsostratougingivá|nychpapíla strata
oporypre mákkétkanivá.Riešenietakéhotodefektu
v zubnomob|Úkunebyivajednoduché.Ajklasickéfixné
riešeniemostíkomjev dÓs|edkustratykostnéhopodk|a.
duvel'miprobIematické.PouŽitieaugmentačn1ichtechníkjev
t1/chtoprípadochopodstatnenéa odporučané.
Materiála metodika
Pacientka,Voveku34 rokov,prišlado zdravotníckeho
zariadeniaEurodentmedima.s.r.o..v oktÓbri2007
Stomatolog, XlXn 2OOg,3
deštrukciialveolárnejkosti
lmplantologickáliečbapoparodontitickej
lmplantologicaltreatmentafterparodontic
destructionof alveolarbone
Strecha,J., Jurkovič,R., Bartáková,S., Siebert,T.,Prachár' P.
MUDr.JurajStrecha,PhD.,Eurodentmedimas.r.o.,Priehradka20,03601Martin,Slovenskárepub|ika
MUDr.RichardJurkovič,PhD.,DElMPERlo,spo|.s r.o.,LíščieNivy6,82108 Bratislava,SlovenskárepubIika
MUDr.TomášSiebert,PhD.,orrurÁluE OENTRUM,spo|'s r.o',Jeruza|emská19,91701Trnava,S|ovenskárepub|ika
MUDr'PatrikPrachár,PhD',Stomato|ogickáklinika|ekárskejfaku|tyMasarykovejuniverzitya FN u sv.Annyv Brne,
Pekaiská53,65691 Brno,Českárepub|ika
MUDr'SoniaBartáková,PhD.,Stomatologickák|inika|ekárskejfaku|tyMasarykovejuniverzitya FN u sv.Annyv Brne,
Pekarská53,65691 Brno,Českárepub|ika
Abstrakt
Autorivo svojejprácipopisujÚdvojfázovÚIiečbukostnéhodefektupo stratezuba32v dÓs|edku
neliečenejagresívnejparodontitídy.V prvejfáze bo|avykonanáaugmentáciakostnéhodefektu
syntetick1imkolagénhydroxyapatitom(BiovanK) s bariérovoumembránou(Biovan)'V druhej
fázenáhradoustratenéhozuba32skrutkovymbikortikálnymimplantátoms plastikoumarginálnej
gingívya papí!.
K|'ričovés|ová:parodontitis,a|veolárnykostnfdefekt,augmentáciaalveo|árnejkosti,dentálny
implantát.
Abstract
The authorsintheirworkdescribea two-phasetreatmentof bonedefectafterlossof the32nd
toothdue to untreatedaggressiveparodontitis.Inthefirstphase,alveolarridgeaugmentation
by meansof syntheticcollagen-hydroxy-apatit(BiovanK) witha barriermembrane(Biovan)
was done.lnthesecondphase,thelost32ndtoothwas replacedwitha bicorticalscrewimplant
afterplasticcorrectionof marginalgingivaandpapillae.
Key words: parodontitis,alveolarbonedefect,augmentationofalveolarbone,dentalimplant.
s poŽiadavkouriešeniadefektuchrupupostratezuba
32.Pozák|adnomvyšetreníbolzisten1/nasledujticistav:
- defektv dolnomzuboradípoextrakcii32cca pred
4 tyiŽdnaml,
. gingívapo extrakciizhď1ená,
. prítomnyivertiká|nya antero-posterlÓrny(vestibu-
lárny)defektalveo!árnehohrebeĎa,
. stesnaniezubovdo|néhofrontálnehoÚseku,
- prítomnosťma|éhomnoŽstvazubnéhokameĎa
v tingválnejob|astido|nfchfrontálnychzubov,
- chrupsanovanY
oPG vyšetrenie(obr.1):
. stavpo extrakciáchzubov26,16a 36v minu|osti
so sklonomzubov17,27a37,
- parodontitis35,
. rozsiah|ydefekta|veolárnehohrebeĎapo pa.
rodontitíde32.
280
Stomatolog, XlX, 2OO9,3 29
|ontraorá|nyrtgoblasti32(obr.2):
. rozsiahlydefektalveo|ypo predchádzajcom
parodontitickomprocese,
- zachovanéalveolyzubov31a 33,
. zachovanáčast'lingvá|nejstenya|veo|y32.
obn 1. Rtgsnímkapo extrakciizuba 32pre rozsiah.
ly parodontitickyproees (Foto:Eurodent medima)
Fig. 1. X-ray picture of the 32'd tooth extracted
due to widespread periodontalprocess. (Photo:
Eurodent medima)
obr,2. Rtgsnímkapo2,5 mesiacaod 1.'operácie
_ augmentáciakostnéhodefektu(Foto:Eurodent
medima)
Fig. 2. X-raypicture:2.5monthsafter1'toperation-
augmentationofthedefectivebone.(Photo:
Eurodentmedima)
Pacientkebolavysvetlenáprob|ematikaprotetického
a|eboimp|anto|ogickéhoošetrenia.Vzhl'adom
na rozsiahlykostnf defektpo zápalovomprocese
vyŽadova|stavv prvejetapechirurgickÚrekonštruk.
clu a|veo|árnehohrebeĎaaugmentačnoutechni.
kou.V druhejetape,po osteogenéze,budemoŽné
pristtipiťk rekonštrukciidefektuv zubnomob!Úku
imp|anto|ogickyimriešením.Časov1irozsahmedzi
jednot|iv1/mietapamiošetreniasa predpok|adalna6
- 12mesiacov.obdobiemedzijednot|ivfmioperač.
nyimizákrokmisa buderiešiťvyirobouestetického
Iepenéhomedzerníka.Pacientkas navrhovanou
IiečbousuhIasi!a.
Predchirurgick1/mvyikonombo|apacientkeurobená
dentálnahygienaa subgingiválneošetreniezuba
číslo35 postihnutéhoparodontltídou.
1.operačnyivlkon
V novembri2007bo|vykonan!operačnfvfkon l.
etapy- rekonštrukciaa|veo|árnehohrebeĎav |o.
ká|nejinfiltračnejanestéziiSupracain.Slizničnyirez
sa vedienadvrcho|omlingvá|nejstenyzníŽeného
alveo|árnehohrebeĎa.Sliznicasa Iingválnymsme.
rom preparujeod periostua na |ingvá|nejstene
rezom uvo|'Ďujeperiostálny|alok.Dva pomocné
vestibulárnerezyod zubov31 a 33 kolmodo vesti.
bulaumoŽniaodk|openle!a|oka.Vestibu|árnyla|ok
spo|us |ingvá|nymperiostáInymla|okomsa postupne
na ostropreparujeod granuláciípo predchádzaj
com zápalovom procese. Prítomnosťperiostu
vestibu|árneho|a|okaumoŽĎujesuturumákk ch
tkanívpoaugmentáciikostnéhodefektubeznapátia.
Kostn5idefektsa dokonaleexkoch|eujea Ýyplachuje
fyziologick1/mroztokom.Taktoošetren1/sa aug.
mentuje pripravenouhmotouko|agénhydroxyapatitu
(BiovanK) a plazniybohatejna trombocyty- PRP
(p|ate|etrichp|asma).PretoŽeperiostvestibulárne.
ho|alokabo|vyraznepoškoden1ipredchádzajÚcim
zápa|ovymprocesom,je augmentačn1/materiál
prekryt1ikolagénovoubariériovoum.embránoutak,
aby okrajemembránydosadalina zdravékostné
tkanivookolodefektu.Vestibulárnyla|oksa preklápa
cezalveo!uspáťa postupnesutrirujeatraumatlck1im
šicímmateriálomVicryl 4l0. Yrcho|a|veolárneho
hrebeĎakryjeperiostálnylingválnyla|ok,ktor1isa
sutÚrujematracovyimivertlká|nymistehmi.
Poopetačneje pacientkenasaden1/lepenf medzerníka
priebehhojeniaje krytyiATB (amoxicilin/
k|avu|anát1g á 12hodínp.o.).
Dvaa polmesiacapooperácilvyhotovenákontrolná
rtgsnímka(obr.3) ukazujeaugmentačnfmateriáI
s náznakmiosteogenézyz okrajovfchčastíkost.
néhodefektu.Ďa|šiartgkontrolapo 8. mesiacoch
od 1. operácie ukázala tvorbukostnéhotkaniva
V rozmerochpÓvodnéhokostnéhodefektu(obr.4).
||.ÍázaIlečby- ap|ikáciaskrutkovéhobikortikálneho
':].iF.Ťij'.;šjŤ..Ťi-:'ŤŤ.E:.qŤT=."iYŤ:.
MF
281
Stomato!Óg' xlx' 2oo9' 3 30
imp|antátu- bo|anap|ánovanánafebruár2009't.j.
14mesiacovod 1.operácie.
obr. 3. Rtg snÍmka7,5 mesiaca od 1. operácie.
Genézakostnéhotkaniva(Foto:Eurodentmedima)
Fig. 3. X-ray picture:7.5monthsafter 1'toperation.
Developmentof osseous Ítssue.(Photo:Eurodent
medima)
obr. 4. Rtgsnímkapo 2 mesiacochodaplikáciebi.
kortikálnehoimpIantátus kovokeramickouprotetickou
náhradou(Foto:Eurodentmedima)
Fig. 4. X-ray picture:2 monthsafterapplication
of bicorticalimplantwithmetal-ceramicprosthetic
replacement.(Photo:Eurodentmedima)
2. aperačn1ivyikon
V lokálnejanestéziisa sprístupĎujevrchola časť
vestibu|árnejstenyalveo|árnehohrebeĎavrcho|ovfm
rezommedzi33 a 31.Vrcho|a|veolyje tvorenftrámcovitfmkostn1imtkanivomso
zvyškamihydroxyapa.
titua je širok1icca 3mm.|nštrumentárlomurčenfm
na zavádzanlebikortiká|nychimplantátovsa opatrne
zavádza bikortikáInyimplantáts dízkouzávitovej
časti20mm.Ch1ibajce kostnétkanivookolozávitov
implantátuz vestibu|árnejstranyje doplnenékola.
génhydroxyapatitoms plazmoubohatounatrombocyty
- PRP p|azma.lmplantátje primárnedobrefixovanyi
silou,vyjadrenoukrÚtivfmmomentomnad35 N/cm.
S|iznicajesuturovanávertiká|nymimatracovfmistehmi
v oblastipapílatraumatickfmmateriálomvelkosti5/0.
Pooperačn1ipriebehje krytyiATB(Amoxici|in/k|avulanát
1g á 12hodín).lhneďpooperáciijepacientkev ambu|anciivyhotovenáprovlzornakorunkaz
kompozitného
materiálu,s |eštenoukrčkovoučastbu,ktorá tvorí
podk|adpre modeláclumarginálnejgingíVya papí|.
Po mesiaciod implantácieje vyrobenádefinitívna
kovokeramickákorunka(obr.5, 6).
obr.5. SÍavgingiválnychtkanív3 mesiaceod nasa.
denia protetickejnáhrady (Foto:Eurodentmedima)
Fig. 5. SÍaÍeof gingival Íissuesthree months after
implantationof the prosthetic implant.(Photo:
Eurodent medima)
obr, 6.AnatÓmiaalveolárnehohrebeĎaz vestibu-
lárnejstrany(Foto:Eurodentmedima)
Fig. 6.Anatomyof alveolarridge,viewfromyes-
tibularside.(Photo:Eurodentmedima)
282
Stomatolog, XlX, 2009, 3 31
Diskusia
Parodontitídaje zápa|ov1ideštruujticiproces,kto.
r1iničízávesn1/aparát vrátane kosti.Nezriedka
je diagnostikovanápráve aŽ v štádiu,ked'uŽ nie
je moŽná |iečbaa záchrana zuba. V rámci tohto
procesu vzniká vyrazná deštrukciaokolitejkosti.
Takétostavy sÚ vŽdy vyzvou pre lekára, predovšetkfmv
situáciách,ked'ideo ohraničeni/proces
v prevaŽneozubenfch a|veolárnychv1/beŽkoch.
Jednfm z vel'mioprávneny7chsnaŽeníje snaha
rekonštruovaťdefekta následne ho rehabi|itovať
náhradounesenounazubnomimplantáte.Cie!'om,
okremsamotnéhoošetreniadefektu,je zabrániť
ďalšiemuÚbytkukostiex inactivitatem,ako aj ne.
poškodenieoko|itch zubn1ichštruktur,ktorésu
potrebnépri náhradestratenéhozuba klasickou
fixnouprotetikou.
Prepracovanycha pouŽívanfchaugmentačn17ch
metodíkv tejtoindikáciije viac.Jednouz moŽnos.
tíje expanzia kosti (boneexpansiontechnique)
[10].Tátotechnikamá viac modifikácií.DÓleŽitym
faktom je,Že musíbyťzachovan1ivertikálnYroz.
mer alveo|y,zároven aj časťjej šírky'aby bo|očo
expandovať.Na tutometodikusa pouŽívajÚrÓzne
druhynástrojov_ kostnfchexpandérov,ktorémaju
bud'tvarvalca,skrutiek,alebo podobne.Ciel'om
je postupnea šetrnemiernerozšíriťkosťdaného
sekua zárovenju zahustiť(bonecondensing),čo
má pozitívnyvp|yvna následnuprimárnustabilitu
zavedenéhoskrutkovéholmp|antátu'Tátometodika
je vhodnejšiav redšíchkostiachčel'uste,ale nieje
jejvyuŽitievylučenéaj v sánke.
Lee vo svojejpráci poplsujesendvičovÚtechniku
(sandwichbone augmentation),pomocouktorej
horizontálnenavyšujekosťalevolárnehovfbeŽku
[a].Na preparáciukostisa dá ve|'miefektívnevyuŽiť
piezochirugickátechnika[8].Táto metodikaje zaujímavá,no
pod!'anašejmienkypre pacientadosť
zaťaŽujÚca,čosa tfka chirurgle.V našomprípade
Smepotrebovalinav šiťomnohomenšídefekt,ktorf
nebo|na takÚtometodikuvhodn!.
NajčastejšiepouŽívanémetodiky,ktor1imisa na.
vyšujeobjem deficientnejkosti patriado ob|asti
riadenejkostnejregenerácie,priktorejsa vyuŽívaju
ako lešeniena vytvorenieobjemuaugmentovanej
oblastirÓznedruhykostnfchnáhrad.Na zamedzenievrastaniuinfch
ako kostnyichbuniek,v prípade
porušenéhoperiostu,ktorf fungujetak istoako.
dokonaláa navyšeprirodzenábariérovámebrána,
sa vyuŽívaj rÓzne druhynevstrebatel'nfch,akoaj
vstrebatel'nychmembrán.Na podporenieosteo.
indukciesa mÓŽu pridávaťrÓzne pomocnérasto.
véfaktory.V našejpraxi pouŽívames Úspechom
plazmu bohatuna trombocyty(PRP). Táto sama
osebe nemá zváštne,kosťpodporujÚceÚčlnky,
a|e na druhejstraneve|'mipozitívneovplyvnuje
a urfch|'ujepooperačnéhojeniemákkfch tkanív.
Zárove minima|izujepooperačn1iopuch.Tentofakt
má vp|yvna pooperačnfkomfortpacientova mini-
malizujemoŽnosťdehiscenieoperačnejrany|2l.
okrem rÓznychdruhovnáhradkostisa pririadenej
kostnejregeneráciipouŽívajuaj špecifickérastové
faktory,akonapríkladrhPDGF.BB(rekombinantn1i
!'udskfz trombocytovodvodenfrastovffaktorBB -
recombinanthumanplatelet-derivedgrowthfactor
BB),ktorémajuz|epšovat'aurych|'ovaťnovotvorbu
kostitgl.
Urbana kol.vyuŽívalivo svojomk|inickompozoro-
vanítitanomspevnenupo|ytetrafluoroethy|énovÚ
(e.PTFE)nevstrebate!'numembránu.lndikova|iju
privertikálnejaugmentáciiv kombináciis ma|1/mi
časticamiv|astnejkosti.Tátoterapeutickámodalita
sa imvel'miosvedči|a.Implantátyzavedenédotakto
vytvorenejkostivykazovali|eno má|ohoršievfs|edkyako
imp|antátyzavádzanédo v|astnejkosti
[14].V našomprípadesme volilipouŽitievstrebate|'nejmembrány,ktoruv
našejpraxipreferujeme.
Jednoduchšlesa s řou peroperačnemanipu|uje.
Jeden z ÚčelnfchspÓsobov,akym sa dá doplniť
chfbajucakosť,je pouŽitietzv.J.štepu(J.graft).Ide
váčšinouo kortikokanceloznyšteptvarupísmena
J. MoŽnoho odobraťa vytvarovaťz autogénnej,
a|eboaj alogénnejkosti.Jeho vyihodouje, Že sa
s nímdá relatívneprediktabilnenavyšovaťkosťv
trochdimenziách,teda pri defektea|veolárneho
vfbeŽku,ktor1/je v trochrozmeroch[7].r"s
Vel'miefektívneriešenie,akym sa dá -najjedno.
duchšiezamei,dziťpoextrakčnejresorpcli,je okamŽ.tá,alebo
1 _ 4 t Ždne odloŽenápoextrakčná
implantácia[3].Samozrejme,tuje podmienkou,Že
poextrakčnenesmiebyťve|'mideštruovanáa|veo.
la.TÚtopodmienkunášprípadnespÍĎal.V ist1ich
prípadochsa javíako vel'miÚčelné,pokia|'nie je
moŽnápoextrakčnáimp|antácia,okamŽitepo eX-
trakciipouŽiťaugmentačnfmateriálnazachovanie
objemualveo|árnehovfbeŽkupo extrakcii(socket
preservationprocedure),a tfm zabrániťatrofiiex
inactivitatem[13,1].
Louls a kolektívpopísalipouŽitietitanovej(Ti)
mrieŽkyspolus partikulovanm kostnfmštepom.
VyzdvihujÚpouŽitieTi mrieŽkyprirekonštrukciách
váčšíchdefektova tvrdia,Že tomutotypumrieŽky
nevadíodha|enie[5].
VonArx a ko|ektíVsa zaobera|iporovnávanímrÓznych
materiá|ova techníkpri predimp|antačnom
navyšovaníkostiu psov v rámci experimentá|nej
študie.Vo svojejpráciporovnáva|ipouŽitieautogén-
nehokortikokancelÓznehoštepu,kortikonacelozne.
ho štepuspo|us e-PTFEmembránou,trica|ciu
fosfátov1ichgranu|ív kombináciis e-PTFE
bránoua demineralizovan1ilyofi|izovan1ipa
vanf a|ograft,ktoryiprekryIis e.PTFE membrá
283
Stomatolog, XlX, 2OO9,3
Po zhodnotenívfs|edkovkonštatova|i,Že nezisti|i
Žiadnysignifikantnfrozdie|pri pouŽitít1ichtošty.
rochterapeutickfchmoda|ítt15].Dlhéobdobiesa
autogénnakosťpovaŽova|aza z|atyštandardpri
augmentáciách.Čímd'alej,tym viac autorovtento
fakt, na zák|adesvojichpozorovanía sk seností,
spochybnuje[6].
V našejpraxi pouŽívamemajoritnevstrebatel'né
kolagénovémembrányv prípadoch,ked'nie sme
schopnílnou chirurgickoumetodikou,s pouŽitím
v|astnéhoperiostu,zabezpečiťnerušenéhojenie
kosti Í12|.Vfhodaich pouŽitiaje predovšetkfm
pri vfkonoch,kde neplánujemedruhÚ operačnÚ
fázu, ktoráje potrebnáprlpouŽitínevstrebate|'n1/ch
membránna ichodstráneniepofáze hojenia.Tento
postojzaujímajuaj iníautorivenujÚcisa tejtoprob-
lematike[11].
Záver
Št<ooyna kostnomtkanivespÓsobenézápa|ov1im,
parodontitickfmprocesomsÚ deštruktívne.V rámci
protetickéhoriešeniataktovzn!knutyichdefektov
v zubnomob|uku,je potrebnémyslieťna rekon.
štrukciuanatomickéhotvarualveo|árnehohrebena
z funkčnéhoajestetickéhohl'adiska.ExistujemnoŽ.
stvoaugmentačnfchmetodpopísan1ichv odbornej
literature.lchvyiberzávisíod danfchanatomick1ich
podmienok,k|inickéhoa psychlckéhostavupacienta
a erudovanostioperatéra.Spoločn17mznakom
všetkyichaugmentačnfchmetÓd je dodrŽiavanie
zásad fyzio|ogickéhooperovania, zabezpečenie
dobrejvyŽivytkanív,hojeniaperprimama dÓk|ad.
nej pooperačnejhygieny.V nepos|ednomradesa
na pozitívnomvfsledku podpisujeaj trpez|ivost'
pacientaa operatéra.
Literat ra
1. ALLEGRINI,S. Jr,KOENING,B. Jr,ALLEGRINI,M.,R.,
YOSHIMOTO,M., GEDRANGE, T.,FANGHAENEL,J.,
LIPSK!,M.:Alveolarridgesocketspreservationwithbone
grafting-review.AnnAcadMedStetin.2008;5a (1):70- 81.
2. HOLLY,D.,MRACNA, J.:The use of platedrichplasma
with guided tissue regenerationin defectscaused by
periodontaldiseases.BratislLek Listy 2009, 110(10),
str.669-671.
3. KAHNBERG, K.,E.:lmmediateimplantplacementinfresh
extractionsockets:a clinicalreport.!ntJ Oral Maxillofac
lmplants.2009 Mar-Apr;2a Q):282 - 288.
4. LEE,A.,BROWN,D.,WANG,H.,L.:Sandwichboneaug-
mentationforpredictablehorizontalboneaugmentation.
lmplantDent.2009Aug;18($:282 - 290.
5. LOUIS, P., J., GUTTA, R., SAID.AL-NAIEF,N.,
BARTOLUCCI,A. A.: Reconstructionof the maxillaand
mandiblewithparticulatebonegraftandtitaniummeshfor
implantplacement.J Oral MaxillofacSurg.2008 Feb;66
(2):235- 245.
6. LUPOVICI, J.: Revisitingthe hopeless ridge: part
l-challengingthe gold standard.CompendContinEduc
Dent.2009Apr;30 (3):130- 132,134-139;quiz140,154-
7. MOGHADAM, H., G.:Verticaland horizontalbone augmentationwiththe
intraoralautogenousJ-graft.lmplant
Dent.2009,Jun 18(3):230 - 238.
8. MOON,J.,W.,CHOI,B.,J.,LEE,W.,H.,AN,K.,M.,SOHN,
D.,S.:Reconstructionofatrophicanteriormandibleusing
piezoelectricsandwichosteotomyta case report.lmplant
Dent.2009Jun;18(3):195-202.
9. NEVINS,M.,L.,CAMELO,M.,NEVINS,M.,SCHUPBACH,
P.,FRIEDLAND,8.,CAMELO,J.,M.,KlM,D.,M.:Minimally
invasivealveolarridgeaugmentationprocedure(tunneling
technique)usingThPDGF-BBin combinationwiththree
matrices:a case series. !ntJ PeriodonticsRestorative
Dent.2009Aug;29 ():371-383.
10. PlCClNlNl,M.:Mandibularboneexpansiontechnlquein
conjunctionwithrootformimplants:a case report.J Oral
MaxillofacSurg.2009S"p; 67 (9):1931- 1936.
11. PROUSSAEFS, P.,LOZADA, J.: The use of resorbable
collagenmembraneinconjunctionwithautogenousbone
graftandinorganicbovinemineralforbuccal/labialalveolar
ridgeaugmentation:a pilotstudy.J ProsthetDent.2003
Dec;90 (6):530 - 538.
12. STRECHA,J.,JURKoVIČ,R.,S|EBERT,T.,BARTÁKoVÁ,
S.,PRAcHÁR, P.:.Poextrakčnéaugmentáciealveo|árneho
hrebenamaxily.Stomatolog,XlX, 2009,2, s. 45 - 51.
13. STRECHA,J.,JURKoV|Č,R.,SIEBERT,T.,PRACHÁR,
P.,BARTÁKOVÁ,S.:P|astikavestibulárnejstenyalveo|ár-
nehovfbeŽkumaxi|yperiostá|nymla|okom.Stomato|Óg,
roč.X|X.,č.1,2009,s. 26 - 30.
14. URBAN, I.,A., JOVANOVIC,S., A., LOZADA, J., L.:
Verticalridgeaugmentationusingguidedbone regeneration(GBR)
in threeclinicalscenariospriorto implant
placement:a retrospectivestudyof 35 patients12to 72
monthsafterloading.IntJ OralMaxillofaclmplants.2009
May-Jun;24 (3):502- 510.
15.von ARX, T.,COCHRAN, D., L., HERMANN, J., S.,
SCHENK, R., K., HIGGINBOTTOM,F.,L., BUSER, D.:
Lateralridgeaugmentationand implantplacement:an
experimentalstudyevaluatingimplantosseointegrationin
differentaugmentationmaterialsintheianine mandible.
IntJ OralMaxillofaclmplants.2001May-Jun;16(3):3a3
- 354.
MUDr. Juraj Strecha, PhD.
Eurodent medima, s.r.o.
Priehradka 20
03601 Martin
strecha@medima.sk
284
$tomatolog, XlX, 2OO9,2
i5
1t'
*'--*F,
strukturapovrchuimplantátťJovlivfiuje
rristbuněk
The structureof the implantsurface influences
cell growth
Prachár,P."a Bartáková,S.*,Strecha,J., BÍezina,V.,Kudrman,J'f
MUDr. PatrikPrachár,PhD., MUDr. Sonia BartákováPhD.,Stomato|ogickák|inikaLF MU a FN u sv.
Anny, Brno. Prednosta:prof.MUDr. JiiíVaněk, CSc.
MUDr. Juraj Strecha,PhD.,Eurodentmedima,s.r.o.,Martin
Ing.VítězslavBĚezina,CSc., B.P. Medica|spo|.s r'o.,PÍíkop84314,60200Brno
Ing.Jiií Kudrman,DrSc.,UJP Prahaa.s.,Nad kamínkou1345,15610 Praha- Zbras|av
*stejnyimdí|emjako prvníautori
Věnovánok vfznamnémuživotnímujubileupÍednostyStomatologickéktinikyBrno
prof.MUDr.JiŤíhoVařka,CSc.
Abstrakt
Povrchimp|antátudo značnémíryovlivĎujechováníbuněk,kteréjsou na nějvyseté'Rozdí|y
buněčn1ichreakcína rŮzně opracovanémpovrchubyly studoványna Vzorcíchtitanovyich
slitin uŽivanychjako implantáty.Tentofenoménvyjádritelnfmorfologiípovrchubuněk by|
hodnocenpomocírastrovacíhoelektronovéhomikroskopu.Bylotak prokázáno,Že interakce
materiál.buĎka,stejnějakobunka.buĎkazávisínastruktuiepovrchu.Leštěnfpovrchmateriá|u
vykazujemenšíschopnostr stu buněk.Pro materiálzrnitějšíje pro adhesi a rozprostiení
buněkpríznivějšínaleptánípovrchusměsíHC|a HNo..
Klíčováslova: strukturapovrchu,r st buněk,adheze,|eštěn!povrch,naleptání.
Abstract
lmplantsurfaceinfluencesto someextentthe behaviourof cellswhichcoloniseit.Differences
of cellreactionstovariouslyprocessedsurfaceswerestudiedintitaniumalloysthatwereused
as implants.This phenomenonexpressedwithsurfacecell morphologywas evaluatedby
meansofelectronmicroscopeandprovedthatinteractionbetweenmaterialandcells,as wellas
amongcells,dependsonsurfacestructure.Polishedmaterialsdisabletheabilityofcellstogrow.
Granularmaterialis moresuitableforadhesionandspreadingofcellsas wellas forcauterisation
by mixturesof HCIand HNO3.
Key words: surfacestructure,cellgrowth,adhesion,polishedsurface,cauterisation.
Úvod
Titanovéimplantátyz technickyčlstéhotitanunebo
jehoslitinjsouširoceuŽÍvanév dentálníimplantolo.
gii[1,6].Stálese všakhledámateriá|,nebovhodná
strukturajehopovrchu,kterábyumoŽnova|aoptimální
oseointegraci[3'13].Jde jednako strukturyporézní
[2],popĚípaděv novějšídobě ty,kterévykazujína-
nostrukturu[8].TitanovébetaslitinyjsourovněŽmate.
rlá|y,kterémajívelmidobrébiokompatibi|nívlastnostl
[5].Nejenomkva|itaslitiny,a|ei upravypovrchumají
vyznampro buněčnoukolonizaciin vitro.Jedná se
o povrchyzrcad|ovělesk|él drsné[9,10,11].Vfvoj
nov1ichmateriáltjprokonstrukciimplantátje kontinu.
á|ní.Z tohoplynei neustálétestováníjejichbiokom.
patibi|itu,kteréje nezbytné[4,7].Je trebasledovat
i korozivitu,čibiokorozivitua upravypovrchuÍ12,14l.
Jakákolibyťjednoduššíupravastrukturypovrchu,
napiíkladjeho zrnění,anebo pravapov|akováním
m Že mítv|ivna adherencibuněka takéna další
proliferaci,následněpaki naoseointegraci.Drjvodem
kobecnějšístudiiinterakcemezibuĎkamia strukturou
materiál.uje fakt,Že primárníinformaceo morfologii
kontaktubuĎka.materiá|,bunka.buĎkanakonkrétním
povrchuchybějí,v |epšímprípaděnejsouprováděny
285
$tomatolog, XlX, 2OAg,2 17
eyatematicky.Takovéinformacejsou v1iznamnépĚi
leBtovánícytokompatiblIitynověvyv'tjenfch materiá|rj,
kdyinformaceo toxicitěnevystihujípiesnějejichmoŽné
vyttŽitíproda|šíšká!uaplikací,napĚík|adv ridšíkosti,
nebou pacientťrse zdravotnímhandicapem.
}lateriá|a metodika
K pokusťrm,kterémajíověritchováníbuněknapovrchu
ntnteriá|u,by|yzvo|enybunkyobecně mezinárodně
pf|||manéjako bunkytestovací,v piípadech,Žejde
n gtudiumbazálníchbuněčn1ichreakcí,jakojsou in.
lernkcebuĎka.materiá!a zkouškycytotoxicity.Studie
lty|yprováděnynabunkáchL 929a HeLa.Bunkybyly
rlnkányse sbírek,prostÍednictvíms|uŽebflrmyBiotech
(ÍJ^A).Ze stejnéhozdrojejsouzískánakultivačnímédia,
aáraa doplřky médií.Vzorkymateriál by|yzískány
r:rr|ÍirmyUJP Praha,kteráse zab1lváv1ivojemnovfch
lltanovlichslitin.
Žt|rsněnímateriálubylodě|ánodvěmazásadnímizpri-
xtlly.Prvnízpsobbylleptánímsměsíkyse|inychloro.
vodlkovéa dusičné.Druhfzpťrsobpískovánímr znou
írakclpískovacíhoprostiedku(A!2o3)od struktury120
prrstrukturu22. Dále bylyoba zprisoby,toje písko.
ván|a Ieptání,kombinovány.Takbylyzískánypovrchy
e rťjznoustrukturou.Po mechanickéÚpravěpovrchu
ttylyvzorkyočištěnya sterilizoványautoklávováním.
Ne taktoošetĚenépovrchybylyinoku|oványbunky.
Kttltlvacebuněkse konalav atmosféÍeCo,, (5%směs
ie vzduchem),pri 37 oC,V kultivačníchplastovfch
ttártobách.lnokulumbuněkv mnoŽstvíchodZ5 do30
llg|c;buněkna 1m|kultivačníhomédiabylonavrstveno
narkoumanyimateriá|a na němku|tivovánopo dobu
{tlanebo72hodin.BuĎkyadherujínapovrchmateriálu
á rozprostĚouse typickfmzprisobem.
Ftlkultivačnídobějetestovanfmateriá|s rozprostrenf.
ni|ltttkamivyjmutzkultivačníhomédia,a poopláchnutí
ptfrtlmje buněčnávrstvaflxovánaglutaraldehydem.
Náe|odnějsouvzorkys buĎkamiodvodněnyprotech.
It|ktt,,critica|pointdrylng..,kteráumoŽĎujeprácis biolo.
g[:k!miobjekty'a pokoveny.Potébylyvzorkyproh|íŽeny
n ltrxlnocenyV elektronovémm|kroskopuTESCAN.
Mtkroskopováana|yzanarost|1ichploch,tedyhodnota
Ilrlttť!čnékolonizacezkouman1ichpovrchťrbylataké
ltttt|ttocenana optlckémmikroskopuPADIMlntraco.
MIr;rrl.Hodnoceníobrazov1ichzáznamŮz mikroskopťr
Ily|rluskutečněnopomocísoftwaruN|S Elements
H|KONa určenatak pr měrná hodnotako|onizace
plnr:lryjednotlivfchvariant.
Vyirledky
Vyalr:dkemana|yzypovrch buněka interakcis po.
vtt:lteimmateriáluje posouzenímorfologiebuněčné
vtnlvynarťrznězdrsněnémmateriá|u.BuĎkyse napovtr;ltttmateriá|urozprostíralyobvyklfm
zp sobem,
|||lvi|hamateriá|uje pochopitelněurčující,pokusybyly
r|É|élnyna materiálechbiokompatibi|ních,na vzorcích
ztitanovfchslitin.JakokontrolníslouŽi|yplochynask!e.
Tabulkaukazuje,jak se buřky rozprostíra1ía ro9lqu
na upravenfchpovršíchv závislostina inoku|um.Je
jasněpatrné,Žestruktura,tedyzrnitostpovrchuovlivnuje
rozprostíránia rťrstbuněkzvláštěv niŽšímlnokuIu,kdy
jsou rozdílymeziprocentemkolonizacena leštěném
povrchua v hrubšíchpovršíchvelké.Tatozávislost
mizísezvyšujícímse inoku|em.Závis|ostmeziÚpravou
povrchu|eptanéma neleptanémjemnohemmenšíneŽ
závislostnavlastnístrukturepovrchuvzorkua ukazuje
se zase spíšev niŽšíchbuněčnfchhustotách.Také
tentorozdí|jevyjádÍenv grafu.
VlivemstrukturpovrchunenízasaŽenpovrchbuněk,
jejichfyziologickéfunkcenejsoutímtoov|ivněny,buĎky
se dělía udrŽujívzájemnékontakty.Hrubšístruktury
povrchubuněčnávrstvakopíruje.
Tab. 1. Procento plochy kolonizace bunkami
Tab.1.Percentageof thesurfacecolonisedby cells
I N O K U L U M
povrch 7,5tisíc í5 tisíc 30 tisíc
leštěnf 8 62 80
|eštěn!a |eptanf 10 67 86
zrnitost120 17 90 94
zrnitost120a |eptanÝ 23 93 95
zrnitost60 56 98 100
zrnitost60 a leptan! 58 99 100
zrnitost22 86 100 100
zrnitost22 aleptany 86 100 100
kontrolasklo 15 65 97
Graf 1.Procentoplochy kolonizacebunkamigra-
ficky
Graph 1. Graphic expressionof the percentage
of the surface colonisedby cel/s
Diskuse azávěr
Povrch kostníchimp|antátrjmá vliv na rozprostírání
buněka sekundárněnajejichrrist,vyjádrenfkolonizací
povrchuzkoumanéhovzorku.Za1ímaváje závislost
pravypovrchua buněčnéko|onizaceVnízklchpopu-
lačníchdenzitách.Privyššíchpočtechnaočkovanlch
buněkse tatozávis|oststírá.Toje patrnéi v rastrova.
címelektronovémmikroskopu.Zde je navícmoŽno
286
Stomatolog, XlX, 2OO9,2 1tf
vyhodnotitzpťrsobinterakcebuněks povrchemvzorku,
kdeje vidětjak širokébuněčnémembrányklouŽou
popovrchuvzorku.Dě!ícísebuĎkazachovávákontakt
sevzorkempomocíÚzk1ichcytop|asmatick1ichv běŽkti.
PodobnékontaktyudrŽujei se sousednímibuĎkami,
kdeje naočkovánovícebuněk.Bunkykopírujívelmi
pťesnězrněnímateriálua pokudje povrchnavícoše-
trenleptáním,jsouostrejšíhranypískovanéhopovrchu
zmírněny.Takovéošetienívšaknemá podstatnější
vliv na ko|onizacipovrchuv hrubějšíchpovrchov1/ch
strukturách[3,4, 5, 6,7l.Zjištěnívlivustrukturypo.
vrchu na buněčnoupro|iferacise stává za1ímavym
proaplikacinanostrukturaťjižve forměvrstvy,anebo
nanostrukturovanéhosubstrátovéhomateriálu[8,9,
12,13,14].Metody,kteréjsmevyuŽilidávajímoŽnost
standardizacezkoušek,kterébudoujistěproobjektivní
posuzovánínutné.
Závěremplatí,Že strukturapovrchuje vfznamná pro
cytokompatibilitumaterlálťra ovlivĎujerŮstovév|astnosti
buněkna konkrétnímpovrchu.
Práce vznlklaza podporyprojektuSVC 1M0528.
Literatura
1. ABRAHAM, J., A., GRENÓN, M.,s., SÁNcHEz, H.,J.,
PÉREZ,c., A., VALENTIN|Jzz|,M.,C': Titaniumbased
implants,metalreleasestudyintheoralenvironmentLNLS,
2006,ActivityReport.
2. BARIL,E., LEFEBVRE, L., P.,YANNIG,T.,FLORIN,I.:
Foam-coatedMIM gives new edge to titaniumimplants
MetalPowderReport,Volume63,lssue8, p.46 - 50,52,
54 - 55,2008.
3. DosTÁLoVÁ, T., HIMMLOVÁ, L.: osseointegrationof
loadeddentalimplantwithKrF laserhydroxylapatitefilms
on Ti6Al4Valloyby minipigs.J. Biomed.Opt.,Vol.6, 239
(2001);DOI:10.11'17I1.1357191.
4. GEURTSEN, W.:Biocompatibilityofdentalalloys.CritRev
Oral BiolMed 13(1):71- 84 (2002).
5. KUDRMAN,J., CHLUBNoVÁ, R.,VESELÝ J. HNlLlcA,
F.,Podhorná,B.:V|astnostititanovlchbetas|itinvhodnlch
propouŽitívhumánnímedicíně.SborníkkonferenceMeta|,
2008,HradecnadMoravicí.
6. NIESPODZIANA,K.,JURCZYK,K.,andM.JURCZYK,M.:
Thesynthesisoftitaniumalloysforbiomedicalapplications.
Rev.Adv.Mater.Sci.18(2008)236-240.
7. NIINOMI,M.:Recentresearchanddevelopmentintitanium
alloysfor biomedicalapplicationsand healthcaregoods.
Scienceand Technologyof AdvancedMaterialsa (2003)
445- 454.
8. PETRUŽELKA,J.,DLUHoŠ,L.,HRUŠÁx,D.,SocHoVÁ,
J.:NanostructuredtitaniumApplicationindentalimplants,In.
AbstractBookletoftheInternationalConferenceNANO'06,
Brno Universityof Technology,1, 2006, s. 100,ISBN
80-214-3308-6.
9. RIMONDIN!,L.,FARE,S.,BRAMBILLA,E.,FELLONI,A.,
CONSONNI,C., BROSSA, F.,CARRASSI, A.:The effect
of surfaceroughnesson earlyinvivoplaquecolonization
on titanium.J Periodontol,1997;68:556- 565.
10. SHIMAKURAM.:Efficientpolishingmethodoftitanium.J
-, - Soc TitaniumAlloysin Dentistry,2007;5:32- 33.
11, TAJIMA,T.,HIRONAKA,M.,CHEN,K.,NAGAMATSU,Y.,
KAKIGAVA,H.,KOZONO,Y.:ElectropolishingofCP titanium
and its alloysin an alcoholicsolution-basedelektrolyte.
DentalMaterialsJournal27(2):258- 265,2008.
TAKADA,Y., NAKAJIMA, H.,OKUNO, O., OKABE, T.:
Microstructureand corrosionbehaviorof bojarytitanium
alloyswithbeta-stabilizingelements.DentMaterJ 2001;
20:34 - 52.
YAMAMURO, T.:Patternsof osteogenesisin relationto
variousbiomaterials,J. JpnSoc.Biomater.7 (1989)19- 23,
YOSHINARI,M.,ODA, Y.:Titaniumsurfacemodification
withdry processfor dentalimplants.in:M. Niinomi,T.
Okabe,E., M. Taleff,D.,R..Lesuer,H.,F. Lippard(Eds.),
StructuralBiomaterialsforthe 21stCentury,TMS, 2001,
p. 129- 136,
MUDr. Patrik Prachár,
Stomatologickáklinika LF MU
a FN u sv.Anny,
PekaÍská53
Brno
12.
13.
14.
287
$tomatolog, XlX, 2409, 2 45
Poextrakčnéaugmentáciealveolárneho
hrebeřamaxily
Post-extractionaugmentationsof the alveolarridge
of the maxilla
Strecha, J., Jurkovič,R., Siebert,T.,Bartáková, S., Prachár' P.
MUDr.JurajStrecha,PhD.,EurodentMedimas.r.o.,Priehradka20,03601 Martin
MUDr.RichardJurkovič,PhD.,DEIMPERlo, spol.s r.o.,LíščieNivy 6, 821 08 Bratis|ava
MUDr. TomášSiebert,PhD., oe rurÁlruECENTRUM, spol.s r.o., Jeruza|emská19,917 01 Trnava
MUDr. Sonia Bartáková,PhD.,MUDr. PatrikPrachár,PhD.,Stomato|ogickák|inikaMasarykovej
univerzityBrno, Pekaiská 53, Brno
Abstrakt
StratakostnéhotkanivadÓsledkomparodontitídymá v neskoršomobdobíprotetickédÓs|edky.
NedostatokkostnéhopodkladuspÓsobujenemaléproblémypriprotetlckomošetreníhlavne
v maxile.Vzhl'adomna tentofaktje po indikáciiradikálnej.extrakčnejterapieparodontitídy
dÓleŽitástratégiachirurgickejčastiliečbys ciel'omzáchranyzvyškualveo|árnehohrebeĎa
maxily.Tento postup autori nazyva1Ú,,stabi|izáciakostnéhopodk|adu...PouŽivajumetÓdu
atraumatickch extrakciívšetk1ichzvyškovfchzubov maxilys augmentácioualveol.Ako
augmentačn!materiálpouŽívajÚkolagénhydroxyapatitzmiešan1is PRP plazmou (PRP p|azmabohatá
na krvnédoštičky)získanoucentrifugáciouz venÓznejkrvi pacientapred
vykonom.Augmentačn1imateriáldo ve|'kejmiery zabráni d'alšiemukolapsuzvyškov1/ch
alveolv rámci hojaclchprocesov.Pomerne rfch|e hojenietaktoošetrenéhoalveolárneho
hrebeĎamaxi|ydáva predpokladk ďa|šiemuprotetickémuošetreniutotálnounáhradoua|ebo
implantoIogickou!iečbou.
Kl'učovés|ová:Augmentáciaa|veo|árnehohrebeĎa,ko|agénhydroxyapatit,totá!nanáhrada.
Abstract
Csseoustissuelossdueto periodontitishas prostheticconsequencesinolderage.Lackof
bonebasiscausesseriousproblemsin prosthetictreatmentespeeiallyof the maxilla.With
regardto thisfact,a strategicallyimportantsurgicalprocedureis to be used to save the
remainingalveoiarridgeof themaxilla,whenradicaiextractlontherapyof periodcntitishas
been indicated.The authorscallthisprocess"stabilisationof bonebasis".Theyapplythe
methcdof non-traumaticextractionsof the rernainingmaxillaryteethwiihaugrnentationof
thealveoli.As an augmentationmaterialtheyusecollagen:hydrcxy-apatitemixedwithPRP
plasma(PRP-plasmarichin thrombocytes)obtainedcentrifugallyfromvenCIusbloodof the
patientbeforetreatment.The augmentationmaterialpneventsto a certaindegneefurther
collapseof the remainingalveoliduringthe healingprocess.A relativelyquickhealingof
the alveolarridgeof the maxillatreatedin thisway is a prerequisitetc furtherprosthetic
proceduressuchas a totalreplacementor implantologicaitreatment.
Key words:aiveolarridgeaugmentation,coilagen-hyciroxy-apatite,compieteprosthesis.
Úvod
ŤaŽkáprogresíVnaparodontitídamá za následok
deštrukciukostnéhotkanivaa|veolárnehohrebeĎa.
Funkčneaj estetickyvyhovujÚcaprotetickásanácia
vyŽadujeanatomickydostatočnkostn1ipodklad.
Vyznamny7mfaktoromv tejtoproblematikeje skÚ.
senosťa erudovanosťošetrujuceholekára.Včasné
ukončenie|iečbya indikovanieradikálnejextrakčnej
terapieparodontitídyje zák|adnympredpokladom
nauspešnunáslednÚprotetickrehabi|itáciupacienta.
288
Stomatolog, XlX, 2OAg, 2
Postupnéextrakciezvyškovfchparodontitickfch
zubov, ako sa to v praxi častovykonáva, má
za následok pomaléhojeniekostnfch defektov
a nás|ednezhoršenieanatomick1fchpodmienok.
DÓsledkomtakéhotopostupuje zvyrazneniestra.
ty kostnéhotkanivaa skomplikovanieprotetickej
sanácie.
MetÓdy
K operačnémuvfkonu sa pristupujepo dentálnej
hygienea pod clonou antibiotík(najčastejšie.
AmoxiciIín/klavulanát2gldennep.o).V lokálnej
zvodovejanestéziisa postupneopatrneextrahujti
všetkyzubyčel'uste.Extrakciesa vykonávajÚtak,
aby sa nepoškodilavestibulárnastena aIveolár.
neho hrebeĎa.V tomtoprocesemÓŽev1fznamne
pomÓct'piezochirurgickátechnika.Po extrakciách
sa mechanlcky ostrou exkochleačnoulyŽičkou
ošetrímarginálnagingiva a okraje alveolárnej
kosti.Excidujusa vrcholyinterdentá!nychpapíltak,
aby ostali ponechanéčastipapílz vestlbulárnej
aj palatinálnejstrany(obr.6).Následnesa pomocou
raspatÓriaodk|ápamaximálne2mm gingívy
od margináInejkosti.Gul'ovou Írézouza vydatného
ch|adeniasa upravujuinterdentálneseptáa ostré
okrajealveolárnejkostiz oboch strán.Nas|eduje
dokonaláexkochleáciavšetkfchalveo|.Do takto
pr|praven1|chzvyškova|veolsa ap|ikujeaugmentačnfmateriálrÓznehotypu(obr.6).Na
našompra.
covisku(Eurodentmedima,Martin)sa ÚspešneuŽ
viac rokovpouŽívakompozitnfsyntetickfmateriál
atelokoIegénhydroxyapatit(BlOVAN K).Pripravuje
sa zmiešaníms PRP plazmou (PRP - plazma
bohatá na krvnédoštičky)získanou z venÓznej
krvi pacientacentrifugácioupred v1fkonom(obr.
3, 4, 5).Taktopripraven!augmentačnfmateriá|
má formu dobre tvarovatel'nejgé|ovitejhmoty.
Následne sa vyplnia všetkyzvyškovéalveoly
a prípadnékostnédefekty(obr.6, 13,14).Materiá!
sa nekomprimujea defektysa vyplniana 70o/oich
obsahu.Menovanfmateriálpo nas1itenízváčšuje
svojobjemaŽo 20- 30%.S tfmtofaktomtrebapočítať,inaksa
riskujet|akna oko|itémákkétkanivá,
vylÚčeniečastiaugmentátua sekundárnehojenie.
PouŽltímPRP p|azmyz vlastnejkrvipacientasa
zaistíaj dobrá stabilltaaugmentátukoaguláciou.
Taktoap!ikovan17augmentačn1fmateriálsa nemusí
prekrfvaťmembránou,ak periostnieje porušenf.
V prípade, Že periostje deštruovanfpredchádzaju.
cimizápa|ovfmiprocesmi,prekrfvameaugmentát
kolagénovoumembránou(obr.14).Gingívasa
následne suturujejednotlivfmiskríŽenfmimat.
raď řymi stehmi nad alveolami vstrebatel'nym
atraumatickfmmateriálomvelkosti4l0(obr.7, 15).
V prípadeprípravypacientana neskoršieimplan.
tologickéošetreniesa suturujujednotlivépapily
vertiká!nymmatracov1imatraumatickfmstehom
vel'kostl5/0_ 6/0.Pooperačn1ipriebehje zvyčaj.
ne nekomplikovanÝ(obr.8, 9, 10,16,17).Pacient
sa informujeo domácejhygieneoperačnejrany,
stravovanía analgetickejliečbe.Predoperačne
nasadenáATB |iečbapokračuje5 _ 7 dní'Pacient
sa kontro!ujev tfŽdĎov1fchintervaloch.
obr. 1.oPG pacientas ťažkoudeštrukciouchrupu
_ indikácia extrakciízubov maxilys augmentáciou
alevol (Foto:Eurodent medima)
Fig. 1. OPG patientwithheavy denturedestruction-
indicatedextractionof the maxillaryteeth
withaugmentedalveoli(Photo:EurodentmedÍma}
Obr. 2. Stav v ustnej dutine (Foto:Eurodent me-
dima)
Fig, 2' Sfaťeof the oral cavity (Photo:Eurodent
medima)
289
StomatolÓg' xlx' 2oog, 2 47
obr. 3. odstredená krv pacienta.V stredeje plazmabohatá
na trombocyty(Foto:Eurodentmedima)
{' 't.3. Centrifugallyseparatedpatient'sblood.ln
t, :]tervisibleplasmarichin thrombocytes(Phota:
I rodentmedima)
obr.4. Plazmas kolagénhydroxyapatitomVtrecej
ntiske(Foto:Eurodentmedima)
I ir, 4" Flastna witlt collagen-hydroxy-apatite in
titt,tr (Phcta: Eurodent medima)
obr. 5. RozmieŠanyBiovan K s PRP plazmou
(Foto:Eurodent medima)
Fig. 5. Biovan K mixed with PRP plasma (Photo:
Eurodentmedima)
obr. 6, Peroperačnáfotografias augmentovanymi
alveolamia časťousutury(Foto:Eurodentmedima)
Fig. 6. Pictureof augmentedalveoliand sutured
part,befarecperation(Fhoto:Eurodentmedima)
obr. 7.KompletnesuturovanyalveolárnyhrebeĎ
maxilypo vykone(Foto:Eurodentmedima)
Fig" v'An alveolarridgeafthemaxilÍaluhichhasbeenCoffi-
Sttetelysuturedaftertreatment(Photo:Eurodentmedima)
290
stomatolÓg' xlx' Baog,2 48
obr,8. Sťavhojenia po 10 dĎoch od operácie
(Foto:Eurodent medima)
Fig, 8, SťaÍeof thehea|ingprocess, 10daysafter
operation(Photo:Eurodentmedima)
obr. 9. Po odstránenístehovna 10.denpo operácii
(Foto:Eurodentmedima)
Fig. 9, SÍaťeaftersutureremoval,10daysafter
operation(Photo:Eurodentmedima)
.6Ěi,
i0."Stav alveolárnehohrebeĎamaxilypo 20
dnoch od operácie (Foto:Eurodent medima)
Fig. 10.Alveolarridgeof themaxilla,20 daysafter
operation(Photo:Eurodent medima)
obr. 11.oPG pacientas idikáciouextrakciízvyškovych
zubov maxily, cystectomioua augmentáciou
alevoly a kostnéhodefektu (Foto:Eurodent me-
dima)
Fig, 11, oPT patient with indicatÍonfor extrac
tionof theremainingmaxillaryteeth,cystectomy,
alveolar augmentatÍonand bone defect (Photo:
Eurodentmedimat)
obr. 12. Stavpo extrakciizuba 23 a cystektÓmii
(Foto:Eurodentmedima)
FÍg,12, Stateafterextractionof the 23rdtooth
andcystectomy(Photo:Eurodentmedima)
obr. 13.Augmentovaná alveola a kostny defekt
kolagénhydroxyapatitoms PRP plazmou (Foto:
Eurodent medima)
Fig. 13.Augmentedalveolusand removedbone
defect with colagen-hydroxy-apatitewith PRP
plasma (Photo:EurodentmedÍma)
291
l't
t
I
I
I
'!
$tomatolÓg' xlx' 2oo9' 2 49
obr. 14, Augmentačnymateriál na vestibulárnej
a palatinálnej strane je prekryty kolegénovou
membránou (Foto:Eurodent medima)
Fig. 14.Augmentationmaterialin vestibularand
palatinalsiteoverlappedwitha colÍagenmembrane
(Phota:Eurodentmedima)
obr, 15. Sutura operačnejrany (Foto:Eurodent
medima)
FiE" 15. Suture of an aperation wound (Photo:
Eurodentmedima)
obr. 16. Stavalveolárnehohrebe a maxilypo 10
dnoch od operácie (Foto:Eurodent medima)
Fig, 16,SÍaťeof thealveolarildge of themaxilla,
10daysafteroperation(Photo:Euroďentrrtedima)
obr. 17. StavalveolárnehohrebeĎamaxilypo 20
dnoch od operácie (Foto:Eurodentmedima)
Fig. 17.SÍaÍeof thealveolarridgeof themaxilla,
2c days afteraperation(Phať'a:Euradentmedima)
Diskusia
NajfatálnejšímdÓs|edkomneliečenejparodontitídy
by sa na prvf poh|'admohlazdaťstratapostihnu.
tyichzubovso svojímjasnevidite|'n1imdÓsledkom.
PovaŽujemetentofaktza veI'midÓleŽitf,ale myslímesi,
Že deštrukciakostnejčastiparodontuje
ovel'aÝáŽnejšímdÓs|edkom,ako samotnástrata
zuba.Po stratezubalzubovdokáŽestomatologická
protetikanahradit,zuby protetick1imináhradami.
Na to,abybolifunkčnéa estetické,je dÓleŽitémat'
čomoŽnonajtepšiezachovanyÍalveo|árnybezzuby
v1/beŽokče!'usti,resp.sánky.Táto podmienkaje
naliehavejšiau pacientov,kdesa plánujenáhrada
defektovchrupupomocoudentálnychimpIantátov
a prostredníctvomnich nesenychšpeclálnych
imp|atologicko.protetickch prác.Navyše,po eX.
trakcii zuba nastáva d'a|šíÚbytok kosti, li uŽ
nás|edkomnešetrnejextrakčnejtechniky,aIebo
tzv.atrofieex inaktivitatem.V maximálnejmiere
postlhujevestibulárnustenuprázdnehoa|veolárneho
lÓŽka. U jednotlivfchjedincovje odlišná,
a|evyskytujesa u kaŽdého. Ztychtofaktovjasne
vypl1ivajÚprekaŽdéhoošetrujuceho!ekáranas|e.
dujÚceulohy:1.dÓkladnediagnostikovaťa liečiť
parodontitídua jej iniciá|neformy.2. v prípade
rekurentnej,resp.uŽ pokroči|ejparodontitídysa
v správnyčas rozhodnut'pre extrakciupostih.
nut17chzubov so zretel'omna zabránenie d'a|šej
stratykostnejčastiparodontu,atraumatickyex.
trahovaťzubya V nepos|ednomradepoextrakčne
ošetriťprázdnea|veolyspÓsobom,ktoryseriozne
a prediktabi|nezamedzíd'alšejpoextrakčnej
292
Stomatolog, XlX, 2OO9,2
stratereziduá!nehoalveolárnehovfbeŽku.Toto
vieme v sučasnostidocieliťdvoma základn1imi
spÓsobmi.Ako prvémoŽnoprázdnepoextrakčné
alveo!árnelÓŽkoošetriťvhodnfmaugmentačnfm
materiá|om,alebo v správnejindikáciipreviesť
okamŽitépoextrakčnéimp|antácievhodn1ichden-
tálnychimplantátov.Dentá!nyimp|antát,najviac
svojímspÓsobomprenosusílna kosťpripomína
vlastnf zub vo funkcii,a tlimje vlastnejedinyim
naozajprediktabi|n1imspÓsobom, ako efektívne
z dlhodobéhoh|'adiskazabezpečiťstabilitukosti
a|veo|árnehohrebeĎa.
V našejpráci sme sa zaoberalinašímvlastn1im
operačn1/mpostupom,akfm zabezpečujemečo
moŽno najefektívnejšiepoextrakčnéstabilnévf.
s|edky.Popísalisme spÓsob, ked'z rÓznychdÓvodov
nebo|o moŽnéuvaŽovat'o poextrakčnej
okamŽitejimp|antácii.
Na rozdielod sinusliftingu,ktorfje jednoznačne
najprediktabiInejšiaaugmentačnámetodikav orá!-
nejoblasti,vys|edkyaugmetáciealveolárnychv!.
beŽkovnedosahujrijehovfsledky.TechnikypouŽí.
vanépriaugmentáciialveolárnychvfbeŽkovniesu
vo vedeckejIlteraturetak dobrezdokumentované,
akoje to priaugmentáciáchmaxilárnychsínusov.
operačnétechnikysÚ závisléviac od skuseností
chirurgaprevádzajÚcehozákrok a senzitívneho
zaobchádzanias tkanivami[1].Plazma bohatá
na trombocyty(PRP), ktorésrj hlavnfm nosite|'omrastovlch
faktorov,Sa V sučasnostipouŽíva
v orá!nejchirurgiis ve|'kouobl'ubou.Nie je to iba
prejej potenciálpozitívneovplyvřovaťpooperačn1i
opuch,menšiemnoŽstvozápa|ovfchkomplikácií,
vyrazne lepšiehojenie mákklch tkanív,ako aj
čiastočnézlepšen!ehojeniakostnfchštruktÚr.Je
to aj pre jej praktickuvlastnosť,ked'po zmiešaní
s augmentačnfmmateriálomvytváraprechirurga
hmotu,s ktorousa vel'midobreperoperačnema.
nipuluje[2].RÓzni autorisa Vo svojichvedecklch
publikáciácha štÚdiáchvenujÚproblematike,ktoru
popisujemeV našejpráci t10].Baron pouŽívaprl
ochranealveo!árnehovfbeŽkupredjehokolapsom
postextrakčnexenotransp|antátv kombináciis ko|a.
génnoumembránou,kdetentopostupzabezpečuje
signifikantnepozitívnejšievfsledky v porovnaní
s a|veolami,ktorépoextrakčneaugmetovanéneboli.
Histologická ana|yza ukáza|asignifikantnevyššie
percentuálnezast penietrabeku|árnejkostia mi.
neralizovanéhotkaniva oprotineaugmentovanfm
alveolámt3].V našejpráci pouŽívameoriginálny
slovenskf v1/robokhydroxyapatitspojenlis atelokolagénom(BlOVANK),ktoryimisa
dajudosiahnuť
v1/bornév1/sledky.Na rozdieloprotiini/maugmentačni/mmateriálomje
s nímvfborná manipulácia,
ktorÚsi upravujemeešteprimiešanímplazmybo.
hatejna trombocyty(PRP).Tátokombináciavytvorí
gélovitÚmákku kompaktnÚhmotu,s ktorousa
v dutineustnejpracujevel'mikomfortne.Podobnf,
gé!vyrobenyz autogénnehoPRP a hydroxyapatitu,
a|exenogénnehopÓvodu,pouŽívaBel|ipri pero.
perčnomvypíĎanícystickfchléziíčet'uste[4].Autor
povaŽujetentospÓsobošetreniaza vel'miuspešnf.
BrugamipouŽívana augmentáciupoextrakčnfch
prázdnych a|veolárnychvfbeŽkov partikulovanf
demineraIizovanf lyofilizovany alotransp|antát
(DLAT)v kombináciiso vstrebatel'noubariérovou
membránou.Poukazujena dobréosteokonduktívne
vlastnostiaugmentátu,ktorf dokáŽe vytvárať
apozíciounovukosť,čoje ciel'omjeho pouŽitia[5,
12|.TakÝtotyptransplantátunieje dostupnfbeŽne
na našomtrhu.Je najčastejšiepouŽívan1iv USA,
kdeje nepomerneváčšiatradíciatkanivovlchbánk,
ktorétentotyptransp|antátovprodukuju.DLAT má
potenciá|obsahovaťaj isté,a|e neprediktabilné
mnoŽstvorastovfchfaktorov,ktorémajÚpotenciá|
maťosteoinduktívnevlastnosti.PovaŽujemenašu
terapeutick moda|itus pouŽitfmaugmentátom
za prediktabilnejšiuvzhl'adomnačerstvéautolÓgne
rastovéfaktoryobsiahnutév PRP.
Cardarpolivo svojejštudiipouŽívalna objektlvizáciu
dosiahnutejšírkyalveolárnehovfbeŽku
po poextrakčnejaugmentáciichlrurgickfkaliper.
Meraniamizisti|,Že sa podarilovd'akaliečbe
udrŽaťaŽ85% šírkypredextrakčnejšírkyalveo|y
t6].V našejpráci sme k precíznejobjektlvizácii
preventívnejaugmentáciínepristtipili,|ebosme
ich u svojich pacientovnepovaŽova|iza nutné
a nebolto aniciel'sledovania.Flckla spol.sledovaliv
laboratÓrnychpodmienkachna psochvplyv
chirurgickéhopostupuna poextrakčnézachovanie
alveoly.Z ich vyis|edkovje zrejmé,Že najprediktabilnejšísa
javíoperačnyipostup,ked'sa okrem
augmentácieBiooss Col|agenom,zároveĎneod-
klápa!mukoperiostálny|alok[7].Tentovfs|edok
jasnekore|ujes našímterapeutlckfmpostupom,
keď sme odkIápa|ilalok maximálne2 ffiffi,práve
s cielomnezvyšovaťpooperačnresorpciukosti.
|asel|aa spo!.pouŽíva|ina poextrakčnuaugmentáciu
lyofi|izovanfalotransplantátspo|us ko|a-
génnoumembránou.|chvfs|edkypreukáza|i,Že
augmentovanéalveolyvykazujtilepšívyis|edok,
ako nevyplnené[8].Tentotyp augmentačného
materiálunie je na S|ovenskuve|'mirozšírenf.
A nie je ani dÓkaz, Že by vykazova||epšievyi.
sIedkyprijeho pouŽívanív porovnanís materiá|.
mi rÓzneho pÓvodu dostupnfmina Slovensku.
Landberg popisujevo svojej práci zaujímavÚ
operačnutechniku,ktorÚ nazyva,,socketseal
surgery..[9].okrem inéhov nej popisuje,ak1im
spÓsobom dekortikujekosťalveolys clel'omza.
bezpečit'lepšieprekrvenianás|edneaplikovaného
augmentátu.NepovaŽujemedekortikáciuv nami
293
popisovanejindikáciiza nutnu. Zaujímaváje práca
Sammartinaa spo|.,ktorípouŽívajusamostatné
PRP po chirurgickejextrakciiimpaktovanéhozuba
mudrostiv sánke s ciel'omzamedzit'vytvorenie
pooperačnéhoparodontá|nehodefektudistá|ne
za druhymmolárom operovanejstrany.Ich vyis|edkynaznačujÚ,Že
aj v tejtoindikáciimá PRP
svojjednoznačnepozitívnypotenciá![11].
Záver
Dlhodobádobrá prognÓzaprotetickejnáhradyje
závis|áod dostatočnejponukytvrd17cha mákkfch
tkaníva vhodnéhoanatomickéhotvarua|veolárneho
vfbeŽku.Popísanáoperačnátechnikaje s dobrfmi
vyisledkamipouŽívanáv predprotetickejpríprave
a|veo]árnehohrebeĎamaxiIypo predchádzajÚcej
parodontitickejdeštrukcii.Zabezpečuje dostatočnÚ
anatomickustabilizáciukostnéhopodk|adu,čoje
hlavnfpredpok|adk funkčneja estetickejprotetickej
rehabi|itáciipacientaso snímatel'nounáhradou,
alebo implantologickéhoošetreniav neskoršom
období.
Literat ra
1. AGHALOO, T.,L., MOY, P.,K.:Which hardtissueaugmentationtechniquesare
the most successfulin furnishingbonysupportfor
implantplacement?lntJ Oral
Maxillofaclmplants.2007;22Suppl:49-70.Erratumin:
IntJ OralMaxillofac!mplants.2008Jan-Feb;23(1):56.
2. ANITUA, E.: Plasma rich in growthfactors:preliminary
results of use in the preparationof futuresites for
implants.IntJ Oral Maxillofaclmplants.1999Jul-Aug;
Á(\529 _ 535.
3 . B A R O N E , A . , A L D I N I ,N . , N . , F I N I ,M . , G A R D I N O ,
R., CALVO GUIRADO, J., L., COVANI, U.:Xenograft
versus extractionalone for ridge preservationafter
toothremoval:a clinicaland histomorphometricstudy.
J Periodontol.2008 Aug;79(8):1370- 1377.
4. BELLI,E.,LONGO,8.,PALESTRA,F.,M.:Autogenous
platelet-richplasmaincombinationwithbovine-derived
hydroxyapatitexenograftfortreatmentof a cysticlesion
of thejaw.J CraniofacSurg.2005Nov;16(6):978- 980.
5. BRUGNAMI,F.,THEN,P.,R.,MOROI,H.,KABANI,S.,
LEONE, C., W.:GBR in humanextractionsocketsand
ridgedefectspriorto implantplacement:clinicalresults
and histologicevidenceof osteoblasticandosteoclastic
activitiesin DFDBA.IntJ PeriodonticsRestorativeDent.
1999Jun;19(3):259- 267.
6. CARDAROPOLI, D.,CARDAROPOLI,G.:Preservation
of the postextractionalveolarridge:a clinicaland histologicstudy.lntJ
PeriodonticsRestorativeDent.2008
Oct;28(5):469 - 477.
7. FICKL, S., ZUHR, O., WACHTEL, H., BOLZ, W.,
HUERZELER, M.:Tissuealterationsaftertoothextractionwithandwithoutsurgicaltrauma:a
volumetricstudy
in the beagledog.J Clin Periodontol.2008 Apr;35(4):
356 - 363.
8. IASELLA,J., M., GREENWELL, H., MILLER,R., L.,
HILL,M.,DRISKO,C.,BOHRA,A.,4.,SCHEETZ,J.,P.:
Ridgepreservationwithfreeze-driedboneallograftand
a collagenmembranecomparedto extractionalonefor
implantsitedevelopment:a clinicaland histologicstudy
in humans.J Periodontol.2003 Jul;74(7):990- 999.
F!
1
i
9, LANDSBERG, C.,J.:lmplementlngaockctroal rurgrry
as a socketpreservationtechniqueforpontlcrltc dcvc.
|opment:surgicalstepsrevisited..areportof twr'cat6Ú=.!fŤv.:.
J Periodontol.2008 May;79(5):945 - 954.
10. OLTRAMARI,P.,V.,NAVARRO,RDE L.,HENRIQUES,J.,
F.,TAGA,R.,CESTARI,T.,M.,JANSON,G.,GRANJEIRO,
J., M.:Evaluationof boneheightand bonedensityafter
toothextraction:an experimentalstudyin minipigs.Oral
Surg Oral Med Oral PatholOral Radiol Endod. 2007
Nov;104(5):9 - 16.
11, SAMMARTINO,G.,TIA,M.,MARENZI,G.,DILAURO,A.,
E.,D'AGOSTINO,E.,CLAUDIOP.,P.:Use ofautologous
platelet-richplasma(PRP)inperiodontaldefecttreatment
afterextractionof impactedmandibularthirdmolars.J
OralMaxillofacSurg.2005Jun;63(6):766-770.
1 2 .S M U K L E R , H . , L A N D I , L . , S E T A Y E S H , R . :
Histomorphometricevaluationof extractionsockets
and deficientalveolarridgestreatedwithallograftand
barriermembrane:a pilotstudy.lnt J Oral Maxillofac
lmplants.1999May-Jun;14(3):407- 416.
MUDr. Juraj Strecha, Ph.D.,
Eurodentmedimá, S. f. o.,
Priehradka 20,
03601Martin,
strecha@medima.sk
294
Stomatolog, XlX, 2OO9,1
Binárnítitail.hiobovéslitinyajejich
biokompatibilita
ilinanytitan-columbiumaIloysandtheirbáCIcGíTIpatibiIity
BartákováS. *a PrachárP'*,KudrmanJ.t,PodhornáB.,BÍezinaV.,StrechaJ.
MUDr. Sonia BartákováPhD.,Stomato|ogickák|inikaLF MU a FN u sv. Anny,Brno.
Prednosta:prof.MUDr. JiŤíVaněk, CSc.
MUDr' PatrikPrachár,PhD.,Stomato|ogickák|inikaLF MU a FN u sv. Anny,Brno.
Prednosta:prof.MUDr. JiÍíVaněk, CSc.
Ing.JiiíKudrmann,DrSc.,UJP Prahaa.s.,Nad kamínkou1345,156 10 Praha-Zbras|av
|ng.BoŽenaPodhorná,UJP Praha a.s.,Nad kamínkou1345,156 10 Praha- Zbras|av
Ing.VítězsIavBiezina,CSc., B.P.MedicaIspo|.s r.o.,Príkop84314,60200Brno
MUDr. Juraj Strecha,PhD., Eurodentmedima,s.r.o.,Martin
*stejnymdí|emjako prvníautoÍi
Věnováno k vfznamnému Životnímu jubileu pÍednosty Stomatologické kliniky Brno
prof. MUDr. JiŤíhoVaĚka, CSc.
Abstrakt
Práce se zabyvá sledovánímbiologickfchvlastnostíbinárníchslitintitanus niobemv závislosti
na poměruhmotnostníhopodíIuniobuve slitině.Byly provedenyzkouškycytokompatibility
a genotoxicity.Mezizkouškycytokompatibi|itypatĚilytestyrťrstubuněk,adherencebuněk,dynamickyi
di|atačnítest,testtoleranceV monovrstvěa V suspenzi.Mezi zkouškygenotoxicltypatiilytest
indukceatypick1ichmitÓz,testindukcechromozomálníchaberacívbuněčné|iniia v periferních
lymfocytechč|ověka.Na zák|aděhodnocenítěchtobio|ogick1ichtest bylastanovenavhodnost
uŽitítakovy7chslitinv orálníimplantologii.TaktovytvoĚenébeta slitinyje moŽnépro vfrobu
imp|antátťrdoporučit.
Kl'tičovéslová: titan_ niob- binárnÍbetas|itiny- cytokompatibilita_ genotoxicita.
Abstract
Thepaperdealswiththestudyoftheblologicaiqualitiesofbinaryalloys,oftitaniumwithcolumbium
independenceofthequantitativeportionofcclumbiuminthealloy.Testsoncytocompatibilityand
genotoxicitywereperformed.Amongtestsofcytocompatibilitybelongedtestsofcellgrowth,cell
adherence,dynamicdilatationtestandtolerancetestin rnonolayerandin suspension.Among
testof genotoxicitybelongedtestsof inductionof atypicalrnycoses,inductionof chromosomal
aberraticnsof celllineand in peripherallymphocytesin man.Cn basisof evaluationof these
bio|ogica|teststherewasestablishedsuitabiíityofusageofsuchal|oysinoralimp|antoloEy'Beta
alloyscreatedinthiswaycan be recommendedfortheproductionof implants.
Key words: titan- colurnbium- binarybetaalloys- cytocompatibility- genotoxicity.
Úvod
orá|níimplantologieje nyníplněrozvinutoustomato|ogickouodborností.Jejírozsahje
natolikč|enityi,Že
se stávávyčleněnoučástístomatologlckéneboorální
chirurgie.orálníimp|antátybfvajívětšinouvyráběny
z technickyčistéhotitanu,event.ze slitinytitanu.Mezi
materiály,kterélze povaŽovatza biologickyvhodné
propiípravučivfrobuimplantátťr,patĚívedletitanu,
zirkon,tanta|a nlob.Jednouz variantjsoutzv.binární
s|itinys titanem.Hovoťímeo tzv.betas|itinách.
Cí|emvšechimplantačníchsystémťrje co nejdoko.
nalejšíoseointegracezajišťujícíd!ouhodobf|éčebnf
efekt.Existujítriob|asti,ve kter1ichje moŽnostovlivnit
dentá|níimplantát.Patiísem materiálováprob|ema.
tikajakoprvníoblast.Druhouoblastív současnosti
nejvícezkoumanouje povrchimplantátu.Jedná se
o ovlivnitelnostpovrchuve struktuie,povlakování
a piedevšímadhezinanášenfchmateriá| Í1,2,5l.
Tretíob|astíje vytvárenínov1ichimp|antátťr.
Právěprob|ematikamateriáljejednímz nosnfchcí|ťr
Stomato|ogickéhovfzkumnéhocentrapodvedením
profesoraMUDr.JiríhoVaĎka,CSc. Právě zde je
295
$tomatolog, XlX, 2OO9,I
rozpracovánaproblematikapov|akovánínov1/mikera.
mickyimimateriá|y(nitridzirkonia,nitridtitanu)[6,Z 8,
12],dá|emoŽnostivytvárenínovfchimp|antačníchs|itin
(betas|itiny).Zkoumánímateriál nejdrívenabio|ogic.
ké- buněčnédimenzije d leŽitfmkrokemkvytvoĚení
s|itin,kterébymoh|yb1itnov1/miimplantačnímimateriály
navyššíbiologickéÚrovnis minimálníčiŽádnoualer.
gickouodezvou.Dalšíproblematikouje zde i sníŽené
formováníplakunatakov1/chmateriálech[12].
oblastí,kteráse znovuvrací,je keramikauŽitánapovrchuimpIantáttj.Zdejdeo
nanovrstvuhydroxyapatitu
a jejídokonalejšíadhezineŽbylov minulosti.
Jednímz tématbylovytvoritbinárníbetaslitinunapod.
kladětitanua niobu.
Materiála metodika
By|ys|edoványbio|ogickév]astnostinavzorcíchvetva.
ru válečkrj8 x 3mm.Bylysledoványstavypo odlití
a potepelnémzpracovánípritep|otě650"cpodobu15
minuts ochlazenímnavzduchunebopriteplotě950"C
podobu10minuts ve|mipomal1imochlazenímv peci.
Nás|edova|ytestybiokompatibilitya genotoxicity.
Testybiokompatibility:
1. Testrťrstubuněčnésuspenzeve vy|uhutestova.
néhomateriálu
A - buněčnfmateriál:heteroploidníbuněčnálinie
B _ uspoŤádání.6variantvčetněpozitivnía ne.
gativníkontroly;ieděnív17luhu
C - časov17interval:bunkyjsoupočítánykaŽd1ich
24 hodin,pokustrvá5 dní
D _ v1istup:početbuněkv 1m!v!|uhu,zjištění
závis|ostirťrstovérychIostina Íeděnív1iluhu
E - Úee|emtestuje zjistittoxicituv1iluhutesto.
vanéhomateriá|u
Testadherencebuněkk testovanémumateriálu
A - buněčn1imateriál:heterop|oidníbuněčnálinie
B - usporádání:buněčnásuspenzeje navrstvena
prímona testovanyimateriál
C - časov1ilnterva|:48 hodin
D _ vyistup:buĎkyjsoufixoványa po preparační
metoděje hodnocenamorfo|ogieadheze
buněkna materiálupomocíSEM
E - vysazujese 5000 buněka V procentechje
vyjádrenpoměrpočtubuněknakovuk počtu
buněkna sk|e
Dynamick!di|atačnítest
A - buněčn1Ímateriá|:heteroploidníbuněčnálinie
B _ uspoĚádání:buněčnásuspenzeje smíchána
s testovanfmv17luhem,kultivační!áhevumís.
těnado kultivačníhomikroskopua bunkado.
kumentoványv určenfchčasovyichintervalech
C - časovyiinterval:6 hodin
D - vfstup: obrazovádokumentaceumoŽĎuje
E - učelemtestuje zjistit,zda a do jakémíry
jsoubunkyv1iluhemz testovanéhomateriá|u
ov|ivněnyve svéschopnostiadherovat;test
vypovídáo míreschopnostibuněkto|erovat
v1/|uhtestovanéhomateriálu
TesttolerancebuněkVmonovrstvěktestovanému
materiálu
A _ buněčnfmateriál:heterop|oidníbuněčnálinie
B _ usporádání:k narostlébuněčnémonovrstvě
se priloŽítestovanyimateriá|
C - časovfinterva!:48 hodin
D - vyistup:je hodnocenave|ikostzÓny odum.
re|yichbuněkko|emtestovanéhomateriá|u
v mikrometrech
E - Účelemtestuje zjistit,zda se V narostlé
buněčnékultuĚe,do nÍŽje piidán pevn1i
vzorekmateriá|u,tvoiízÓna odumírajících
buněka jakje tatozÓnave|ká;testvypovídá
o to|erancirostoucíchbuněk k pevnému
testovanémumateriá|u
TesttolerancebuněkVsuspenzik testovanému
materiálu
A - buněčnfmateriá|:heteropIoidníbuněčnálinie
B - usporádání:kevzorkumateriáluv ku|tivační
nádoběje pridánabuněčnásuspenze
C - časov17.interva|:48 hodin
D - v1istup:jehodnocenavelikostzÓnykolemmateriáluv
mikrometrech,kdebuĎkyneadherují
E - Účelemtestuje zjistit,zda se pÍladherenci
buněkvytvoťíko|emtestovanéhomateriá|u
inhlbičnízÓna; test vypovídáo mífeto|erovánítestovanéhomateriá|uv
kritick17ch
buněčny7chÍázich
Testindukceatypick1ichmitÓz
A - buněčnfmateriál:heteroploidníbuněčnálinie
B - usporádání:buněčnáSuspenzeje inoku|ována
nakrycísklanebojinyivhodn1imateriál;jeino.
kulováno6 variantvčetněpozitivnía negativní
kontro|y;4 variantypňedstavujíreděnív1iluhu
C - časovfinterva|:72 hodin
D - v1/stup:je selektivněhodnocenpočetme-
tafází,početvícejadernlchbuněk,eventu-
e|nímikrojádra,početvícepolárníchdělení
a stanovenmitotickfindex;za mutagenní
je povaŽovánmateriá|,kterf inokulujevíce
jak 5 mitozze 100měrenínebo5% mitoz
z celkovéhopočtuměťení
E - Účelemjezjistit,zdav Iuhtestovanéhomateri.
á|uinokulujezměnynachromozomechv dlou.
hodobékultivaci;testvypovídáo schopnosti
materiáluindukovatchromozomovéaberace
a tedyo jehomutagenníchv|astnostech
Test indukcechromozomá|níchaberacív bu-
něčnélinii(blastogenníefekt)
A - buněčnfmateriáI:heteroploidníbuněčná|inie
B - usporádání:k buněčnémonovrstvěkultivo-
4.
5.
6.
2.
3.
7.
296
$tomatolog' xlx' 2oo9' í 41
vanéve vfluhumateriá|uje pÍidánko|cemid
a preparoványmetafázovéchromozomy;je
zde pozltivnía negativníkontrola
C - časov1|interva|:72hodin
D - vfstup:počÍtajísestrukturálníi numerickéaberace,srovnávanés
pozitivnía negativníkontro.
|ou,zanevhodnyije povaŽovánmateriál,kten.f
indukujevícejak 5 chromozomálníchaberací
ze 100 měĚenínebo 5% chromozomá|ních
aberacíz ce|kovéhopočtuměĚení
E - uče|emtestujezjistitmírustrukturálnícha nu.
merlckfch aberacív závislostina zkoumanémmateriá|u;testvypovídáo
klastogenním
efektumateriá|u
8. Test indukcechromozomálníchaberacív peri-
ferníchlymfocytechčlověka
A - buněčnfmateriál:periferní|idskélymfocyty
B - uspoiádání:p|ná heparinizovanákrevje
ku|tivovánaV piítomnostiPHA
C - časov1iinterva|:72hodin
D . vfstup:jsoupočítánynumerickéi strukturá|ní"
aberace,srovnánís pozitivnía negativní
kontro|ou,ebeny.s národnímstandardem;
za nevhodn!je povaŽovánmateriá|,kterf
indukujevícejak 3 chromozomá|níaberace
ze 100meĚenínebo3% chromozomálních
aberacíz ce|kovéhopočtuměiení
E - je hodnocen početmetaÍázi.početvíceja.
dernfchbuněk,eventuelnímlkrojádra,počet
vícepolárníchbuněka stanovenmitotickyiindex
Vfsledky
Hodnoceníslitinby|ozaŤazenodo pětitrídpod|e
stupněcytokompatibility,respektivetoxicity.V ta.
bu|ceproprehlednostby|odánoi barevnéoznačení.
Bylo navrŽenonásledujícírozdělenído tríd:
A: bez v1ihrad;naměienéhodnotyby|yna rovni
pozitivníkontrolynebos minimálníodchylkou
B: to|erantní;vykazujemalounegativníodchylku
od pozitlvníkontro|ynebo hodnotyna Úrovni
pozitivníkontroly,ale buĎkyvykazujíněkteré
speclfikovanéatyplckémorfo|ogickézměny
C: pÍijatelné;existujevětšíodchylkaod pozitivní
kontroly,nebobunkyvykazujíněkteréspecifi-
kovanéatypickémorfologickézměny
D:piijatelnés v1/hradami;existujevelkáodchylka
od pozitivníkontroly,neboexistujína povrchu
materiálutoxickéoblastiv dťrs|edkuvyrazn1ich
|okálníchrozdílťtchemickéhosloŽení
E: netolerantní;hodnotyb|izkéhodnotámnegativní
kontro|ynebopií|išvzdá|enéhodnotámstanovenfm
procytokompatibilitu
Pozorovanémorfologickézměnypakbylycharakteri.
zoványpĚiiazenímčíse|k písemnémuoznačenítťídy:
1:abnormalitaskeletu
2: buřky vytváŤejívláknitou strukturu
Tab.1.V,fsledkyÍesÍŮcytokompatibilityagenotoxicity
u slitins pŤísadouniobu
Tab.í' Resu/Ísof cytocompatÍbilityandgenotoxicity
in al|oyswithcolumbÍumadmixture.
Legenda: Typ testucytokompatibi|ity:1 - Test rťrstubuněčné
suspenzeve vfluhutestovanéhomateriá|u,2 - Testadherence
buněkk testovanémumateriá|u,3 - Dynamick!di|atačnítest,
4 _ TesttolerancebuněkVmonovrstvěk testovanémumateriá|u,
5 - Testto|erancebuněkv suspenzik testovanémumateriálu,
6 _TestindukceatypickfchmitÓz,7-Testindukcechromozomá|ních-aberacívbuněčnélinii(b|astogenníefekt),8
_ Testindukce
chromozomá|níchaberacív periferních|ymfocytechč|ověka.
A _ bez vfhrad; naměŤenéhodnotyby|yna rovni pozitivní
kontro|ynebos minimálníodchy|kou
B - tolerantní;vykazujema|ounegativníodchy|kuod pozitivní
kontro|ynebo hodnotyna rovnipozitivníkontroly,a|e
buĎky vykazujíněkteréspecifikovanéatypickémorfo-
|ogickézměny
81-tolerantní;vykazujema|ounegativníodchy|kuod pozitivní
kontrolynebohodnotyna rovnipozitivníkontroly,a|ebuřky
vykazujíněkteréspecifikovanéatypickémorfo|ogickézměny
- abnormalitaskeletu
Legend:Typeofcytocompatibilitytest:1- Cellsuspensiongrowthtestintinctureoftestedmaterial,2
- Adherencetestofcells
andtestedmaterial,3 - Dynamicdilatationtest,4 - Tolerance
testofcellsinmonolayerwithtestedmaterial,5- Celltolerance
testinsuspensiontotestedmaterial,6 - lnductiontestof atypicalmitoses,7
- lnductiontestofchromosomalaberrationsin
cellline(blastogeniceffect),B- Inductiontestofchromosomal
aberrationsin peripherallymphocytesin man.
A - Withoutanyreservation;themeasuredvalueswereinlevel
of positivecontrolorwithminimaldeviation
B - Tolerant;showsonlya slightdeviationfrompositivecontrol
orvalueinlevelofpositivecontrol,butthecellsshowsome
specifiedatypicalmorphologicalchanges
B1-Tolerant;showssmallnegativedeviationfrompositive
trolorvaluesinlevelof positivecontrol,butthecel
somespecifiedatypicalmorphologicalchanges
abnormality
297
stomatolÓg'xlx' 2oo9' 1 ;.t
Slitinys prísadouniobuukazují,Žejsouprov1irobu
imp|antátvelmivyihodné.Vykazujíve všechsle-
dovanfchstavechpoŽadovanoubiokompatibllitu
a to i pii obsahuniobu31%hm.To znamená,Že
binárnísystémTiNb umoŽnujepripravitbiokopati.
bi|níbetas|itiny,kteréjsouza studenatváiltelné.Je
moŽnétytosIitinyprovfrobuimplantátťtdoporučit.
Diskuze
Na StomatologickéklinicediívelI.Stomatologické
k|iniceje materiá|ováprob|ematikazkoumána
po několikdeseti|etí.Biologickétesty zde byly
dotváieny do podoby d|e platn1/chnorem.Byly
stanovenytesty cytokompatlbilltya genotoxicity
nutnéprozkoušenínovfchmateriá|rj[3,4, 9, 10,
11l.ZároveĎ bylyvytvoienyi testyalternativní.
V současnédobějsouprávěmateriá|yve!misledo.
Vanouoblastívedlepovrchuimp|antát. Materiály
vhodnék implantologicki/mčel m jsou titan,
tantal,niob a zirkon.DalšímoŽnostíjsou s!iti.
ny vytváĚenéprávě z kombinacetěchto prvkťr.
Hovoiímeo blnárníchs|itináchna bazi spojení
titanus ostatnímiprvky.Jednáse o tzv.betas|itiny.
DalšímoŽnostíjsouslitinyna bazispojenítitanu,
tantalua niobu,kterése jevípro imp|antoIogii
perspektivní.
ExistujíjiŽ uŽívanémater!álypro pov|akování
na bazi nitridutitanua nitriduzirkonia.A právě
u druhéhojmenovanéhomateriálujde o sníŽení
uvolněníiontťrz materiálu,kterf je pov|akován.
DalšípozitlvnískutečnostíjesníŽenáafinitak p|aku
(grantovy7projektlGA MZ Čnruolz356.3)Í7,B, 12!.
Vfsledky novlch slitinnabazi spojenítitanua ni.
obu ukazujíperspektivupro da|šiuŽitiv ob|asti
orálníimp|antologie.
Závér
Testovanémateriálybinárníhocharakteruna bazi
titanua niobuprokázalybiokompatibilitu.Nebyla
zjištěnakorelacena hmotnostnímpodí|uniobu
ve slitiněTiNb a biokompatibilitěmateriá|u.Tato
betaslitinase jevíperspektivníprodalšíimplan-
toIogickévyuŽití.
Cetá studieje součástíprojektuMŠMTč.1M052B
Poděkování
Článt<embychomrádipopiá|iazárovenpoděkovali
člověku,kteryje hlavníminiciátorema pokra.
čovatelemmyšlenkymateriá|ovéproblematiky
v orálníimp!antologii,profesoroviMUDr.Jiiímu
VanKovi,CSc.
Literatura
t. oosrÁLovÁ,T.,H|MMLoVÁ,L.,JEL|NEK,M.,DVoŘÁK,
V., BÁRTOVÁ, J.:Spojenítitanovfchimp|antáta biokeramikyna
bázi hydroxyapatitu- hodnoceníin vitro.
Čes.Stomat.'3, 1995,s. 89 - 96.
2. DosTÁLoVÁ,T.,HIMMLoVÁ,L.,JELíNEK,M.,GR|MAS,
C.:Osseointegrationof loadeddentalimplantwithKrF
laserhydroxyapatitefilmson Ti6Al4Valkouby minipigs.
Journalof biomedicaloptics,6, 2001,2,9. 239- 243.
3. FRANZ,A.,KÓN|G,F.,sKoLKA, A.,SPEER, W.,BAUER,
P.,LUCAS,T.,WATTS,D.,C.,SCHENDLE,A: Cytotoxicity
ofresincompositesas a functionof interfacearea.Dental
Material23,2007,p. 1438- 1446.
4. InternationalStandardOrganization.Biologicalevaluation
of medicaldevices.Part 3 Testfor cytotoxicity:Invitro
methods,Part5.TestsforGenotoxicity,Carcinogenicity,
and ReproductiveToxicity.Geneva 1999.
5. KoPEcKÁ, D.,ŠlrrlŮruex,A.:Současnénázoryna povlakováníhydroxyapatitem.(Soubornf
referát),Čes.
Stomat.,1,2000,s. 29 - 35.
6 . K U D R M A N , J . , P o D H o R N Á , B . , H R B Á Č E K , K . ,
SKLENlČKA,V. : V|astnostiNiCrW s|itinběhemdlouhodobéhoŽíhání.Meta|2001.
Proceedingsof the 1Oth
lnternationalMetallurgicaland MaterialsConference
- Ostrava,TANGER 2001.s. 10- 17,ISBN:^i80-85988-
56-9.
7. PRACHÁR, P.,VANĚK, J.,BARTÁKoVÁ,S', BŘEz|NA,
V. RtjstbuněkstabiIizovanébuněčnélinieHeLa ve v!luhu
chromkoba|tovésIitinypovrchověupravenénitridem
titanua nitridemzirkonia.Prakt.Zub.Lék.,53,2005,1,
s. 12- 14.ISSN 1213-0613.
8. PRACHÁR, P.,VANĚK, J.,CVRČEK,L.,BARTÁKoVÁ,
S.: V|astnostipovrchovévrstvy chromkoba|tovéslitiny
povlakovanénitridemtitanua nitridemzirkonia.Prakt.
Z u b .L é k . , 5 3 , 2 0 0 5 , 4 ,s . 6 5 _ 6 7 . | s S N 1 2 1 3 - p 6 1 3 '
9. PŮŽA, V.:Cit|ivámetodikapro zjišťovánípoškozenlch
buněkpěstovanlchinvítro.Supp|.věd.prací,LF Hradec
Králové,18,1975,s. 149- 153.
10. PŮŽA, V.: Mikrokinematografickésledováníadhese
a dilatacebuněkpěstovanfchinvitro.Supp|.věd.prací
LF HradecKrá|ové,19,1976,s.737 _744.
11, RÓsSNER, P. et a|.:Standardníoperačnípostupypro
bio|ogickémonitorovánígenotoxicklchÚčink faktorťt
prostiedí.ActaHyg.Epidemiol.Microbiol.3,2003,191pp,
StandardNHI Praha.
12. VANĚK, J. a ko|.:Biokompatibi|itaa mechanicko-fyzi-
ká|nístabilitapovrchovéripravydentálníchimp|antátťt
nabázi nitridutitanua nitriduzirkonia.Závérečnázpráva
grantovéhoprojektu|GA MZ Čn e. ND 7356.3,Brno,
2005.
MUDr. Patrik Prachár, PhD,
SÍomatologická klinika LF MU
a FN u sv.Anny Brno,
PekaŤská53,
65691 Brno,
patrik.prachar@fnusa.cz
298
Stomatolog, XlX, 2OO9,2
Titanovéslitinys príměsíŽeleza:
Ana|yzamateriálovfchvlastností,
V dentálníimplantologii
Titanlumalloyswithironadmixtures:analysis
of its materialcharacteristiGs,biocormpatibilltyand
suitabilityfor applicationsin dentalimplantology
Bartáková,S.,Prachár,P.,B.,Strecha,J., Podhorná,B.,
Kudrmatr,J. f, Hni|icá,F.,BÍezina,V.,Vaněk,J.
MUDr. Sonia BartákováPhD., MUDr. PatrikPrachár,PhD.,Stomato|ogickák|inikaLF MU a FN u sv.
Anny,Brno. Prednosta:prof.MUDr. JiiíVaněk, CSc.
MUDr. Juraj Strecha,PhD., Eurodentmedima,s.r.o.,Martin
Ing.BoŽenaPodhorná,lng.JiÍíKudrman,DrSc.,lng.F. HniIica,UJP Prahaa.s.,'Nadkamínkou1345,
156 10 Praha - Zbraslav
lng.VítězslavBÍezina,CSc., B.P. Medicalspo|.s r.o.,PÍíkop84314,60200Brno
prof.MUDr. JiríVaněk, CSc., StomatologickáklinikaLF MU a FN u sv. Anny,Brno'
Abstrakt
U titanovfchbetaslitins|oŽenfchz titanu,h|iníkuaŽe|ezaby|ystudoványjejichmechanicko
fyziká|niv|astnostia mikrostruktura.By|ytestoványrŮznézp sobylitíTiA!Fes|itin,jejlchzměny
během tváĚení,Žíhániavytvrzeníza r zn1/chteplot.Bylo zjištěno,Že deformacíza studena,
vytvrzovánímnebo kombinacíoboutěchtopostuptilze měnitmechanickév|astnostiTiAlFe
slltinv širokémrozmezi.Dá|ebylys|itinypodrobenysérilbio|oglck1ichtest pro posouzenÍ
jejich biokompatibi|itya genotoxicity.Vfsledky těchtobiotest , zejménatestuadherence
buněk,potvrdilyvelmi nízkoubiokompatlbilituTiAlFe slitina jejichnevhodnostpro vfrobu
implantátua dalšíchchirurgickfchpomťrcek.
Klíčováslova: titan,slitiny,biologickétesty,kompatibi!ita,dentálníimplantáty.
biokompatibilityavhodnostiproaplikaci
Abstract
Microstructure,mechanicalandphysicalpropertieswerestudiedinalloyscomposedof
aluminiumand iron(TiAlFe).Differentcastingtechnologiesof TiAlFe alloysworrl
changesoccurringduringtheirformation,annealingand hardeningwerestueJied,lt
out,thatmechanicalproperiiesof FiA|Fea||oyscan be changedduringproc$$$$Ě
deformation,hardeníngor combinationofthesetwotechniques.TiA|Fea||oyswefě
a seriesof biologicaltestsinorderto evaluatetheirbiocompatibilityanrl-clcttQ
thesebiotests,thetestof ce|ladherenceinparticu|ar,showedthatTiA|Ftlfil|gyí
biocompatibility.Therefore,TiAlFealloysweredeterminedas unsuitatrlcfr:r
implantsandsurgicaltoolproduction.
Key words:titanium,alloys,biologicaltests,compatibility,clr';ntrrlirrtpl
Uvod
V k|lnickédentálnípraxise titana slitinytltanuvy.
uŽívajtnejčastějipro v1frobuprotetickfchnáhrad,
dentálníchimplantáttj,koruneka litiilchkonstrukcí
částečnfchsnímatelni/chnáhrad(McCracken1999)
[6].Pokroč||é
v oblasti
v součagnÓdgb*'
(Roach2007)[9lf
mater|á|ová:...-..É'tt|
299
Stomatolog, XlX, 2OO9,2
jejichvysokábiokompatibilita.V posledníchletech
jsoupredmětemvfzkumurťrznéfyzikální,chemické
a biologickéinterakcetitanovfchslitin,jako na.
príkladnáchylnostke korozi(Chatuvedi2009)[4]'
buněčnátoxicitaa ce|kovábiokompatibllita(Yuet
a|.2004)t11].V současnédoběse testovánímtitanovfch
slitinzabyvajÍpiedevšímVysocespecializo.
vaná pracovištěkombinujícív1/zkummateriálov1/ch
vlastnostía k|inickéstudie.Pos|ednípráceukazují,
Že mezivhodnépiísadydo titanov1ichslitin,které
jsouVysocebiokompatibilní,patrípredevšímniob,
tantala zirkonium(Nilnomiet a|.2005,Bartáková
et al. 2009)Í2,7l.TytopĚísadyoznačujemejako
legujícíprvky.Jejichváhováprocentase pakpouŽívajíprooznačeníslitinya
tvoÍíjejíidentifikačníkÓd,
napiík|adTi36Nb6Tapro príměsiniobua tanta|u
(Kudermanet al.2008)tsl.
PodlemodifikacekrystaIovémiíŽkyslitinyrozlišujemetii
kategorietitanovfchslitin:o slitiny,B slitiny
a slitlnyo . B.Mezio slitiny,kteréjsoucharakteris.
tickéšesterečnoukrystalovoumťíŽkou,se počítají
slitinyTiA|,ve kterfchprisobíAIjakostabilizátorq
fáze.SlitinyTiAldosahujívelmidobr1ichpevnostních
vlastností.V betaslitináchjsouatomyusporádány
do kubickékrysta|ovémríŽky.P|ítomnostmalého
mnoŽstviŽe|eza(Fe)ve s|itiněstabi|izujejejíBtázi.
Na stomatologickékliniceMasarykovyuniverzity
v Brně se dlouhodobězabyváme prob|ematikou
v1ivojemoderníchtitanov ch s|itinpro dentální
medicínua hodnocenímjejichbiokompatibility.
V pos|edníchdesíti|etechjsme testovalldesítky
titanov1ichB slitins rťrznfmipodíly|egujícíchprv.
kťr:niob (Nb),mo|ybdem(Mo),tanta!(Ta),vanad
(Va)'Že|ezo(Fe)- prehlednéviznapi.(Bartáková
et a|. 2007) Í1l.Zatímcodosud získanévyisledky
potvrzujívhodnostslitinTiTaa TiAlNbprodentální
implanto|ogii,slitinyobsahujícíFe sejevíjakoméně
vhodné.Tatostudieprinášípreh|edprob|ematiky
uŽitiFe jakolegujícíhoprvkuv titanovyichslitinách
a detai|nírozborvfsledk materiálovfchtestrj
a biotestťr,kterépotvrzujínízkoubiokompatibi|itu
TiAlFeslitin.
Materiá|a metody
Složenítestovanychslitin
Byly odlitya studoványdvě zák|adnískupiny,jednak
q slitinylegoványh|iníkem,jednakmoderní
B s|itinys príměsíFe a dalších|egujícíchprvk .
V tomtočlánkuse zaměťujemepouzena B slitiny
TiAlFe.Bylopťipravenocelkem5 slitins odstupno.
vanfmiobsahyŽe|eza.Z materiálovéhohlediskaje
mnoŽstvía formaFe prítomnéhove slitinězávis|é
ríá::techno|ogiitití,zejménapouŽitétep|otě.Pii
tep|otě595 .c docházík eutektoidnítransformaci,
pri.níŽse ,tvoÍíeutektoidqTis intermeta|ickoufází
TiFe (detailnějivizVfsledkya d!skuse).Maximální
rozpustnostŽe|ezav tuhémroztokuje 0,047% hm,
S h|iníkemtvoiíŽe|ezointermeta|ickoufázi FeAl.,
vznikajícíeutektickypri 655 "c. V ternárnímsystémuje
pravděpodobnfv1iskytbinárnífáze FeTi
a nelzevyloučiti pňítomnostfáze Fe(Ti'Al).,kde
titanmtjŽeb1itčástečněsubstituovánhliníkem.Proto
byIytestoványcelkemtii technologicképostupy
prípravyTiAlFeslitin:|ití,Žíhánípri650 a 950 "C.
RovněŽbylypouŽitydvarrjznézpťrsobyoch|azování
TIAIFeslitiny.
Mikrostruktura litych slitin
Pomocíoptickémikroskopiebyla sledovánami.
krostrukturaslitinve stavu po od|itía Ve stavu
po Žíhání650 "Cl15min.,850 "c/10min.,a 950
"C/1Omin.s och|azenímv peci. CílemŽíhánipťi
650 "c bylopredevšímodstraněnípnutípo odlití
a rych|émochlaizeni.od Ž|hánípri 850 a 950 .c
jsmeočekávalivytvoňenívícerovnováŽnéstruktu.
ry v dťrsledkupomaléhopiechodupĚestransformačnípásmoB
--+q. Pri hodnocenímikrostruktur
bylavyuŽitakvantitativnístrukturnÍana|yza.Dále
bylyvybránévzorky s|edoványpomocíiádkovací
elektronovémikroskopies moŽnostímikroana|yz
strukturníchobjektťr.Prostrukturnístavys|itinybyl
měrenobjemov podí|jednotliv1ich,meta|ograficky
odlišitelnychtází.Pomocíbodovéana|yzys vyuŽitím
automatickéana|yzyobrazuby|měien objemovy
podílmartenzitu(fázeal),fázebetaa intermetalické
fáze na bázi Že|eza.
Testy biokompatibiIity
Podle standardníchmetodik(detailnípopis viz
Bartákováeta|.2009)[2]bylyprovedenytestybio.
kompatibi|itysIitinTiAlFe.Z ceIkovéhopočtu9 biotestťrzdeuvádímepouze4
h|avní,kterémajívfznam
z hlediskakvantiflkacecelkovébiokompatibilitytestovanéhomateriá|u(ukazujína
nedostatečnoubiokompatibilituTiAlFe
slitin).Zák|ademprovedenlch
zkoušekbyItestrrjstubuněčnésuspenzeve v1/luhu
testovanéhomateriálus!itinyTiAlFe.Tentovstupní
testje méněcitliv1ia umoŽĎujev podstatěpouze
vyloučittoxickémateriály.U méněbiokompatibiIních
s|itinje všakrychlostrťrstubuněčnésuspenzeniŽší
a testdává i určitoumoŽnostdiferencovatvlastnosti
hodnocen1/chmateriálrj.DalšímpouŽitfmtestem
byltestadherencebuněk(heteroploidníbuněčná
linie)k testovanémumateriá!uTiA!Feslitiny.Na válečkyo
rozměrech8 x 3 mm byloVysazeno5000
buněka po 48 hodinovéexpoziciby!pomocísEM
porovnánkonečn1ipočetprichycen1/chbuněkoproti
počtubuněkna kontro|nímskleněnémstandardu.
Dalšímtestemby|dynamickfdilatacnítest,kter1i
určujedojakémíryjsou bunkyovlivněnyvfluhem
z testovanéhoTiA|Femateriáluve svéschopnosti
prichytitse na skleněn1isubstráta rozšíĚitsvé
300
0 $tomatolog, XlX, 2OO9,2 21
membrány.Pos|ednímpouŽitfmtestembyltestv1i.
skytuatypickyichmitÓz,kter1ibylprováděnna krát.
kodoběkultivovanyichIidsk1ichlymfocytech.Bylo
hodnoceno100měĚení,hodnocenpočetmetafázi,
početvícejadern1ichbuněka by|stanovenmitotickyi
index.Testvypovídáo mutagenníchv|astnostech
tostovanéhomateriá|u.PĚipĚekročeníhodnoty5 %
aberantníchmitÓzje testovanfmateriáIpovaŽován
ra mutagenní.
Vfsledky a diskuse
TestovanéslitinyTiAlFemělysilnoutendencik vy.
tvrzováníintermetalickouÍázi.Prl nejniŽšíkoncen.
traciFe je strukturatvoÍenamartenzitem(Íázeal)
e Jemnfmičásticemlvyloučenéintermeta|ickéfáze
(obr.1).Vliv Žihánípii 650 oCse neprojevil.Teplota
B50 a 950 "c s och|azenímv peci nepotIačila
ffiartenzitickoutransformaci,a|emělaza následek
preclpitaciintermeta|ickéfáze na rozhranímarteneltlckch
desek(obr.2).
.ÉÉr.1, Stitina
'#ly,i. TisAl
Ti 5AI 1Fe,lity sÍay
1Fe alloy,casťstate
Qan2, StitinaTi'At 1Fe,950"C/10min.
Ftg z, Ti5Al 1Fealloy,950'c/10min
3,ffirtoucímobsahemŽe|ezaveslitiněsemírněsniŽo.
E| pooilmartenzitu.RovněŽses rostoucímpodítem
*|eraveslitiněobjevovalyohraničenéostrrjvkyfázea
azvfši|sepodílčásticintermeta|ickéfáze.Tytočástice
jsouu rychleoch|azenychvzorkŮjemné,globulární
a upomaluochlazenfchvzork sevylučujínarozhra-
níchmartenzituveformědestiček.VllvŽíhánivyrazně
neprojevuje,jest|lŽepodílFenepiesáhne6 %hmFe.
PÍlvyššímobsahuŽe|ezabylymezistavempoodlití
a po Žíháníprojevujívyraznémorfologickérozdí|y
vyloučenéintermetalickéfáze.V litémstavuje pre.
cipitátTlFeve|mijemni/(obr.3)'Morfologiestruktury
poŽíhání850a 950.C s och|azeniv pecijeod|išná.
TentoreŽimvedlkevznikudvoufázovéstrukturyVy.
tvrzenédestičkamiintermetalickéfáze(obr.4)
Obr.3. SlitinaTi5Al 1)Fe,litystav
Fig. 3, Ti5Al 1Fealloy,casÍsťaťe
Obr.4. SlitinaTi 5Al 10Fe,850'C/10 min.
Fig. 4. Ti 5Al 1Fe alloy,850 "C/10min
Zjištěnéobjemovépodílymartenzitu(Íázeal),Íáze
betaa intermetalickéfázenabáziŽe|ezabylyzávislé
naobsahuFeves|itiněa nateplotěŽíháni.obecně
lzekonstatovat,Žepodílmartenzituve slitlněk|esá
sezvyšujícímseobsahemFevTiAlFeslitině.Pok|es
mnoŽstvímartenzitujerych|ejší,jest|iŽeslitinu
ochlazujeme.Naopak,se zvyšujícímse
rostepodílbetafázeve vfslednéslitině.
jsousouborněprezentoványv tabulceč'1.
301
$tomatolog, XlX, 2OO9,2 22
Tab. 1. Vysledky kvantitatÍvnístrukturníanalyzy
u vzorkŮ slitinTiAIFe
Tab' 1. Resulťsof quantitativestructureanalysisof
TiAlFe alloy samples
Obsah
Že|eza
Í%hml
objem.podíl
precipitátu
Í%l
objemovf podíl
martenzitu
lY"l
objemovf podíIfáze beta
Í%"l
Liry
stav
Žinani
950"C
LitÍ
stav
TeplotažíhánífCl LitÝ
stav
TeplotažíháníťC]
650 850 950 650 850 9s0
1 . 1 1,2 3,6 77 77 55 50 1 5 12 E 5
2.69 8,1 52 60 55 50 45 40 40 40
4.22 4,8 10,9 45 40 60 60 45 45 35 35
7.38 7,9 13,7 12 12 37 35 80 80 55 45
10.18 10,3 24,1 7 7 35 35 95 90 55 55
500
> 4n0
-
Emo15
r- 350
3{t0
^
ll
^,
250
200
0 í0 zo
"..&,
*"#n'*il,
60 70 80
obr' 5. Závislost tvrdostina objemovémpodílu
martenzitu
Fig. 5. Hardnessdependentonmantensiteportion
o 20
,#.,u." o"o.hl
30 í00
obr. 6. ZávislosÍÍvrdostina objemovémfáze beta
Fig. 6. Hardnessdependenton betaphase volume
Získanév1/s|edkyukáza|yzávis|osttvrdostiTiAlFes|itiny
naobjemovfchpodílechvyloučenychtází:martenzitická
t?'so/ (obr.5) a podí|ÍázeB (obr.6).Tvrdostje vyšší
pÍivyššíchpodílechfázeF a s rostoucímpodí|emmar.
tenzituklesá. PĚilnterprďacitěchtozávis|ostíje však
nutnosi brátv vahu,ŽezahrnujíiÍaktorrťrznfchreŽimrj
tepe|néhozpracování.NapĚík|adu rychleoch|azenfch
500
E
E noo1t
F
A
^. p
.i
.^.
* ď
^
Vzork precipitujíintermetalickéfázeveformějemnfch
g|obu|árníchčástic,a tíml vytvzovacíefektje vyšší.
Současněje u těchtostavťrvyššípodí|táze beta,coŽ
zdán|lvěukazujenavyššítvrdosttétofáze.
V1is|edkytestur stu buněčnésuspenzeVe v1iIuhu
z TiAlFe slitinjsou uvedenyna obr.7.Pr běhyzjiště-
nfchzávislostíukazujíkinetikurťrstubuněčnésuspenze
proslitinys r znoukoncentracÍŽe|ezapro|ityistav,stav
poŽíhánípri950.C a ochlazenív peci.Pr běhykinetik
jsoushodnéa rozdílnétepelnézpracováníTiAlFeslitiny
se neprojevilo.Lzetedykonstatovat,Žeslitinylegované
Že|ezemhodnocenétímtotestemnevykazujívyrazné
toxickév|astnosti.
Lltf stav 950 oClpec
-f- 1,10 TcFe -+ 10,18 e/sEc & 1,10 7cT'e -rar l0rl8 %Fc
í5(x,00
{250m
ífit000
75{t00
5{Xr00
25{r00
0
Doba expozice [hl
obr,7. PorovnánÍkinetikyrťlstubuněčnésuspenze
po^rŮznémtepelnémzpracováníu stitinTiAlFe
Fig. 7.Comparisonof kineticgrowthof cell suspensionafterthermalprocedurein
TiAlFe alloys
TestadherencebuněkkTlAlFeslitiněukáza|príznivější
vlsledkyuvzork Žíhanyichpii950.C a ochlazovanfch
v peci.Nicméně,ve všechpĚípadechbylpodíladherovanyichbuněkma|fa
dosahova!hodnot60_ 75o/o,coŽ
je hodnocenojakonevyhovující(obr.8).RovněŽV po.
rovnánís ostatnímilegujícímikovyjsoutytonaměiené
hodnotyadherencebuněkuslitinobsahujícíchFeve|mi
nÍzké.DoplĎkovftestsledujícíprocentopokrytípovrchu
kovubunkamipo60 min'expoziceu slitinTi obsahujícíchjednotlivěpÍísady(Ta,Ni,V
Mo)v rozmezí7_ 10
%hmprokázaldílčínevhodnostvanadua nevhodnost
Fe (obr.9).
D |eŽitázjištěníukáza|dynamickfdi|atačnítest(obr.10).
Procentodilatovan1/chbuněkjev porovnáníspozitivním
standardemnízké.Horšív1isledkyprines|ytestyuvzorkťl
poma|uochlazenfch.Srovnánív|ivuFenadilatacibuněk
bylouskutečněnodoplĎkovyimtestemnaslitináchtitanu
s koncentracílegujícíchpĚísad7 . 10%hmpro|ltfstav
a prostavpo Žíhánípri 950 oC s ochlazenímv peci.
V obouporovnávanfchstavechmě|ydobroukompatibi|itu
slitinylegovanéMo,Ni aTa. Slltinys V mě|yhodnoty,
kteréneumoŽĎujíoznačitje jakobiokompatibilní,ale
jenjakobiotolerantní.Slitinys prísadouŽe|ezaby|yjiŽ
na hranicitoxicity.
.x
)o
c
5
lt
6)o
o
o-
a
/
v
,
7
2
,-
302
Stomatolog, XlX, 2OO9,2 23
g0
E 80
t.Y
& 7 0
o
E
B 6 0
ť
r
5o
-I- Liff stev -*" 650 oClyode + 950 oclpec
I
tecÍč.2
I
)
I
-*
2 l G 8
Koncentace že|eta [%hml
obr. 8. VlivkoncentraceFe a tepelnéhozpracování
na adherencibuněk
F:ig.8. lnfluenceof Fe concentrationand thermal
tt:ocedureon cell adherence
'v-.9'{št7oTa -t- 1$Eo/oBe -* 7'167oNb -}- 7,83o/oY
-> 9p6o/oMo -+ Pos. kontrola --** Neg. kontroh
l l-Tcst č.3
-r^itÝ stav
I -4
?r
-)
I
/
,
7/
,
'-/
r
m 3 0 / O
Dobaexpozlce[mln.l
obr. 9. Vliv Fe a ostatnÍchlegujÍcíchprvkŮ na ad-
herencibuněk
Fig. 9. lnfluenceof Fe and otheralloyingelements
nr;cell adherence
A _titf rt""
.6500c/-.
Í
)<
I
)+-
D
6500c
I
o 2 4 6 8
Konoenťeceže|ezat%hml
obn 10, V!,sledkydynamickéhodilatačnÍhotestu
u slitinTiAlFe
Fig" 10.Resulťsof dynamicdilatationťesťin TiAlFe
nllt;,/s
g too
,Eso
,l 60
E
Í. 40
o
E
ilro
č
0
50
a'í no
E
0 3 0
tr
$
$zo
U
t
Bto
&
0
.B
Eto
(,
.!
(,
ÍL
6
6 5'E
oV;/s|edkytestu
indukceatypickyichmitÓz rovněŽ
ukáza|yna nevhodnostFe z hlediskabiokompatibi|ity.Vyššípodílintermetalickéfáze
ve slitiněTiAlFe
pii tepelnémzpracováníza 650/950.c nepÍíznivě
ovlivĎujepočtyatypick1/chmitÓz(obr.11).Tentotest
prokazuje,ŽeŽe|ezopťrsobíneŽádoucízměnybuněk
a nelzevyloučitanijehokarcinogenníefekt.
U tohototestuby|ou slitins prísadouŽe|ezau 100
hodnocen1ichbuněku stavťrpoŽíhánípii 650a g50
.C zjištěno10a 11atypickfchmitÓz,coŽje neprijatelné'Slitinys
ostatnímilegujícímlpĚísadami(V,Nb,
Ta, Mo) a slitinyŽe|ezav litémstavu bylyv ob|asti
normálníchhodnot(obr.12).
2.T 1.22 7.38 í0.|8
KoncenÍraceže|eza[%hml
obr. 11.Vliv tepelnéhozpracovánína vyskytaty-
pickychmitÓz
Fig. 11.lnfluenceof thermalprocedureon appea-
ranceofatypicalmitoses
$f z,rsoz"vffiz,ssr..ruWAtJsuruT*nrpsv,r. Ieg6%Mo
12
10
0
Lltf stav
,"oi* rHl*u"r
o5ooc/Pec
obr. 12.PorovnánívysledkuťesÍuindukceatypic-
kychmitÓz
Fig' 12,Comparisonof Íesťresultsof atypicalmi-
Íosesinduction
Velmišpatnoubiokompatibilitus|itin|egovanfchŽe-
|ezemukazujetabulka2,kdejsouprehledněshrnuty
a vyhodnocenyhodnocenétesty biokompatibi|ity.
SlitlnyTiA|Fe byly celkově hodnocenypĚeváŽně
|{.o
=
E 8
t
(t
'E
- 9 6
o.
E
t 1'E
o.
2
$ uty rt"" fl u* oclvoda
ffi lso oc/pec
ffi r-B
J
-l
--l
N
B B E
N N
N N
rcsf G. o
liiii
lii.
N#
lii!
siij
itw N
303
StomatolÓg' xlx' 2aag, 2 24
jakobiologickynetolerantní.Mírně|epšívfsledky
bylyzjištěnypouzepove|mipomalémochlazování
v peci.ZískanépoznatkyjemoŽnoshrnout,ŽeŽe|ezo
jakopiísadadotitanov1ichslitinnenípÍijatelnéa tyto
slitinyse navyirobuimplantátťrnehodí.
Tab.2. VysledkyvybranychÍesťŮcytokompatibility
u slitins pfísadouŽeleza'Hodnoceníbiokompatibility:A
=bez vyhrad,B =tolerantní,g=pŤijatelné,D
=netolerantnÍ,D3 =buĎkyadherujíjako ostrťlvky,
E =toxické
Tab.2, ResulÍsofse/ectedťesÍsofcytocompatibility
in alloyswithironadmixture.EvaluationofbiocompatibÍlity:A
- withoutanyreservation,B _ tolerated,
C _ acceptab|e,D _ Íntolerable,D3_ cel/sadhering
in islandform,E _ toxÍc
KoncenÍae
Fe(%hm)
Tep|né
zpnacování
nlst
suspenze
test
adherence
hst
dilatace
at)/rxxé
mitÓzv
Celkové
hodnocení
1,1
litÝsbv A D3 A neto|enanhí
650.CÁrcda A D3 c D neto|enanhí
950'Ooec A D E E netdenanhi
2,69
|itÝstav A D3 c A neblenanhí
650"CÁrcda A D3 D E neberanhí
950"Opec A D E E neto|enanhí
4,2
lit!sbv A D3 D A netoleranhi
650"CÁoda A D3 U D netolenanhi
950'0pec A D E D neto|emhí
7,38
lit!stav A D3 D A netoleranhi
650.cÁ/oda A D3 D D netoleranhi
950'Opec A D tr D neblennhi
't0,18
litfsbv A D3 D A neto|enanhí
650'C/oda A D3 D D neb|enantní
950'C/pec A D E D netolenanhi
Závér
Uskutečněnémateriá|ovétestya testybiokompa.
tibi|ityprokáza|y,Že titanovés|itinyobsahujícíFe
nejsouvhodnfmlmateriályproaplikaciv dentální
medicíně.PĚíčinounevhodnostijevylučováníčástic
intermetalickétázeTiFea uvo|Ďovánílont Že|eza
z tétotáze.Protone|zedoporučitvfvojdentálních
implantátrjna báziTiAlFeslitin.Mnohemperspek.
tivnějšíjsoupro tytoÚče|yslitinys piídavkemZr
a V,jak o tomsvědčínašedalšísoučasnéstudie
(Bartákováetal.,inpress)[3]l poznatkyzahraničních
pracovišť(Niinomi2008)[7].RovněŽstitinytitanu
s prídavkemniobu(napi.Srimaneepongeta|.2008)
[10]a platiny(Yamazoeeta|.2007)[12]sejevíjako
VeImiperspektivní.
Tatoprácevycháziz projektuMŠMTč.1Mo528Stomatologickévlzkumnécentrumaz
projektuMPo
ČnpoxRoK č,.1H-PKI14.
Liieratura
1. BARTAKoVÁ,s., PRACHÁR,P.,BŘEzlNA,V.,KUDRMAN,
J.,PoDHoRNÁ, B.,VANĚK,J. (2007):Betatitanovés|itiny
v dentá|níimplanto|ogii.ln |X. Brněnskéimp|anto|ogické
a dentá|nídny.Vyškov: Tisk MoraviaTisks.r.o.,2007.,s.
31- 68. 29.11.2007,Brno.
2. BARTÁKoVÁ, s., PRACHÁR, P., KUDRMANN, J.
PoDHoRNÁ, g. gŘezlNA, V.,STRECHA,J. (2009):Binární
titan-niobovés|itinya jejichbiokompatibi|ita.StomatolÓg,
No.1, 2009,39 - 42.
3. BARTÁKoVÁ,S.,PRACHÁR,P.,KUDRMAN,J.,BŘEZINA,
V., PoDHoRNÁ, B., ČERNocHoVÁ, P.,VANĚK, J.,
STRECHA, J. (2009in press):New titaniumBalloysfor
dentalimplantologyandtheirlaboratory-based,assaysof
biocompatibility.Scriptamedica,in press.
4. CHATUVEDI,T.,D. (2009):An overviewof thecorrosion
aspectof dentalimplants(titaniumand itsalloys).Indian
Journalof DentalResearch,20:91- 98.
5. KUDRMAN,J.,CHLUBNoVÁ,R.,VESELÝ,J., HN|L|CA,
F., PODHORNÁ, B. (2008):V|astnostititanov1/chbeta
s|itinvhodn1ichpro pouŽitív humánnímedicíně.Sborník
konferenceMetal2008,Hradecnad Moravicí.
6. McCRACKEN, M. (1999):Dental implantmaterials:
Commerciallypuretitaniumand titaniumalloys.Journal
of Prosthodontics.8:40 - 43.
7. Nl|NOMl,M. (2008):Metallicbiomaterials.Journalof
ArticicialOrgans,11:105- 110.
8. NllNOMl, M., HANAWA, T., NARUSHIMA, T. (2005):
Japanese Research and Developmenton Metallic
Biomedical,Dental,andHealthcareMaterials.JOM, 18-24.
9. ROACH, M. (2007):Base metalalloys used for dental
restorationand implants.Dentalclinicsof NorthAmerica,
51:603-627.
10. SRIMANEEPONG, V., YONEYAMA, T., KOBAYASHI,
E., DOl, H., HANAWA,T. (2008):Comparativestudyon
torsionalstrength,ductilityand fracturecharacteristicsof
laser-weldedalphaplusbetaTi-6Al-7Nballoy,CP Titanium
andCo-Cr alloydentalcastings.DentalMaterials,24:836
- 845.
11. YU, S.,R.,ZHANG,X., P.,HE,Z., M.,LIU,Y.,H.,LIU,Z.,
H (200a):Effectsof Ce on theshort-termbiocompatibility
of Ti-Fe-Mo-Mn-Nb-Zralkoufor dentalmaterial.Journal
ofMaterialsScience.MaterialsinMedicine,15:687- 691.
12. YAMAZOE,J.,NAKAGAWA,M.,MATONO,Y.,TAKEUCHI,
A.,ISHlKAWA,K. (2007):ThedevelopmentofTi alloysfor
dentalimplantwithhighcorrosionresistanceandmecha-
nicalstrength.DentalMaterialsJournal,26:260- 267.
MUDr.SontaBartáková,PhD,
Stomatologickáklinika lékaÍskéfakulty
Masarykovyuniverzitya FN Usy.Anny v Brně,
Ceská republika
sonia.bartakova@fnusa.cz
304
$tomatolog, XlX, 2OO9,{
.:%E.:EJ.tfu._
Plastikavestibulárnejstenya|veolárneho
qfbežkumaxilyperiostálnymlalokom
ffi.ecorrsta"uetlon*ťthevestÍbugBanwaEEmťaBvemEar
pr#eesses mf*hermaxEB$mfuyffi'Eeffiffig*ťffipffiE-a*sÉee6ffinmď'É
Strecha,J.,Jurkoviě,R.,Siebert,T.,Prachár,P.,Bartáková,S.
MUDr.JurajStrecha,PhD.,EurodentMedima,s.r.o.,Martin,S|ovenskárepublika
MUDr' RichardJurkovič,DEIMPER|O,spo|'s r.o', Bratis|ava,Slovenskárepub|ika
MUDr.TomášSiebert,PhD.,DENTALNE CENTRUM, spol' s.r'o.,Trnava,S|ovenskárepub|ika
MUDr.PatrikPrachál PhD.,Stomato|ogickák|inikalekárskejfaku|tyMasarykovejUniverzitya FN u sv.Anny
v Brne,Českárepub|ika,prednostaprof.MUDr.JiÍíVanék,Csc.
MUDr.Sonia Bartáková,PhD.,Stomatologickáklinika|ekárskejfaku|tyMasarykovejUniverzity
a FN u sv.Anny v Brne,Českárepublika'prednostaprof.MUDr.JiťíVanék,Csc.
Abstrakt
Autorisa zaoberajrirekonštrukciouuzkehoa|veolárnehov1/beŽkumaxilypredimp|antologickfm
ošetreníma|ebov rámcidanéhoošetrenia, Úzky a|veolárnyhrebeĎje spÓsoben1ispontánnym
hojeníma|veo|upo stratezuba rÓznej etio|Ógie.DefektspÓsobujefunkčnéaj estetickét'aŽkosti
v imp|anto|ogickoma nás|edneprotetickomriešenístratyzuba.AutoripopisujÚaugmentačnu
operačntechnikurekonštrukciealveo|árnehohrebeĎapomocoupalatiná|nehoperiostá|neho|aloka.
K|'ričovés|ová:augmentácia,periostá|ny|a|ok,kostn defekt,dentá|nyimp|antát.
Abstn^act
Tlreauthei"sdealsll'llthreeonstnuctioncí*:Í.iarrc}waiveoiarprc**sscíine rnaxiilabgfoi"cc;.cur!ng
ir:'ipian'l*l';gicaltr*atm*r:t.Dcii*i*pni*:ntrsfa n'ar:*l*alv**iari"i*gc;s,;auseiii:1tspentan**us
neelir;gc.iaiveoiaeef'l*i.'tocthlcss ef eniietí.li*i,:gy.Tl:eri*ť*cicaus**tuncticnaianejesi'i.ietli:
cjifficultiesduringirnpiar.ltc|*gi*aiti-catr.rlu*i,ltas''ryr;lia* inti:eesui;scqu*ntprnih*ti*snluticncí
ir;ctlri+pr!a,:*i"'lrent.Thaauti:*1":itc!*s*rib*augli-ir:i:iirrr,cpe;iai:r:*;ripi-e,;u*ii-ir*;{i;fre'**lisii"ucfiitg
th.r:-alileciarriugefur7nreai"lscťpaiatir.r*;:*ri*stcalgratt.
!'{-.g't.ii,.-;iig"cis:*ugi:ier:taii*rt, Í::*l.i*gic*!i;rafí, *t.li.l';ldcťelct,deniai irrr.iIani"
Úvod
Stratafrontálnehozubamaxi|ymÓŽespÓsobovaťpacientovifunkčnéa
estetickétaŽkosti.DÓsledkomIuxácie,
subluxáciezuba alebofraktÚryradlxuzubaje často
poškodenievestibulárnejstenya|veolu.Vyisledkom
hojeniataktopoškodenéhoalveolujeanteroposteriÓrne
zuŽenlea|veolárnehohrebeĎav miestestratyzuba(obr.
1, 11).Chyibajuciobjemtkanívz vestibulárnejstrany
spÓsobujenema|étaŽkostlprizhotovovanífunkčneaj
estetickyvyhovujÚcejprotetickejnáhrady.Ajv prípade
dostatočnejponukykostnéhotkanivapre aplikáciu
implantátuje potrebnérekonštruovat'defektprednej
stenya|veo!árnehohrebe a z dÓvodu zabezpečenia
..dostatkumákkfchtkanívpreformovaniemarginálnej
gingívyokolobudÚcejprotetickejnáhrady(obr.14,15).
Materiála metodika
Predprotetickárekonštrukcia vestibuIárnejstenyalveo.
!árnehov1/beŽkupostratehornéhofrontálnehozubaje
potrebnáz dÓvoduzaisteniadostatkumákk1ichgingi.
válnychtkanívpremode|áciukrčkovejob|astiprotetickej
náhradyv imp|anto|Ógii(červeno.bie|aestetika).
Na rekonštrukciuvestibu!árnehokostnéhodefektu
alveo|árnehovfbeŽkumaxi|ysa pouŽívajÚtrizákladné
techniky:
_ náhradakostnéhotkaniva
štepom,
_ náhradakostnéhotkaniva
augmentačnlmimateriá|mi,
_ rekonštrukciavestibulárnehodefektupaIatiná!nym
periostálnym|alokom.
Poslednemenovanáoperačnátechnikasa pouŽíva:
a)V prípade,Žestratakostnéhotkanivanieje vyrazná
a umoŽnujeaplikáciuimp|antátu.Ponukamákkfch
tkanívjevšaknedostatočnáprevyhotoveniefunkč-
nejčerveno.bielejestetiky.
auto|Ógnymkostn1im
rÓznymisynteticklmi
305
$tomatolÓg' xlx' 2oo9' í 27
': l::
l ' i
:..:
:.::..
b) Po osteointegráciiimplantátus augmentáciou
vestibulárnejstenyalveolárnehohrebeĎakostn1im
alebo synteticklmmateriá|om,avšaks nedo-
statkommákkyichtkanívprevyhotoveniedobrej
červeno-bie|ejestetiky.
c)Po zhojenejrekonštrukciidefektnéhoalveo|árneho
hrebeĎakostn1ima|ebosyntetick1immateriálom.
o peračnátechnikavyuŽívapodloŽenievestibu|árnych
mákkfch tkanívnad defektomvlastnfm periostál.
nymIalokomzískanfmz ob|astizadnej,palatinálnej
steny a|veo!árnehohrebeĎamaxily.Vi/sledkomje
rekonštrukciaanatomickéhotvaru prednejsteny
alveolárnehohrebeřa. T1imtoprocesomje zabezpečenádostatočnáponuka
mákklch gingivá|nych
tkanívpre funkčnrja estetickÚmodeláciukrčkovej
oblastiprotetickejnáhrady.
Slizničn!rezsavedienavrcholealveo|árnehohrebeĎa
a stredomlnterdentálnychpapí|.Pokračujeokrajovfm
rezomprib|iŽnedo rovnestredovsusednlchzubov,
vestibulárneaj palatiná|ne.Vrcho|ovásliznicasa
postupnenaostropreparujeod periostupa|atiná|nym
smerom(obr.2,3).HÍokapreparácieje cca8- 10mm.
Širrapreparáciekopíruješírkualveo|árnehohrebeĎa
medzisusednyimizubami.v níbke8 - 10mm pod
odpreparovanousliznicounapodnebísarobírezperi.
ostom.Periostálnylaloksa opatrneodde!'ujeod kosti
podnebiaa spo|us vestibulárnymmukoperiostomsa
odde|'ujeodvestibulárnejstenyalveolárnehohrebeĎa
(obr.4).Tfmtoprocesomjeodhalenfkostnfalveolárny
hrebeřs vestibu|árnymkostnfmdefektom.Vyplnenie
kostnéhovestlbulárnehodefektujedocielenévlastnfm
periostálnymlalokomz podnebia-jehopreklopením
E zrolovanímpodvestibu|árnymukoperiost(obr'8,9,
12).Následnesa suturujevestibu|árnaa palatiná|na
B|iznica,,sidetoside...V prípadeaplikácieimplantátu
(obr.5, 6),ktor1ije dostatočnefixovanf v kostnom
tkanive(min.35 Ncm),v tomtooperačnomzákroku
Upravujememarginálnusliznicuokolovhojovacieho
Valčekaalebonadstavby(obr.Z 10' 13).
..1.Zt1ženiealveolárnehohrebeĎapo stratezuba
(Foto:Eurodentmedima,s.r.o.)
g. 1.Narrowingofthealveolarridgeafterlossof24th
rth.(Photo:Eurodentmedima,s.r.o.)
obr. 2. Preparácia sliznice podnebia
(Foto:Eurodentmedima,s.ro.)
Fig. 2. Preservationofthepalatalmucosemembrane.
(Photo:Eurodentmedima,s.r.o.)
obr. 3' Preparácia periostálneholaloka od podnebia
(Foto:Eurodentmedima,s.r.o)
FÍg,3. Preservationof thepalatalperiosteum.
(Photo:Eurodentmedima,s.r.o.)
o br.4.PreklopenieperiostáIneho a mukoperiostálneho
laloka a obnaŽeniekostnéhoalveolárnehohrebeĎa
(Foto:Eurodentmedima,s.ro.)
Fig. 4. Overturnof periostealand mucoperiosteal
membranesandexposureof thebonyalveclarridge.
(Phota:Eurodentmedima,s.r.o.)
306
$tomatolog' XlXr 2OO9' I ž.s
obr. 5.Aplikácia enoseálnehoimplantátu
(Foto:Eurodentmedima,s.r.o)
Fig. 5. AppticatÍonofimplant.(Foto:Euradentmedima,
s.i:o.)
obr. 6.lnzerovanydentálnyimplantát
(Foto:Eurodentmedima,s,r.o.)
Fig. 6. AdvertiseddentaÍimplant.
(Photo:EurodentmedÍma,s.r,o,)
,ďir.7.
Aplikovanánadstavbana implantáte
(Foto:Eurodentmedima,s.r-o)
Fig,7, ApplÍedimplantabutment"
(Photo:Eurodentmedíma,s.r.a')
obr. 8.Nadvihnutymukoperiostálnylaloks periostálnym
lalokom(Foto:Eurodentmedima,s.r.o.)
Fig, 8, Liftedmucoperisotealand periosťealmem-
branes.(Photo:Eurodentmedima,s.r'o.)
obr. 9. Vsunutieperiostálneholalokapod vestibulárny
mukoperiost(Foto:Eurodentmedima,s.r,o)
Fig, 9' PeriostealmembraneÍnsertedundertheves.
tibutarmucoperiost.(Photo:Eurodentmedima,s.r'o')
obr. 10.Sutura,,sideto side,,na vrcholealveolárneho
hrebeĎapo (lpraveokolonadstavbyimplantátu
(Foto:Eurodentmedima,s.r.o)
Fig. 10.,,Sideto side"suturaon the top of alveolar
ridgeaftermodÍficationaf implantCrwonsurrounding.
(Photo:EurodentmedÍma,s,r'o,)
obr. 11.Z(lŽen!,alveolárnyhrebeĎpo stratezuba 21
(Foto:Eurodentmedima,s.r.o)
Fig, 1Ť,Narrawedalveolarrídgeafter/ossof the21't
tooth.(Photo:Eurodentmedima,s"r.o.)
i
i307
$tomatolog, XlX, 2OO9,1
'29
obr. 12. Vsunutyperiostálnylalok pod mukoperiost
vestibulámejstranyalveolárnehohrebeĎas inzerovanym
dentálnym implantátoma aplikovanym vhojovacím
valčekom(Foto:Eurodentmedima,s.r.o.)
Fig. 12. Periosteal membrane inserted under the
mucoperiosťof vestibu|arwallof alveaolarridge with
advertiseddentalimplantandappliedhealingcy|Índer,
(Photo:Eurodentmedima,s.r.o.)
obr. 13. Sutura sliznice na vrchole alveolárneho
hrebeĎaokolovhojovaciehovalčeka
(Foto:Eurodentmedima,s.r.o.)
$ig. 13.Mucosemembranesuturaan thetopofalve-
olarridgearoundhealingcylinder.(Photo:Eurodent
tnedima,s.r.o.)
obr. 14,Aplikovanánadstavbanaimplantátpo 14dnoch
od operácie (Foto:Eurodentmedima,s.r.o.)
Firx'14'Abutmentapptiedon impÍant,14days aftei"
o;;eration.(Photo:Eurodentmedima,s.r.a.)
obr. 15. Pohťadna anatomicky tvar alveolárneho
hrebeĎa po chirurgicko-protetickejrekonštrukcii
(Foto:Eurodentmedima,s.ro)
Fig, 15,VÍewofanatomicalshapeofalveolarrÍdgeafter
surgicalandprottteticreconstruction.(Photo:Eurodent
medÍma,s.r.o,)
Vfsledky
PopísanáchirurgickámetÓdaje pre pacientov
nenáročná.V dobreaplikovanejloká|nejanestézii
s vazokonstričnouprísadoupredstavujepre pacientavel'mlma|uoperačnÚzát|aŽ.Aj
pooperačn1/
priebehje dobrekontrolovatel'n17vhodnouanalgetickouliečbou.Pooperačnfedémje
miernya do
trochdnísa Úplnestráca.Náročnosťuvedeni/ch
v1ikonovspočívav zabezpečenívysokejatrauma.
t!čnostipráces mákk1imitkanivami.Predpokladom
je dostatočnáerudovanosťoperatéraa uzkostlivé
dodrŽiavanie princípovfyziologickéhooperovanla.
Pri zabezpečeníatraumatickosti,aseptickosti
a rfchlostioperáclenie je potrebnéantibiotické
krytie.Pacientje podrobneinformovanyio domácom
vykonávanípooperačnejhygienyv ob|asti
operačnéhopol'a.
Diskusia
ProblematikarekonštrukciealveolárnehohrebeĎa
bo|aa stáIeje vel'midÓleŽitoučastburekonštrukč.
nej Ústnej chirurgie.Defektysti spÓsobované
rÓznymi mechanizmaml.Najčastejšievznikaju
po extrakciáchzubov z dÓvodu atroflekosti ex
inactivitatem.ovel'aváčšiedefektyvznikajÚv dÓ.
sledkuťaŽk1ichforiemparodontitíd,traumatickfm
mechanizmom,aleaj iatrogenizáciouprinešetrnej
extrakciizuba,SpomínanéprevaŽnekombinované
defekty alveo!árnehov1ibeŽkurobia najváčšie
problémyv estetickomÚsekučel'ustepristratách
jednotliv1ichzubov.V poslednfchrokochsa čoraz
viacupriamujepozornosťna dokonalÚprirodzenÚ
červeno.bie|uestetiku,čovyŽadujev niektorfch
prípadochvel'miz|oŽitéterapeutickéchirurgické
metodiky,vyuŽÍvajce riadenÚkostnuregeneráciu
308
Stomatolog, XlX, 2OO9,1
a plastickuchirurgiuparodontu,resp.periimplan-
tačn1ichtkanív.
RÓzne druhy pa|atinálnych|a|okovsa vyuŽívajÚ
pri riešenínedostatkumákk1ichtkanívv rámci
rekonštrukciezubovprostredníctvomdentálnych
implantátov.
Spomínanéoperačnétechnikysa pouŽívajÚpe.
rimplantačnepri jednodobejlmplantačnejtechnike,resp.
pri odkr1ivaníimplantátupri dvojdo.
bej operačnejtechnike.Hlavn1imdÓvodom je
zabezpečeniepotrebnéhomnoŽstva kva|itnej
periimplantačnejgingívy,ktorázabezpečídostatočnÚbiologickÚšírkutkanivas
ciel'omstabilného
funkčnéhoa estetickéhoprechodukorunkyna
imp|antát[4,3].Špeciálnaoperačnátechnika,
ktorá sa pouŽívapri poextrakčnejimplantácii,
kedy sa pre defektčastivestibu|árnejkompakty
zároveĎperlimplantačneaugmentujeaj kosť,je
rotovanfrozštiepenfpalatinálny!a|ok,ktorfm sa
kryjetaktozaimplantovanyiimplantát.Vfs!edkom
je okremdobudovaniakostiajdostatočnéprekrytie
dobre prekrvenfmtransponovanymlalokomdo
poŽadovanejpozícienadzaimplantovanimplantát
[5].Táto metodikapouŽívaobe nami popísané
operačnétechnikyv jednejdobe,kedyje v prísne
indikovan17chprípadochmoŽnédosiahnut'vel'm!
dobrékllnickév1isledky.
Tal a kol. vo svojej práci popisujtipouŽitieroto.
vanéhopa|atinálneho|alokupridefektealveolárneho
vfbeŽku, ktorf by bo|estetickynevhodn1i
pri jeho protetickejrehabilitácii[7].Náš pohl'ad
na moŽnosťrekonštrukcieje totoŽn!s názorom
uvedenyichautorov.
Pefiarrochaa kol.informujuo rekonštrukciis po.
uŽitímpa|atinálnehola|okus perioperačnouaug.
mentáciouautolognejkostipo extrakciimalého
rezáka v čel'ustipo opakovan1ichchirurglcklch
periaplkálnychintervenciách,ktoryichvfsledkom
bol váŽny poextrakčnfdefekt.Po takto preve.
denej rekonštrukčnejoperácii bol po zahojení
imp|antovandentálnyimp|antáta následnena.
sadená aj korunka[6].V tejtoindikácii,pokial'
je moŽnépriokamŽitejpoextrakčnejimplantácii
dosiahnuťdostatočnÚprimárnustabilituimplantátu,preferujemeimp|antáciuihned'po
odstránení
zuba a augmentácie odporÚčameprevádzať
periimplantačne.
Podl'a nášho názoru by mal operatérpouŽívať
metodiky,ktorénajlepšietechnickyzv|ádaa má
s nimidlhoročnéskÚsenosti.Vtedydosiahnenezávlsle
od pouŽitejmetodikynajlepšieinterindividuá|nevfsledky.K
podobn1imzáveromdospe|
9i MčnlIister[2].operatérmusívŽdyeštepred
1*Žaffskomvedieťpresne,čos|edujea tomutociel'u
Záver
Dlhodobá dobrá prognÓza protetickejnáhrady
stratenéhozubaje závisláod dostatočnejponuky
tvrdyicha mákkfchtkaníva vhodnéhoanatomické-
hotvarualveo|árnehov}ibeŽku.Popísanáoperačná
technikaje s dobryimivfsledkamipouŽívanáhlavne
v implantolÓgiipri rekonštrukc|imákk1/chtkanív.
Jej pouŽitieje samozrejmemoŽnéa vyihodnéaj
v prípravnejfáze k|asickéhoprotetickéhoošetrenia
fixnfmimostníkmi.
Literat ra
1. JOVANOVIC,S., A.: Bone rehabilitationto achieveop-
tímalaesthetics.PractProcedAesthetDent.,19,2007,
p. 569 - 576.
2. McALLISTER,B.,S., HAGHIGHAT,K.:Boneaugmentationtechniques.J
Periodontol.,78, 2007,p.377 - 396.
3. NEMCOVSKY, C., E.,MOSES, O.:Rotatedpalatalflap.
A surgicalapproachto increasekeratinizedtissuewidth
in maxillaryimplantuncovering:techniqueand clinical
evaluation.lnt J Periodontics RestorativeDent.,22,
2002,p.607-612.
4. NEMCOVSKY, C., E., ARTZI,Z.: Splitpalatalflap.ll.
A surgicalapproachformaxillaryimplantuncoveringin
cases withreducedkeratinizedtissue:techniqueand
clinicalresults.lntJ PeriodonticsRestorativeDent.,19,
1999,p. 385- 393.
5. NEMCOVSKY, C., E., ARTZ|,Z., MOSES, O.:Rotated
split palatalflap for soft tissue primarycoverageover
extractionsites with immediateimplantplacement.
Descriptionofthesurglcalprocedureandclinicalresults.
J Periodontol.,70, 1999,p. 926 - 934.
6. PEŇARRoCHA, M., GARC|A-MIRA,B., MARTINEZ,
O.: Localized vertical maxillaryridge preservation
using bone cores and a rotatedpalatalflap. IntJ Ora!
Maxillofaclmplants.,20,2005,p. 131- 134.
7. TAL,H.,BICHACHO,N.,IMBER,S., KORNOWSKI,Y.,
NEMCOVSKY,C.,E.: Rotatedpalatalflaps:A functional
andaestheticsolutioninendentuloussites.PractProced
AesthetDent.,16,2004,p. 599 - 606.
MUDr. Juraj Strecha, PhD.,
Eurodent medima,
Priehradka 20, 03601 Martin,
Sloyens ká republika,
strecha@medima.sk
r-ffii.
;fr"1*á(rokomvedieťpresne,čos|eduje
ťŠT,-.';F'rjcjposoniťoperačnu techniku [1].
309
SCRIPTA MEDICA / Volume 82 / No. 2 / 2009 http://www.med.muni.cz/biomedjournal/76
original research
Abstract
In this study, we focused on biological aspects of the applicability
of modern titanium alloys in dental medicine. Overall,
34 new titanium β-alloys with different amounts of niobium
(Nb), molybdenum (Mo), tantalum (Ta), vanadium (Va), and
iron (Fe) were tested. Their suitability for possible use in dental
implants was evaluated with special regard to potential
toxicity. To evaluate biocompatibility of β-alloys, we applied
numerous biological tests focused on cell growth, cell adherence,
cell dilatation, evaluation of toxicity, tests of chromosomal
aberrance, and other parameters of biocompatibility.
The results revealed that, due to elution of particles of intermetallic
TiFe phase and consequent release of Fe ions, TiAlFe
alloys were not suitable for dental implants. TiAlNb and TiTa
alloys exhibited the required biocompatibility parameters.
The TiAlV alloys were ranked as biotolerant. It might be concluded
thatTiMo alloys were acceptable for the production of
dental implants but less suitable than TiAlNb and TiTa alloys.
Introduction
There is a relatively large time gap between the invention
and the development of a new dental material and its application
in clinical practice. Within this time, numerous material-related
and laboratory-based tests, as well as preclinical
and clinical trials, are done. The length of the period, however,
might be shortened if effective multidisciplinary research
is applied. Such research requires close collaboration
among specialists from the fields of material engineering,
dental implantation surgery, and stomatology. In our study
aimed at the period of such tests in newly-developed alloys,
we created a network of professional institutions comprising
a stomatological clinic, a stomatological research centre,
and several commercial companies in the field of biotests,
NEW TITANIUM β-ALLOYS FOR DENTAL IMPLANTOLOGY AND
THEIR LABORATORY-BASED ASSAYS OF BIOCOMPATIBILITY
Bartáková S.1
, Prachár P.1
, Kudrman J.2
, Březina V.3
, Podhorná B.2
, Černochová P.1
, Vaněk J.1
, Strecha J.4
1
Department of Stomatology, Faculty of Medicine, Masaryk University, Brno, Czech Republic
2
UJP Praha, Czech Republic
3
B.P. Medical Ltd., Nové Hrady, Czech Republic
4
Eurodent Medima Ltd., Martin, Slovak Republic
Received after revision April 2009
KEY WORDS
β -alloys
Biological tests
Niobium
Vanadium
Tantalum
Iron
CORRESPONDING AUTHOR
Bartáková S.
Department of Stomatology
Faculty of Medicine
Masaryk University and St. Anne’s Faculty Hospital
Pekařská 53
656 91 Brno
Czech Republic
310
http://www.med.muni.cz/biomedjournal/ SCRIPTA MEDICA / Volume 82 / No. 2 / 2009  77
NEW TITANIUM β-ALLOYS FOR DENTAL IMPLANTOLOGY AND THEIR LABORATORY-BASED ASSAYS OF BIOCOMPATIBILITY
implantation surgery, and orthopaedics. In our study, we
focused on the newly-developed titanium β-alloys, Ti38Nb
and Ti35Nb6Ta, as well as on those with niobium (Nb), molybdenum
(Mo), tantalum (Ta), vanadium (Va), and iron (Fe)
tested for future use in dental implants. Due to the low
value of Young modulus and relatively easy forming, even
cold processing, the β-alloys have good characteristics for
prospective application in dental implantology. Therefore,
future dental implants would be prepared using routine
foundry technologies. Undoubtedly, many new applications
of β-alloys will appear in future dentistry [1]. It is, therefore,
necessary to define requirements for mechanical characteristics
in such materials and implants. First of all, mechanical
and physical properties of the new cast material must be determined
and compared to those of formed materials. Then,
their possible application must reflect their performance in
dental implants exposed to different load in a jaw. Especially
the fatigue load might be a critical issue in some applications
of dental implants. In this respect, it is highly desirable
to compare the fatigue load in formed and cast alloys. Specifically
for β-alloys, it is necessary to keep their properties
constant, in spite of the fact that they may vary according to
their complex microstructure, number and amount of alloy
ingredients. The alloys may be deformed mainly by sliding
or twinning and/or combination of the two. Additionally,
the alloys may have unsuitable martensic structure. The fatigue
properties of the alloys, especially the probability of
microcrack initiation and their further development, depend
strongly on alloy microstructure, composition, and temperature
of processing. They may affect substantially the final
properties of the alloy and the dental implant.
In our study, we focused on biological aspects of the applicability
of modern titanium alloys in human medicine, dental
implantology in particular.Within the last decades, numerous
titanium alloys have been developed. These alloys possess
suitable mechanical properties and a higher biocompatibility
than traditional titanium-based materials [2]. In the Czech
Republic, the majority of titanium dental alloys are of a high
degree of purity abbreviated as Grade 2. For such purity, the
maximum Fe content allowed is 0.25 % of weight. It is 0.20 %,
and 0.08 % for carbon. The rigidness of such grade is within
the range of 390–540 MPa. Formed materials obviously show
rigidness at the upper limit. New materials could therefore
show higher rigidness. They could also fit the high requirements
for optimum biomechanical and biological interactions.
The new materials should minimise fatigue and corrosion
[3], which are the main reasons for implant rupture. Local
load caused by chewing forces and the activity of oral cavity
liquids may induce damage. It might be demonstrated as
fretting damage, corrosion, and surface tension of implants.
Generally, low pH and the resulting electrochemical changes
in the oral cavity [4] may cause damage to dental implants,
too. Normal values (pH about 7.0) may be decreased mainly
in the close neighbourhood of haematomas. Interstitial liquids,
especially chlorides, are the most aggressive agents to
implants. They may induce pitting, corrosion along margins,
crack corrosion, etc.Therefore, studies of the response of dental
implant materials to a variety of mechanical, biochemical,
and biological factors are highly desirable.
In our study, we focused on the behaviour of titanium alloys
in biological environment and evaluation of corrosion and the
toxiceffectofelutedmetalions.Anotheraimwastoanalysethe
likely reasons for biological rejection of titanium alloys.The aim
of our study was to perform a series of tests of biocompatibility
of β-alloys with special regard to those of Ti38Nb and Ti35Nb6Ta
grade. A further aim was to point out several alloys with
the best properties and thus most suitable for clinical dental
applications. Our working hypothesis was that a change in the
relative proportion of Ni, Mo, Ta, Va, and Fe in dental implants
of β-alloys may cause substantial differences in their properties
and suitability for application in human medicine. For this purpose,
we selected several biological tests that are used in the
evaluation of biocompatibility of materials.The biological tests
were focused on the following fields: cell suspension growth
in an elution from tested alloys, adherence, dilatation (spreading),
and toleration tests. Last but not least, a test of atypical
mitosis and a test of chromosomal aberrance were applied.
Materials and Methods
Laboratory-based preparation of titanium alloys Titanium alloys
were prepared in an electric arc furnace Leybold-Heraeus
L2004 supplemented with a pump A2DS150 and an exhauster
Roots RP1800. The alloys were smelted in water-cooled
crystallisers in vacuum (10–2
to10–3
mbar) or under low pressure
atmosphere of an inert gas (He or Ar, 300–400 mbar).
The smelting was performed either by a melting electrode
in vacuum or a non-melting tungsten electrode under He/Ar
atmosphere. The power source of the whole system was capable
of a maximum current of 2 500 A. For the typical melting
process, 1200 A was typically used.
Several titanium alloys with different contents of admixtures
were prepared. The relative shares of the admixtures were
analysed by a certified laboratory (Chemopetrol, Litvínov, CZ)
using standard chemical analyses for trace element determination.
Table 1 summarises the alloys prepared and tested in
our study.
Sample preparation for biological testing
From the laboratory-prepared alloys, small pieces were cut
and subjected to a  metallographic analysis and rigidness
measurements. The samples were analysed in the initial
311
SCRIPTA MEDICA / Volume 82 / No. 2 / 2009 http://www.med.muni.cz/biomedjournal/78
NEW TITANIUM β-ALLOYS FOR DENTAL IMPLANTOLOGY AND THEIR LABORATORY-BASED ASSAYS OF BIOCOMPATIBILITY
state after melting and at different states after annealing
at 650  °C (15 min, air, abbreviated as Z  in the following
text), 850 °C (10 min, furnace, abbreviated as R), and 950 °C
(10 min, furnace, abbreviated as P), respectively. For each
sample and annealing type, microstructure of the alloy was
evaluated. Microstructure was evaluated on a Lucia (NIKON)
analysis system. The rigidness of the alloys was measured
with a  Vickers HV10 rigidometer. For selected samples,
chemical analyses of phases were done using the microanalyser
of a JOEL scanning electron microscope. For biological
tests, cylinders of Ø 8x3 mm in diameter were prepared
from the alloys.
Biological assays
To assess the interactions between the alloys and the biological
material, several biological tests were applied. First, we
used a test of cell growth in the elution of tested alloys for the
evaluation of potential toxicity. Heteroploid cell lines were exposed
to 4 treatments (concentrations), and positive and negative
controls, respectively. The number of cells was counted
in 1 ml of the elution every 24 h for 5 d. In the test of cell adherence,
a cell suspension of the same lines was spread over the
tested alloys and exposed for 24 h. Then, the cells were fixed
in glutaraldehyde and prepared for analysis by a critical-point
drying. The morphology of the adhered cells was evaluated
Table 1
Titanium alloys and their chemical composition. For trace elements, only the alloyed ones are listed. Other elements
important for the alloy properties are listed as well. Key to abbreviations: Abbr. – abbreviation, Al – aluminium, V – vanadium,
Ta – tantalum, Nb – niobium, Fe – iron, Mo – molybdenum, Zr – zirconium, O – oxygen, N – nitrogen
Alloy Abbr.
Concentration [% weight]
Al V Ta Nb Fe Mo Zr O N
Ti6Al2V V1 6.56 1.75 - - - - - 0.119 0.028
Ti6Al4V V2 6.70 3.71 - - - - - 0.145 0.022
Ti3Al2,5V V5 3.26 2.21 - - - - - 0.091 0.009
Ti6Al6V V3 6.59 5.63 - - - - - 0.140 0.037
Ti6Al8V V4 6.85 7.85 - - - - - 0.133 0.036
Ti6Al2Nb N1 6.11 - - 2.42 - - - 0.141 0.041
Ti6Al4Nb N2 5.91 - - 4.84 - - - 0.095 0.012
Ti6Al6Nb N3 5.85 - - 7.16 - - - 0.145 0.031
Ti6Al7Nb N4 5.93 - - 8.36 - - - 0.149 0.033
Ti6Al1Nb N5 5.90 - - 10.45 - - - 0.083 0.014
Ti5Al1Fe F1 5.15 - - - 1.10 - - 0.150 0.037
Ti5Al2,5Fe F2 5.30 - - - 2.69 - - 0.121 0.031
Ti5Al4Fe F3 5.38 - - - 4.22 - - 0.131 0.036
Ti5Al6Fe F4 5.11 - - - 7.38 - - 0.149 0.032
Ti5Al8Fe F5 5.00 - - - 10.18 - - 0.137 0.030
Ti5Ta M1 - - 5.39 - - - - 0.178 0.043
Ti10Ta M2 - - 9.83 - - - - 0.185 0.035
Ti15Ta M3 - - 14.80 - - - - 0.192 0.031
Ti20Ta M4 - - 19.70 - - - - 0.154 0.024
Ti25Ta M5 - - 24.39 - - - - 0.198 0.020
Ti15TaZr MZ3 - - 14.70 - - - 5.61 0.076 0.0058
Ti30Ta M6 28.95 0.089 0.0075
Ti35Ta M7 33.81 0.120 0.023
Ti30Nb N6 31.81 0.071 0.015
Ti5Mo P1 5.16 0.170 0.055
Ti10Mo P2 9.96 0.167 0.039
Ti15Mo P3 15.12 0.183 0.044
Ti20Mo P4 19.78 0.185 0.055
Ti25Mo P5 24.90 0.155 0.038
Ti30Mo P6 29.41 0.148 0.032
Ti35Mo P7 34.49 0.164 0.034
Ti15Mo5Zr PZ3 14.79 5.24 0.150 0.032
Ti25Mo5Zr PZ2 24.48 5.26 0.0077 0.0060
Ti15Nb8Zr ZN1 15.51 8.64 0.113 0.0098
312
http://www.med.muni.cz/biomedjournal/ SCRIPTA MEDICA / Volume 82 / No. 2 / 2009  79
NEW TITANIUM β-ALLOYS FOR DENTAL IMPLANTOLOGY AND THEIR LABORATORY-BASED ASSAYS OF BIOCOMPATIBILITY
using a SEM (Vega Tescan microscope). The values obtained
were compared to a standard surface (cover glass) and the
relative number of adhered cells (an alloy/glass standard) was
calculated. A dynamic dilatation (spreading) test of the cells
was applied to evaluate the number of dilated cells adhered
to a substrate with a membrane spread over the substrate after
6 h of exposition to the elution [5]. The other test was the
tolerance test of a cell monolayer. A piece of the tested alloy
was put into a cell culture monolayer in a cultivation flask. After
48 h exposition, the size of the death cell area was evaluated.
A similar test was the test of cell tolerance in suspension
to the tested material. The material of the tested alloy was put
into a cultivation flask and then a cell suspension was added.
The size of the area on the surface of the tested material on
which adherence was inhibited was evaluated.
Induction of atypical mitosis was tested in a cell suspension
inoculated to a cover glass and exposed for 72 h. Similarly to
the cell growth test, 4 different concentrations of elution, and
positive and negative controls were used. After the exposition,
the number of metaphases, the number of cells possessing
more than one nucleus, the number of multipolar divisions,
and the mitotic index were evaluated. If there was more
than 10 % of mitoses, the tested material was considered mutagenic.
A clastogenic test, i.e. a test of induction of structural
chromosomal aberrance, was applied to human leucocytes.
After 72 h exposition, structural and numeric chromosome
aberrances were counted and compared to positive and negative
controls, respectively. To stop metaphase, colcemide
was added to the cell monolayer 3 hours before harvesting.
For details of the method see e.g. [6]. The last test that we
applied was the test of chromosomal aberrance in human
peripheral lymphocytes. In the test, fully heparinised blood
is cultivated in the presence of PHA. Metaphased chromosomes
were prepared. After 72 h exposition, chromosomal
breaks were evaluated in 200 mitoses observed. In this case
(e.g. the test on human leukocytes) more than 5 % of aberrant
mitoses was assumed as a mutagenic effect.
Results and Discussion
The screening test and two basic tests of cytocompatibility
of selected pure metals showed that only four of the metals
tested exhibited high biocompatibility (Table 2). Apart from
Ti, alsoTa, Nb, and Zr were highly biocompatible and thus potentially
prospective for biocompatible alloys. Ti and Zr have
similar properties. They are, therefore, substitutable. Ni and
Ta also have similar properties. They can, therefore, be used
in alloys with Zr and Ti, in which they enlarge the β phase.
If their proportion was more than 30 %, then the resulting
β alloy hardened by globular particles of the α phase. TiNb,
TiTa alloys or their ternary combination are suitable for cold
welding. This represents a great technological advantage in
comparison to the traditionally used Ti6Al4V alloys. Moreover,
TiNb and TiTa alloys do not form intermetallic phases,
the properties of which differ from pure metals. On the other
hand, there are some disadvantages. Tantalum has a  high
melting temperature, which is complicating for metallurgical
processing. Therefore, alloys with Ni are preferred. In alloys
with Nb, a proper share of Nb and processing is required to
reach the β phase. When low Nb concentrations are used,
then an undesirable martensite structure is reached (see
Figure  1 left), characteristic of numerous intermartensite
Figure 1
Microstructure of Ti6Al7Nb alloy after casting (left) and Ti6Al10Nb cooled 10 min at 850 °C/10 (right).
313
SCRIPTA MEDICA / Volume 82 / No. 2 / 2009 http://www.med.muni.cz/biomedjournal/80
NEW TITANIUM β-ALLOYS FOR DENTAL IMPLANTOLOGY AND THEIR LABORATORY-BASED ASSAYS OF BIOCOMPATIBILITY
spaces untransformed into the β phase. After slow cooling of
the alloy, a typical combined α+β structure is reached (Fig-
ure 1 right).To achieve a proper β-phase alloy, higher Nb concentrations
must be used (Ti35Nb).
A test of cell growth in the elution showed that the kinetics
wereofthesameshape(datanotshown)inTiAlFe,TiAlNb,and
TiTa alloys. Similar growth curves were also found in an earlier
study focused on titanium implants covered with a surface
Cr-Co alloy [7]. For TiAlFe alloys, the number of cells found for
particular lengths of exposition was the same, slightly lower
if compared to a positive etalon. From this point of view, Fe
alloys do not exhibit any toxic effect. A dilatation test showed
a reduced number of dilated cells. The reduction was more
pronounced in slowly cooled alloys. Moreover, a test of tolerance
showed that around TiAlFe alloys a zone of toxic effect
was formed. These results showed that TiAlFe alloys were not
suitable for dental implants. The reason is the likely elution of
particles of the intermetallic TiFe phase and release of Fe ions
from the phase (see Figure 2).
Cell adherence to TiAlFe alloys was higher when the alloys
were annealed at 950 o
C and cooled in a  furnace. In comparison
to other metals in the alloy, TiAlFe exhibited lower
values of cell adherence. A high proportion of the intermetallic
phase reduced the number of atypical mitoses. We can,
therefore, summarise that Fe caused negative effects in cells.
A carcinogenic effect cannot be therefore excluded. TiAlFe alloys
have poor biocompatibility and thus cannot be recommended
for dental implants.
The results obtained in biological tests with TiAlNb alloys
showed that they were very suitable for dental implant production.They
exhibited the required biocompatibility parameters,
even if the proportion of Nb was 35 %. It means that the
binary system TiNb allows to prepare biocompatible β-alloys
that would not be shaped under cool conditions. Generally,
TiAlNb alloys might be recommended for the production of
dental implants.
A biological test of TiAlV alloys resulted in slightly negative
parameters. The TiAlV alloys are, however, still ranked as biotolerant.
Moreover, some anomaly was observed, such as creation
of fibrous cell structures and abnormalities of cell membranes.
These abnormalities will be further analysed in detail
in a separate paper. It can be stated that V-alloyed materials
are acceptable and have recently been frequently used for
dental implant production. They are, however, less suitable.
There is the probable effect of V toxicity, in spite of the fact
that V is well fixed in compact solution in TiAlV alloys.
TiTa alloys showed either very good biocompatibility or at
least tolerance. The compatibility was high even when the
Ta proportion was above 25 %. The results of all the tests indicated
that Ta-alloyed materials were very suitable for dental
implant production. It means that the binary system TiTa
allows to prepare biocompatible β-alloys that would not be
0
2
4
6
8
10
12
14
16
18
20
0 2 4 6 8 10 12
Fe concentration (% weight)
FeTivolumeshare(%)
Casting state
950°C furnace
Figure 2
Relation of the volume share of intermetallic TiFe phase to Fe concentration and heat processing
314
http://www.med.muni.cz/biomedjournal/ SCRIPTA MEDICA / Volume 82 / No. 2 / 2009  81
NEW TITANIUM β-ALLOYS FOR DENTAL IMPLANTOLOGY AND THEIR LABORATORY-BASED ASSAYS OF BIOCOMPATIBILITY
shaped under cool conditions. TiTa alloys may therefore be
recommended for the production of dental implants. Moreover,
recent in vitro studies focused on the cytotoxicity of TiTa
alloys [8, 9]support the idea of application of such materials
in dental implantology.
A biological test of TiMo alloys showed somewhat lower biocompatibility
than TiAlNb and TiTa alloys. However, TiMo alloys
were evaluated as tolerant. It might be stated that TiMo
alloys are acceptable for the production of dental implants
but less suitable than TiAlNb and TiTa alloys.
Concluding remarks
Biological tests and controlled experiments performed in
vitro undoubtedly provide valuable information on the biocompatibility
of β titanium alloys. Such testing may point
out important factors directly and indirectly involved in the
process of dental implant functioning in patients. Recently,
numerous pure titanium and α and β titanium alloys have
been tested for the use in dental implants [10]. However, the
rigidity of α and β type titanium alloys is still considerably
greater than that of the cortical bone [11], although the rigidity
of titanium alloys is less than that of Co-Cr type alloys and
stainless steels used for biomedical applications. Therefore,
the latest trend is to develop low-rigidity β-type titanium alloys.
In such a material, a strongly limited or zero presence of
toxic and allergic elements is a necessity. Such titanium alloys
should have, apart from excellent mechanical properties and
workability [12], also a high biocompatibility.
From the experimental results it can be seen that among the
alloys tested,TiAlNb andTiTa alloys are potentially highly desirable
for clinical use since they exhibit the best parameters
in all the biologically-related features tested. Titanium alloys
used in this study showed high cell adherence, similar to the
results of the recent adsorption study [13, 14]. The biocompatibility
of the beta titanium alloy might be excellent similarly
as found in other β-alloys with Ni,Ta, and Zr [15]. In spite
of the fact that there is only limited knowledge on long-term
studies of titanium alloy effects in the oral cavity and thus on
the incidence of sensitivity to titanium in the general population,
we may recommend TiAlNb and TiTa alloys for clinical
use. Their susceptibility to fretting corrosion and potential
negative effects, such as small-scale debris production resulting
in cellular reaction and osteolysis [16, 17, 18], will be
the subject of our further study. It has been demonstrated
in our earlier studies [19] that pure titanium dental implants
did not increase the number of chromosomal aberrance. The
results of our present study with β titanium alloys support
this information. It may be concluded that β titanium alloys
undoubtedly will enlarge the set of materials used at the
Department of Stomatology, Masaryk University, Brno (for
overview see e.g. [20]). However, careful preclinical testing
will have to precede clinical application of dental implants
made of β-alloys.
Acknowledgements
The research reported in this paper was carried out within the
framework of the Stomatological Research Centre of Masaryk
University, Brno. The research was supported by grant No.
SVC 1M0528 MŠMT provided by the Ministry of Education,
Youth and Sports of the Czech Republic.
References
1	 Niinomi M. Recent research and development in titanium
alloys for biomedical applications and healthcare goods.
Science and Technology of Advanced Materials 2003; 4:
445–454.
Table 2
Summary of biocompatibility of metals presented in the alloys tested
Element Dilatation test
Adherence
test
Screening Overall evaluation
Al tolerant tolerant toxic tolerant
Cu toxic toxic toxic toxic
In toxic toxic tolerant toxic
Mo tolerant tolerant tolerant tolerant
Nb compatible compatible compatible compatible
Pb toxic toxic toxic toxic
Ta compatible compatible compatible compatible
Ti compatible compatible compatible compatible
V tolerant toxic tolerant tolerant
Zn toxic toxic toxic toxic
Zr compatible compatible compatible compatible
315
SCRIPTA MEDICA / Volume 82 / No. 2 / 2009 http://www.med.muni.cz/biomedjournal/82
NEW TITANIUM β-ALLOYS FOR DENTAL IMPLANTOLOGY AND THEIR LABORATORY-BASED ASSAYS OF BIOCOMPATIBILITY
2.	 Shaama FA. An in vitro comparison of implant materials
cell attachment, cytokine and osteocalcin production.
West Indian Med J 2005; 54: 250.
3.	 Martin E, Manceur A, Polizu S, Oumarou Savadogo O, Wu
MH, L’Hocine Y. Corrosion behaviour of a beta-titanium
alloy. Bio-Medical Materials and Engineering, 2006; 16:
171–182.
4.	 Raman V, Tamilselvi S, Nanjundan S, Rajendran N. Electrochemical
behaviour of titanium and titanium alloy in artificial
saliva. Trends Biomater Artif Organs 2005, 18: 137–140.
5.	 Půža V. Sensitive method for injured cell finding, grown
in vitro. Coll Res Med Fac Hradec Králové 1975; 18(Suppl):
149–153. (in Czech)
6.	 Vaněk J, Březina V, Smola FS. Analyse der mutagenen Aktivität
des für die Produktion dentaler Implantate bestimmten
Titans. Implantologie Journal 1999; 32: 65–66.
7.	Bartáková S, Prachár P, Březina V, Vaněk J. Processing of
surface layer of chromium-cobalt alloy and its application
in dental implantology. In: Book of Abstracts. 29th Annual
Conference of the European Prosthetic Association,
Poznan, Poland. Protetika Stomatologiczna 2005, 5(Suppl):
75.
8.	 Shimojo N, Kondo C, Yamashita K, Hoshino T, Hayakawa
T. Cytotoxicity analysis of a novel titanium alloy in vitro:
adhesion, spreading, and proliferation of human gingival
fibroblasts. Bio-Medical Materials and Engineering 2007;
17: 127–135.
9.	 ZhaoY,YaoY, LiuW, Zheng C, Li S. Fibroblast adhesion and
proliferation on a new β type Ti–39Nb–13Ta–4.6Zr alloy
for biomedical application. J Mater Sci Technol 2006; 22:
205–210.
10.	Hashimoto K, Kawahara D, Toshimori Y, Hayakawa M,
Sakashita H, Kawahara W. New titanium alloy of Ti-Fe-O-N
for dental implant. Advances in Science and Technology
2006; 49: 119–123.
11.	Niinomi M. Recent research and development in titanium
alloys for biomedical applications and healthcare goods.
Science and Technology of Advanced Materials 2003; 4:
445–454.
12.	Niinomi M. Recent metallic materials for biomedical applications.
Metal Mater Trans A 2002; 33: 477–486.
13.	Vetterl V, Vaněk J, Hasoň S, Strašák L, Fojt L, Bartáková S.
Adsorption of human blood plasma fibrinogen on titanium
implants. In: Book of abstracts. 58th Meeting of the
International Society of Electrochemistry, Banff, Canada 
2007: 1.
14.	Vetterl V, Vaněk J, Fojt L, Hasoň S, Strašák L, Bartáková S,
Silvennoinen R. Adsorption of oligonucleotides on titanium
surface. In: Book of Abstracts, XIXth International
symposium on Bioelectrochemistry and Bioenergetics
(BES 2007), Toulouse, 2007: 97. 
15.	Niinomi M. Fatigue performance and cytotoxicity of low
rigidity titanium alloy, Ti–29Nb–13Ta–4.6Zr. Biomaterials
2003; 24: 2673–2683.
16.	Agins HJ, Alcock NW, Bansal M, et al. Metallic wear in
failed titanium-alloy total hip replacements; a histological
and quantitative analysis. J Bone Joint Surg Am 1988;
70: 347–356.
17.	Brown S, Margevicius R, Merritt K. Fretting and accelerated
corrosion of titanium in vitro and in vivo. Clin Implant
Mater 1990; 9: 37–42.
18.	Lombardi AV Jr, Mallory TH, Vaughan BK, Drouillard
P. Aseptic loosening in total hip arthroplasty secondary
to osteolysis induced by wear debris from titanium-alloy
modular femoral heads. J Bone Joint Surg Am 1989; 71:
1337–1342.
19.	Vaněk J, Březina V, Prachár P. Long-term inserted endosseal
dental implants made of Poldi 45 Titanium do not
increase frequency of chromosomal aberrancies. Czech
Stomatology 1996; 96: 182–188. (in Czech)
20.	Bulik O. An overview of recent implantological systems
used in bone defects. Abstracts of International Workshop
of the Stomatological Research Centre, Brno, 2005:
18. (in Czech) ■
316
317
318
319
320
321
322
323
63
materiál ve formě pásku, protože ocelový drát je
pro MR hlavy kontraindikován.
Klinický postup:
1. Očištění lingválních plošek řezáků a špičáků.
2. Zajištění suchého operačního pole.
3. Leptání roztokem 38% kyseliny fosforečné po
dobu 20 sec.
4. Opláchnutí po dobu 20 sec.
5. Aplikace bondu pomocí štětečků, jemné ofouknutí
proudem vzduchu cca 2 sec a polymerace
10 sec.
6. Změření požadované délky pásku pomoci dentální
nitě přímo v ústech, pásek je na tuto
délku upraven.
7. Nanášení flow kompozitního materiálu
postupně na jednotlivé plošky zubů a adaptace
FRC pásku.
8. Polymerizace každého zubu zvlášť, zároveň
během polymerace zakrytí volné části pásku
neprůhlednou folií (obr. 1 – obr. 4).
ZÁVĚR
Ukončení léčby fixním ortodontickým aparátem
vyžaduje udržení dosaženého postavení
a polohy zubů pomoci retenčních zařízení.
Retenční zařízení (retainery) mohou být snímatelné
– laboratorně zhotovené retenční desky
nebo fixní připevněné na zuby. Ty jsou připevněny
na lingvální nebo palatinální plošky řezáků
a špičáků nejčastěji pomoci flow kompozitních
materiálů. Výhodou fixních retainerů je jejich
neustálé působení, výsledek retence tak nezáleží
na dobré spolupráci pacienta, jako při použití snímatelných
retenčních desek. Jako stabilizační
prvek je konvenčně používán ocelový drát.
S vyššími nároky na estetiku se rozvíjí použití
bezkovových technologií. Používání FRC materiálů
pro retenci po ortodontické léčbě nabývá na
významu. V případě vyšetření MR hlavy má použití
nekovových materiálů zásadní význam.
Podporováno projektem SVC č. 1M0528.
LITERATURA
1. Freilich, M. A., Meiers, J. O., Duncan J. P., Goldberg,
A. J.: Fiber reinforced composites in clinical dentistry.
Quintessence Publishing, 2000.
2. Roubalíková, L., Vaněk, J., Jančář, J.: Přímé aplikace
vláknových kompozitů. Prakt. zub. Lék., 55, 2007, 1, s. 10-
15.
3. Vallitu. P. K.: A review of fibre – reinforced denture base
resins. J. Prosthodontics, 1996, 5, s. 270-276.
MUDr. Vladimír Filipi
Stomatologická klinika LF MU a FN u sv. Anny,
oddělení ortodoncie
Pekařská 53
656 02 Brno
e-mail: filipi@chello.cz
Vyhodnocení chemické stability
povlakované vrstvy nitridu zirkonia na
základní konstrukci z chromkobaltové slitiny
Bartáková S., Prachár P., Cvrček L.1, Březina V., Vaněk J.
Stomatologická klinika LF MU a FN u sv. Anny, Brno,
přednosta prof. MUDr. J. Vaněk, CSc.
Stomatologické výzkumné centrum LF MU, Brno,
hlavní řešitel prof. MUDr. J. Vaněk, CSc.
1HVM Plasma, Praha
Souhrn
V orální implantologii se v současnosti ve velké šíři užívá kovový - technicky čistý titan nebo jeho
slitiny. Tento materiál má optimální biologické vlastnosti, bohužel jeho technologické zpracování je
obtížné a limitující pro výrobu některých forem dentálních implantátů. Příkladem obtížnosti jsou
implantáty subperiostální. Cílem projektového výzkumu bylo nahrazení titanu, titanových slit, dobře
zpracovatelnou chromkobaltovou slitinou povlakovanou keramickým materiálem ZrN nebo multivrstvou
Zr/ZrN a potvrzení její biokompatibility, dokonalé adhezivity a mechanické odolnosti. V práci prestoma+pzl_4.07
30.8.2007 7:51 Str. 63
324
64
ÚVOD
Při funkční a esteticky účinné léčbě defektního
chrupu se ve zvyšující míře uplatňují dentální
implantáty různých tvarů a forem, z různých
materiálů [5, 17, 18, 20]. Cílem pro funkční
úspěšnost zavedených implantátů je jejich dokonalá
integrace s okolní tkání v dlouhodobém kontaktu
[15, 18] a za tím účelem je předmětem
pozornosti při dodržení základních požadavků na
implantační materiál povrchová úprava materiálu,
která má při tkáňové integraci materiálu
rozhodující význam [7, 17]. Přitom je sledováno
technologické hledisko zhotovovaných dentálních
materiálů, která předznamenává i jejich dostupnost
pro klinickou praxi. V našem projektovém
výzkumu (IGA MZČR ND 7356-3, SVC
č. 1M0528) jsme se mimo jiné zaměřili, při uvažovaném
využití konstrukce subperiostálních
implantátů, možností jejich zhotovování z dostupné
chromkobaltové slitiny povlakované biologicky
ověřenou povlakovou vrstvou nitridu zirkonia
(ZrN).
MATERIÁL A METODIKA
K vyhodnocení chemické stability modelové
konstrukce subperiostálního implantátu z chromkobaltové
slitiny povlakované ZrN jsme využili
metodu, jejímž cílem bylo zjistit, kolik iontů kovu
se vyloučí do fyziologického roztoku v dlouhodobé
expozici. Do kádinky s 80 ml fyziologického roztoku
jsme umístili jednotlivé konstrukce modelů
subperiostálních implantátů z chromkobaltové
slitiny CrCo (Co 60,5 %, Cr 28 %, W 9 %) ve stomatologii
– běžně používané ke zhotovování
třmenových náhrad. Byly to konstrukce z chromkobaltu
bez povlakování – drsný a leštěný, dále
konstrukce drsné a leštěné povlakované ZrN
a konstrukce drsné a hladké povlakované multivrstvou
Zr/ZrN (obr. 1 – obr. 3). Povlakování bylo
vytvořeno technologií PVD (Physical Vapour
Deposition) metodou magnetotronového rozpra-
šování.
Po umístění jednotlivého modelu implantátu
byla kádinka uzavřena a třepána při teplotě fyziologického
roztoku 37stupňů po dobu 60 dnů.
Kontrolní varianta obsahovala pouze fyziologický
roztok a třepána bez vzorku konstrukce. Po expozici
byl fyziologický roztok slit, doplněn do 100 ml
a předán na analýzu. Analyzován byl metodou
ICP-MS Inductively Coupled Plasma Mass Spectroscopy
[11, 12, 19].
VÝSLEDKY
Při hodnocení byly porovnány hodnoty uvolněných
iontů zvlášť u leštěných povrchů, zvlášť
u drsných povrchů. Výsledky prezentuje tabulka
a graf (tab. 1, graf 1). U povlakových leštěných
implantátů bylo prokázáno snížení celkové hmotnosti
uvolněných iontů z objemového materiálu
oproti nepovlakovanému implantátu. Povlak ZrN
snížil celkovou hmotnost uvolněných iontů o 18 %
a povlak s multivrstvou Zr/ZrN o 28 % v porovnání
s drsným nepovlakovaným implantátem.
zentované výsledky prokazují vyhodnocení chemické odolnosti, která povlakováním podstatně snižuje
uvolňování iontů chromkobaltové slitiny o 28-32 % v závislosti na drsnosti povrchu základní chromkobaltové
slitiny.Výsledky se jeví pro implantace příznivě. Studie byla součástí grantového výzkumu IGA
MZ ČR ND č. 7356-3 a následné činnosti Stomatologického výzkumného centra č. 1M0528.
Klíčová slova: implantát – nitrid zirkonia – chromkobaltová slitina – povlakování – iont – bioinertnost
Bartáková S., Prachár P., Cvrček L., Březina V., Vaněk J.: Evaluation of Chemical
Stability of Coating Layer of Zirconium Nitride on the Basic Construction from
Chromium-cobalt Alloy
Summary: In recent dental implantology, technically pure titanium or its alloys are broadly used as common
metal material. The material possesses optimal biological characteristics. Unfortunately, its technological processing
is difficult and limiting for production of some types of dental implants. Subperiostal implants might be pointed
out in this respect. The objective of research project was to substitute titanium and titanium alloys for wellprocessed
chromium-cobalt alloy coated with ceramic material ZrN or multilayered Zr/ZrN. Other objective was
to prove its biocompatibility, full adhesivity and mechanical resistance. Results indicated high chemical resistance,
of the material that, thanks to coating, reduced ion relase from chromium –cobalt alloy by 28-32 % in relation
to surface roughness. Such results are very promising for dental implantology. The study presented in this paper
was supported by project No. 7356-3 provided by the IGA MZ ČR ND grant agency. The research was carried out
within the frame of Stomatological Research Center number1M0528 (SVC).
Key words: implant – zirconium nitride – chromium-cobalt alloy – coating – ion – bioinertness
Prakt. zub. Lék., roč. 55, 2007, č. 4, s. 63–66.
Tab. 1. Hodnoty uvolněných iontů v µµg 1-1
Vzorek Cr Mo Co Zr Cel-
kem
(µµg l-1) (µµg l-1)
CrCoMo leštěný 0,5 17,0 150,0 < 0,5 167,5
CrCoMo drsný 1,5 33,0 340,0 < 0,5 374,5
ZrN leštěný 1,8 15,0 121,0 < 0,5 137,8
ZrN drsný 4,8 44,0 220,0 < 0,5 268,8
Zr/ZrN leštěný 1,7 11,0 110,0 < 0,5 122,7
Zr/ZrN drsný 5,5 43,0 205,0 < 0,5 253,5
kontrola < 0,5 < 0,5 < 0,5 < 0,5 < 0,5
stoma+pzl_4.07 30.8.2007 7:51 Str. 64
325
65
Potvrdilo se, že při zdrsnělém povrchu se uvolňuje
více iontů než při povrchu leštěném. Porovnání
povlaku u drsného implantátu s nepovlakovaným
leštěným implantátem přináší zjištění, že
povlak ZrN snižuje celkovou hmotnost uvolněných
iontů o 28 %, multivrstva o 32 %.
DISKUSE
Podmínkou úspěšné implantace je dokonalá
tkáňová integrace. Dosahuje se toho tím, že
implantační materiál je biokompatibilní [15, 16,
17, 18, 19, 20]. Bohužel, žádný materiál nemůže
být pro každý organismu a pro každého jedince
do všech důsledků biokompatibilní. Jsou materiály,
které je určitý organismus ochoten tolerovat,
jiné nekompromisně vyloučí [10, 13]. Nejpoužívanějším
implantačním materiálem v dentální
implantologii je technicky čistý titan nebo jeho
slitiny, které jsou vysoce biokompatibilní [16]
a odpovídají stanoveným normám (4). Technologické
vlastnosti a z toho plynoucí mechanickofyzikální
vlastnosti této dokonalosti, bohužel, ve
všech směrech nedosahují, proto jsou hledány
i další možnosti spočívající v povlakování kovového
jádra implantátu, např. titanovou plazmou,
hydroxyapatitem aj. [1, 2, 7, 8, 9, 21, 22]. Bohužel,
z dlouhodobého hlediska i toto povlakování
není úplně dokonalé. U hydroxyapatitu je zpochybňován
a jeho stabilita spočívající v tom, že
není ve formě krystalické, ale i ve formě amorfní,
a tím může být desintegrován [7]. Hledají se
i nové slitiny a nové formy povlakování. K tomu
patří i uvažované využití chromkobaltové slitiny
technologicky dobře zpracovatelné povlakované
nitridem zirkonia k výrobě subperiostálních
implantátů, třmenových náhrad nebo i dalších
implantačních komponentů [1, 6, 12]. V rámci
výzkumného projektu IGA MZČR ND 7356-3 bylo
prokázáno, že po stránce biologické, adhezibility
povlakované vrstvy ZrN i ve formě multivrstvy
Zr/ZrN jsou vysoce kvalitní [11, 12]. Tuto vysokou
kvalitu prokázalo i hodnocení chemické stability
modelu povlakovaného implantátu z chromkobaltové
slitiny vrstvou ZrN a Zr/ZrN. Potvrzeno bylo
jak ve výzkumném projektu IGA MZČR ND
7356-3, tak i ve výzkumu v dalším projektu
SVC1M0528.
a b
Obr. 1. Nepovlakovaný implantát: (a) leštěný,
(b) drsný.
a b
Obr. 2. Implantát povlakovaný vrstvou ZrN:
(a) leštěný, (b) drsný.
a b
Obr. 3. Implantát povlakovaný multivrstvou
Zr/ZrN: (a) leštěný, (b) drsný.
0
CrCoMo CrCoMo ZrN Zrn Zr/ZrN Zr/ZrN
leštěný drsný leštěný drsný leštěný drsný
50
100
150
200
250
300
350
400
(hmotnostµgl-1)
Cr
Mo
Co
Celkem
Graf 1. Hodnoty uvolněných iontů v µµg 1-1.
stoma+pzl_4.07 30.8.2007 7:51 Str. 65
326
66
ZÁVĚR
Výsledky hodnocení chemické stability modelové
chromkobaltové konstrukce subperiostálního
implantátu povlakovaného keramickou vrstvou
ZrN nebo multivrstvou Zr/ZrN ukázaly významné
snížení uvolňování iontů chromkobaltové slitiny
oproti stavu bez povlakování. Tím byla prokázána
dokonalá biokompatibilita této povlakované
slitiny potvrzená před tím již biologickými zkouškami,
a tím dokonalá adhezibilita povlakovaného
materiálu ZrN a zejména Zr/ZrN a využitelnost
v klinické praxi.
Studie je součástí grantového výzkumu IGA
MZ ČR ND č. 7356-3 a následné činnosti Stomatologického
výzkumného centra č. 1M0528.
LITERATURA
1. Dostálová, T. Himmlová, L., Jelínek, M., Dvořák,
V. Bártová, J.: Spojení titanových implantátů a biokeramiky
na bázi hadroxyapatitu-hodnocení in vitro. Čes.
Stomat., 1995, č.3, s. 89-96
2. Gruberová, Z., Seydlová, M., Dostálová, T., Jelínek,
M., Dvořánková, B.: Titanový terčík modifikovaný hydroxyapatitem
a zirkonem nevykazuje známky cytotoxicity,
Prakt. zub. Lék. , 53, 1, 2005, s. 7-14.
3. Hora, T., Joska, L., Gojišová, E.: Korozní odolnost
titanu ve stomatologických aplikacích, Čes. Stomat.,
2005, č. 1, s. 20.
4. Hubálková, H.: Habilitační práce, Materiály a technologie
v protetiockém zubním lékařství, 2005, s. 36-39.
5. Chen, G., Wen, X., Zhang, N.: Corrosion resistence and
ion dissolution of titanium with different surfaře microroughness.
Biomed. Mater. Eng., 8, 1998, 2, s. 61-74.
6. Jonášová, L., Strnad, J.: Tvorba apatitu na chemicky
upraveném titanu ( 52. sjezd chemických společností,
České Budějovice, 17.-20. 9. 2000). Chemické listy, 2000,
č. 9, s. 775-778.
7. Kopecká, D., Šimůnek, A.: Současné názory na povlakování
dentálních implantátů hydroxyapatitem (Souborný
referát). Čes. Stomat., 2000, s. 29-35.
8. Mengek, R., Meer, C., Flores-de-Jacoby, L.: The treatment
of coated and titanium nitride-coated abutments
with different instruments. Int. J. Oral. Maxillofac.
Implants., 19, 2004, 2, s. 232-238.
9. Nakayama, T., Tahala, T., Tsumoto, Y., Katayama,
H., Katto, M.: High-guality hydroxyapatite coating on
biocompatible materiále by laser-assisted laser ablation
Metod. Appl. Phys., A 79, 2004, s. 833-836.
10. Ozeki K., Yuhta T., Aoki H., Fukui Y.: Inhibition of Ni
release from NiTi alkou by hydroxyapatite, alumina, and
titanium sputtered coatings. Biomed. Mater. Eng., 2003,
13, s. 355-362.
11. Prachár, P., Vaněk, J., Bartáková, S., Březina V.:
Růst buněk stabilizované linie HeLa ve výluhu chromkobaltové
slitiny povrchově upravené nitridem titanu
a nitridem zirkonia Prakt. zub. Lék., 53, 1, 2005, s. 15-
18.
12. Prachár, P., Vaněk, J., Cvrček, L., Bartáková, S.:
Vlastnosti povrchové vrstvy chromkobaltové slitiny
povlakované nitridem titanu a nitridem zirkonia, Prakt.
zub. Lék., 53, 4, 2005, s. 65 -67.
13. Procházková J., Kučerová H., Bártová, J., Venclíková,
Z.: Nežádoucí účinky kovů v dentálních materiálech.
Diagnostické a terapeutické možnosti. Progresdent,
2001, 7, s. 34-36.
14. Strietzel, R., Hosch, A., Kalbfeisch, H., Buch, D.: In
vitro corrosion of titanium. Biomaterials, 19, 1998, s.
1495-1499.
15. Šimůnek, A. a kol.: Dentální implantologie. Nukleus,
Hradec Králové, 2001, 192.
16. Vaněk, J., Březina, V., Freyburg, L.: Biokompatibilita
titanu pro účely dentální implantologie. Čes. Stomat., 95,
1995, s. 151-153
17. Vaněk, J., Prachár, P., Bartáková, S., Fassmann, A.,
Freyburg, L.: Kvalita osseointegrace zavedených enosseáálních
dentálních titanových implantátů a celkový
zdravotní stav. Čes. Stomat. 102, 2002, 2, s. 48-52,
18. Vaněk, J., Prachár, P., Bartáková, S., Fassmann, A.:
Vyhodnocení osseointegrace zavedených enosseálních
jednofázových čepelkových implantátů do dvou let po
implantaci. Čes. Stomat. 102, 2002, 1, s. 11-17.
19. Vaněk, J., Prachár, P., Bartáková, S., Březina, V.,
Freyburg, L.: Biologické testy chromkobaltové slitiny
povrchově upravené nitridem titanu a nitridem zirkonia.
Čes. Stomat., 105, 2005, 6, s. 149-153.
20. Wahala, J. C.: Material for endosseous dental
implants. J. Oral Rehab., 23, 1996, s. 4.
21. Watson, C. J.: Hydroxyapatite coated dental implants.
Brit. Dent. J., 187, 1999, s. 90-94.
22. Wie, H., Hero, H., Solheim, T.: Hot isostatic pressingprocessed
hydroxyapatite-coated implant: light microscopic
and scanning elektron microscopy investigations. Int.
J. Oral. Maxillofac. Implants, 13, 1998, 6, s. 837-844.
MUDr. Sonia Bartáková, Ph.D.
Stomatologická klinika LF MU
a FN u sv. Anny
Pekařská 53
656 91 Brno
stoma+pzl_4.07 30.8.2007 7:51 Str. 66
327
328
329
330
331
332
www.prolekare.cz | stazeno: 23.3.2017 | login: lknihovna
12 Praktické zubní lékařství
ÚVOD
Implantace se těší stále větší pozornosti a užití
při léčebných výkonech. Je tomu tak i ve stomatologii,
kde se stále více zavádějí dentální
implantáty různého typu, implantuje se biomateriál
využívaný k augmentaci, při tkáňové regeneraci,
metodě tkáňového inženýrství apod. [1, 2, 3,
4]. Cílem je dokonalá integrace implantovaného
materiálu zajišťující dlouhodobý léčebný efekt.
Toho je dosahováno optimálními biologickými
vlastnostmi materiálu, zvláště jeho povrchu. Dále
také vlastnostmi biofyzikálními, vyplývajícími
z jeho možné zpracovatelnosti, a tím uplatnění
v různých anatomických aplikacích. Tento cíl
vede implantology také k využívání kombinace
implantovaného materiálu, zvláště v jeho povrchové
úpravě [2, 5]. Tak vznikl podnět upravit
v protetické stomatologii velmi využívanou
chromkobaltovou slitinu s povrchově nanesenou
vrstvou nitridu titanu, nebo nitridu zirkonia,
např. při konstrukci subperiostálních implantátů
(výzkum IGA apod.).
MATERIÁL A METODIKA
TTeecchhnnoollooggiiee ppřříípprraavvyy mmaatteerriiáállůů:: Bazální materiál
je vyroben ve formě slitiny CrCo, která je ve
stomatologii běžně využívána. Povrch tohoto
základního materiálu byl upraven tryskáním.
Poté následovalo povlakování základního chromkobaltového
materiálu vrstvou podle jednotlivých
pokusných variant. Jedna skupina modelů byla
povlečena vrstvou TiN (nitrid titanu), druhá vrstvou
ZrN (nitrid zirkonia), třetí pak vrstvou čistéRůst
buněk stabilizované linie HeLa
ve výluhu chromkobaltové slitiny povrchově
upravené nitridem titanu
a nitridem zirkonia
Prachár P., Vaněk J., Bartáková S., Březina V.
Stomatologická klinika LF MU a FN u Sv. Anny, Brno,
přednosta prof. MUDr. J. Vaněk, CSc.
Souhrn
Materiály užívané v současné době v dentální implantologii jsou výhradně vyráběny ze slitin titanu. Tomu
odpovídá velmi nesnadné zpracování materiálu. Příprava a ekonomické hledisko je náročné. Snahou bylo najít
materiál s kvalitativními mechanicko-fyzikálními i biologickými vlastnostmi. Volbou materiálu s lepšími mechanicko-fyzikálními
vlastnostmi než slitiny titanu byla chromkobaltová slitina. Zachování biologických vlastností
jako u slitin titanu bylo nanesení vrstvy nitridu titanu a nitridu zirkonia. Na začátku započaly biologické testy
takto povrchově upraveného materiálu. Prvním testem byl růst buněk.
KKllííččoovváá sslloovvaa:: nitrid titanu – nitrid zirkonia – biologické testy – růst buněk
Prachár P., Vaněk J., Bartáková S., Březina V.: Growth of the Stabilized HeLa Cell line in
Chromium-Cobalt Extract of Surface – Layered Titanium Nitride and Zirconium Nitride
SSuummmmaarryy:: The materials used recently in dental implantology are exclusively made of titanium alloy. This is
reflected in a difficult processing of the material.
Preparation and economic point of view are also very demanding. Our aim was to find a material with high physicomechanical
and biological properties. Our selection was an alloy of chromium and cobalt that exhibited better
physical properties than titanium alloy. Biological properties were maintained by a layering of titanium nitride
and zirconium nitride on the cromium-cobalt alloy. The material with surface – layered structure was biologically
tested. The first test was a cell growth test. The study is a part of the project No. 7356-3 provided by IGA grant
of the Czech Ministry of Health.
KKeeyy wwoorrddss:: titanium nitride – zirconium nitride – biological tests – cell growth test
Prakt. zub. Lék., roč. 53, 2005, č. 1, s. 12–14.
Tento clanek podleha autorskemu zakonu a jeho vyuziti je mozne v souladu s pravnim prohlasenim: www.prolekare.cz/prohlaseni
333
www.prolekare.cz | stazeno: 23.3.2017 | login: lknihovna
Praktické zubní lékařství 13
ho Ti (titan). Povlaky byly
vytvořeny technologií
PVD (Physical Vzpour
Deposition) metodou
magnetronového naprašování.
Průměrná tloušťka
povlaků byla u Ti 4,2
um, pro TiN 1,4 um a pro
ZrN 1,7 um. Při těchto
tloušťkách nedochází ke
změně drsnosti povrchu
základního materiálu, což
je vlastnost významná
pro vlastní stomatologickou
aplikaci. Adheze vrstev
k základnímu materiálu
je další významná
vlastnost a při navržené
technologii je odpovídající,
s hodnotami mezi 60
a 70 N (CSEM Revetest).
SSlloožžeenníí tteessttoovvaannýýcchh
mmooddeellůů:: Bazální, to je
vnitřní část implantátu
testované generace, je
zhotovena z chromkobaltové
slitiny, jako materiálu
s dobrými mechanickofyzikálními
vlastnostmi,
ale s nevyhovujícími
vlastnostmi biokompatibility.
Ty mají být odstraněny
pomocí biokompatibilní vrstvy. Testované
vnější vrstvy jsou nitrid titanu, nitrid zirkonia,
titan a zirkonium.
Modelové uspořádání bylo zvoleno standardní,
to je válec o průměru 8 mm a výšce 3 mm, který
umožňuje většinu zkoušek na biokompatibilitu.
PPřříípprraavvaa tteessttoovvaannééhhoo vvýýlluuhhuu:: Testované válečky
byly horkovzdušně sterilizovány a louženy ve
vodě pro injectio po dobu 120 hodin při teplotě
36 °C na třepačce s frekvencí 120 kmitů za minutu.
Po expozici bylo z takto připraveného výluhu
připraveno růstové médium ve čtyřech ředěních
v geometrické řadě. Kontrolní médium bylo zhotoveno
z vody stejně ošetřené, ovšem bez testovacích
terčíků.
KKuullttiivvaaččnníí pprroossttřřeeddíí:: Kultivační láhve podle
Müllera v uzavřeném systému s 5 ml kultivačního
média, v termostatu při 37 °C. Kultivační
médium MEM doplněné 10% CS (PAA, Biotech.
as).
TTeessttoovvaaccíí bbuuňňkkyy:: Heteronukleární stabilizovaná
buněčná linie HeLa. Jejich přírůstek byl stanovován
početně po stažení buněčné populace
versenem.
VÝSLEDKY
Růst buněčné kultury byl stanoven jako růstová
křivka kultury, vyjádřená počtem buněk v jednom
mililitru. Počet buněk byl proveden v Burkerově
počítací komůrce po oddělení buněk od
substrátu pomocí versenu a jejich promíchání.
Každý den pokusu byly spočítány buňky z každé
varianty ve trojím opakování a údaje průměrovány.
Výsledkem je grafické zobrazení počtu buněk
na mililitr za čas v hodinách (graf 1). Pokus byl ve
stejných podmínkách opakován třikrát.
Charakter růstu buněk HeLa (epiteloidní stabilizovaná
buněčná linie) je uveden v grafu.
Nebyla zjištěna růstová deprese v žádné ze zkoumaných
materiálů proti pozitivní kontrole. Kontrola
s definovanou toxickou složkou vykazuje
standardní růstovou depresi.
DISKUSE
V dentální implantologii existuje několik druhů
povrchové úpravy enosseálních implantátů [2,
5]. Hlavním cílem je dokonalá biokompatibilita
[1, 2, 6]. Při povrchové úpravě hyroxyapatitem
toho bylo dosaženo [2, 3, 7, 8]. Není tomu však po
stránce mechanicko-fyzikální, a to z hlediska
GGrraaff 11.. CChhaarraakktteerr rrůůssttuu bbuunněěkk HHeeLLaa vv zzáávviisslloossttii nnaa ppoovvrrcchhoovvéé úúpprraavvěě mmaatteerriiáálluu..
GGrraapphh 11.. CChhaarraacctteerr ooff ggrroowwtthh ooff HHeeLLaa cceellllss iinn rreellaattiioonn ttoo ssuurrffaaccee ttrreeaattmmeenntt ooff tthhee
mmaatteerriiaall..
Tento clanek podleha autorskemu zakonu a jeho vyuziti je mozne v souladu s pravnim prohlasenim: www.prolekare.cz/prohlaseni
334
www.prolekare.cz | stazeno: 23.3.2017 | login: lknihovna
14 Praktické zubní lékařství
adheze materiálu užitého k povlakování. Proto
jsou hledány další způsoby povrchové úpravy
dentálních implantátů. K těm patří užití materiálu
nitrid titanu, nitrid zirkonia [9, 10, 11]. Biologická
přijatelnost těchto materiálů nebyla zatím
absolutně potvrzena. Naše dosavadní výsledky
biologickou přijatelnost těchto materiálů ukazují.
Podobně se nám jeví i adheze tohoto materiálu na
bazální chromkobaltovou slitinu.
ZÁVĚR
Vodní výluhy testovaných materiálů nitridu
titanu a nitridu zirkonia neovlivňují růst buněk
v kultuře. Na základě výsledků se povrchová
úprava dentálních implantátů pomocí těchto
materiálů jeví biologicky přijatelná a pro klinické
využití perspektivní.
Celá studie je součástí grantového výzkumu
IGA MZ ČR ND/7356-3.
LITERATURA
1. VVaanněěkk,, JJ..,, PPrraacchháárr,, PP..,, BBaarrttáákkoovváá,, SS..,, FFaassssmmaannnn,, AA..,, FFrree--
yybbuurrgg,, LL..:: Kvalita osseointegrace zavedených enosseálních
dentálních titanových implantátů a celkový zdravotní
stav. Čes. Stomat., 102, 2002, 2, s. 48–52, ISSN
1210-7891.
2. ŠŠiimmůůnneekk,, AA.. aa kkooll..:: Dentální implantologie. Nucleus,
Hradec Králové, 2001, 192, ISBN 80-86225-15-1.
3. FFaassssmmaannnn,, AA..,, DDvvoořřáákkoovváá,, NN..:: Nové metody terapie kostních
defektů orofaciálního skeletu. Čes. Stomat., 99,
1999, s. 88–93.
4. FFaassssmmaannnn,, AA.. aa kkooll..:: Řízená tkáňová a kostní regenerace
ve stomatologii. Grada Publishing, a.s., 2002, ISBN 80-
247-0316-5.
5. DDoossttáálloovváá,, ZZ..,, HHiimmmmlloovváá,, LL..,, JJeellíínneekk,, MM..,, BBáárrttoovváá,, JJ..::
Spojení titanových implantátů a biokeramiky na bázi
hydroxyapatitu – hodnocení in vitro. Čes. Stomat., 95,
1995, s. 89–96.
6. VVaanněěkk,, JJ..,, PPrraacchháárr,, PP..,, BBaarrttáákkoovváá,, SS..,, FFaassssmmaannnn,, AA..::
Vyhodnocení osseointegrace zavedených enosseálních
jednofázových čepelkových implantátů do dvou let po
implantaci. Čes. Stomat., 102, 2002, 1, s. 11–17, ISSN
1210–7891.
7. KKooppeecckkáá,, DD..,, ŠŠiimmůůnneekk,, AA..:: Současné názory na povlakování
dentálních implantátů hydroxyapatitem. Čes. Stomat.,
100, 2000, s. 29–35.
8. WWiiee,, HH..,, HHeerroo,, HH..,, SSoollhheeiimm,, TT..:: Hot isostatic pressing-processed
hydroxyapatite-coated titanium implants: light
microscopic and scanning electron microscopy investigations.
Int. J. Oral. Maxillofac. Implants, 13, 1998, 6,
s. 837–844.
9. GGrrooeessssnneerr--SScchhrreeiibbeerr,, BB..,, NNeeuubbeerrtt,, AA..,, MMuulllleerr,, WW.. DD..,,
HHoopppp,, MM..,, GGrriieeppeennttrroogg,, MM..,, LLaannggee,, KK.. PP..:: Fibroblast
growth on surface-modified dental implants: a in vitro
study. J. Biomed. Mater. Res., 15, 2003, 64A, 4, s. 591–599.
10. MMeennggeell,, RR..,, MMeeeerr,, CC..,, FFlloorreess--ddee--JJaaccoobbyy,, LL..:: The treatment
of uncoated and titanium nitride-coated abutments
with different instruments. Int. J. Oral. Maxillofac.
Implants., 19, 2004, 2, s. 232–238.
11. NNaaggaaii,, MM..,, HHaayyaakkaawwaa,, TT..,, FFuukkaattssuu,, AA..,, YYaammaammoottoo,, MM..,,
FFuukkuummoottoo,, MM..,, NNaaggaahhaammaa,, FF..,, MMiisshhiimmaa,, HH..,, YYoosshhiinnaarrii,,
MM..,, NNeemmoottoo,, KK..,, KKaattoo,, TT..:: In vitro study of collagen coating
of titanium implants for initial cell attachment.
Dent. Mater. J., 21, 2002, 3, s. 250–260.
As. MUDr. Patrik Prachár
Stomatologická klinika LF MU
a FN U Sv. Anny
Pekařská 53
656 91 Brno
ANTIMIKROBIÁLNÍ TERAPIE
(2. vydání)
Anna Jedličková
Od zavedení prvníhoa dodnes nejznámějšího antibiotika – penicilinu – uplynulo
více než 50 let. Dnes dosáhl počet běžně užívaných antibiotik několika
seta je možné bez nadsázky říci, že lze najít antibiotikum proti každé bakterii.
Velký počet dostupných antibiotik však klade před lékaře zvýčené nároky
navýběr, neboť užití nesprávného antibiotika přináší značná rizika. Publikace
našípředníodbornicev oblasti antimikrobiální terapie klade důraz na praktičnosta
rychlouorientaci.
VydalMaxdorfv roce2004,ediceJessenius,formát110x 190mm,váz.
ISBN80-85912-63-5,356str., cena 395 Kč
Objednávkumůžeteposlatnaadresu:Nakladatelskéa tiskovéstředisko
ČLS JEP, Sokolská 31, 120 26 Praha 2, fax: 224 266 226
e-mail:nts@cls.cz
Tento clanek podleha autorskemu zakonu a jeho vyuziti je mozne v souladu s pravnim prohlasenim: www.prolekare.cz/prohlaseni
335
REDAKČnÍnnon
VEDoucíRronrroRrn
Doc. MUDr. L. Rouba|íková' Ph.D.
Stomato|ogic|<á|<|inikaLF Mu
a FN U Sv. Anny, Brno
ZASTu PKYN ÉVEDouCí REDAKToRKY
MUDr. l. Lekešová, CSc.
Ministerstvo ško|ství,m|ác|eŽe
a tělovychovy, Praha
ČI-rNovÉ
MUDr. P. Bec|náŤ
Stomato|ogická k|inikaFN,
Hrac|ec Krá|ové
MUDr. L. Korábek, CSc.
Stomato|ogickáklini|<al. LF uK a VFN,
Praha
Doc. MUDr. N. Markovs|<á'CSc.
|. stomatologicl<ák|inikaLF uP|Š
Košice.SR
Doc. MUDr. J. Stejsl<alová,CSc.
Stomatologicl<ák|inikaLF uP'
Olomouc
Doc. MUDr. f. Zemen, Ph.D.
Stomato|ogicl<ál<|ini|<aLF U|(,
P|zeĎ
PRAKTICKE
ZUBNI
TEKARSTVI
ČnsoplsPRo DALŠÍvzDĚtÁvÁNÍ
PRAcovNÍKŮV PÉČto oRALnÍzpnnvÍ
ČÍst-o4 /ČERVENEc2oo5/RoČNÍK53
OBSAH / CONTENTS
Prachár P., Vaněk J., Cvrček L., Bartáková S.:
Mastnosti povrchovévrstvy chromkobaltovéslitiny povlakované
nitridem titanu a nitridem zirkonia
Characteristics of Surface Layer of Chromium Cobalt Alloy with
Titaniurn Nitride and ZírconiumNitride .......65
ZávodskŠ,P., Bedn፠P., Čern;f D., Ságlová S.:
PŤesnostelektronickéhostanovenípracovnídélkyapexlokátorem
Ray-Pex 4
The Accuracy of Electronic Working Length Deterrnination by
ApexLocatorRay-Pex4 ............. ......68
DostálováT., Jelínková H., Němec M., Koranda P., Miyagi'
M., Shi Y., Matsuura Y.:
Srovnání preparačníhoričinkulaerovéhozáÍenís ultrazvukovou
mikroprepatací a klasickou zubnívrtačkou
Comparison of PreoperatiueEffect of Laser Radiation with
Ultrasound Micropreparation and Classical Drilling
Machine ............73
Hecová H.' Stehlíková J.:
HodnocenírispěšnostiošetŤeníu zlomenin koŤenestálych zub
Evaluation of Root Fracturesof the PermanentTeeth.................77
rssN 1213-0613
Bibliographia medicačechoslovaca
INDI]X DENTAI, LITERATURE
OHEMICAL ABSTRACTS. DENTAL ABSTRACTS
336
Ť
I
Mastnosti povrchové vrstvy chromkobaltové
slitiny povlakované nitridem titanu
a nitridem zirkonia
PrachÓ'r P., Vaněk J., CurčekL.l, BartÓ,kouÓ,S.
Stomatologická klinika LF MU a FN U Sv. Anny, Brno,
pŤednostaprof. MUDr. J. Vaněk, CSc.
1HVM Plasma, s.r.o.,Brno
Souhrn
orální implantologie v současnostiaživáve velkéšíŤitechnicky čist1Ítitan nebojeho slitiny. 'Ib-ntomateriál má
optimální biologickévlastnosti, je všakobtížnězpracovateln1f.Cílem našehovyzkumu z hlediska zlepšenízpraco.
vatelnosti materiálu se zachováním odpovídajícíchbiologick1ichvlastností se stala chromkobaltová slitina povr.
chově upravená biomateriálem nitridem titanu, nitridem zirkonia. Práce podává zptávu z vyzkumu hodnocení
mechanicko-fyzikálních vlastnostítakto upravenéhopovrchu chromkobaltovéslitiny. V;fsledky sejevípro implantaci
pŤíznivé.Studie je součástígrantovéhovyzkumu IGA MZ ČRND č.7356-3.
Klíčoad sloaa: povrch _ nitrid titanu _ nitrid zirkonia - mechanicko-fyzikálnívlastnosti _ integrace - bioinertní
vlastnosti
Prachár P., Vaněk J., Cvrček L., Bartáková S.: Characteristics of Surface Layer
of Chromium Cobalt Alloy Coated with fitanium Nitride and Zirconium Nitride
Summary.' Technically pure titanium or its alloys are broadly used in recent oral implantolory. The material
has optimal biological characteristics but its technological processingis diffrcult. The aim of our research was to
improve the technological processing of a cromium cobalt alloy and to maintain the biological characteristics of
the material. We focusedon a cromium cobalt alloy coatedwith biomaterials titanium nitride and zirconium nitride.
Our study brings a report from the evaluation of mechanical and physical characteristics of the coated surface
of the cromium cobalt alloy. The obtained results are promising for oral implantolory. The study is a part of
the project No. 7356-3 of the Internal Grant Agency of the Ministry of Health of the Czech Republic.
Key usords.' surface - titanium nitride - zirconium nitride - mechanical and physical characteristics - integration
- biologically inert
PrakL zub. Lék,.,roč. 53,2005, č.4, s. 6547.
uvot)
Implantace je stále více využivána pŤi léčebn;Íchvykonech.
Je tomu tak i ve stomatologii, kde
jsou pŤi nápravě defektri chrupu využívány dentální
implantáty rrizného typu, implantuje se biomateriál
za llče|em augrnentace alveolu čelistí
|2].Yyužívá se k tomu ÍizenétkáĎové regenerace'
metody tkáĎového inžen;Írství apod. [2]. Stálou
snahou je dosaŽení dokonalé integrace implantovaného
materiálu zajišéujícídlouhodob;f léčebny
efekt. Velmi driležitéjsou nejen optimální biologické
vlastnosti materiálu, zvláště jeho povrchu,
ale i vlastnosti mechanicko-fyziká|ni, tykající se
zpracovatelnosti, a tím uplatněni v riznych anatomickych
aplikacích s dlouhodobou ťrspěšnou
prognÓzou [5, 9]. V implantologii se proto vyuŽivá
často kombinace implantovaného materiálu,
zvláště v jeho povrchové ťrpravě[1, 3, 4, 10, 11].
Toto sleduje i povrchová riprava zákl'adni chromkobaltové
slitiny s nanesenou vrstvou nitridu
titanu, nebo nitridu zirkonia, čimžhodláme využítvybornych,
vyzkoušen;fchvlastností chromkobaltovéslitiny
a zároveĎ ověŤenychpŤijatelnych
biologickych vlastností nitridu titanu a nitridu
zirkonia [7,8].
IUA*'TERIAL A METODIKA
Bazá|ní materiál k povrchové írpravě byl vyroben
ve formě standardizovanych terčíkri ze slitiny
CrCo (Co 60,5 7o,Cr 28 7o,W I7o), ve stomatologii
běžně uživané. Povrch tohoto základního
materiálu byl upraven tryskáním na definovanou
drsnost povrchu. Poté následovalo povlakování
základního chromkobaltového materiálu vrstvou
podle jednotlivych pokusnych variant. Jedna
í.{
337
skupina modelri byla povlečena vrstvou TiN
(nitridu titanu), druhá vrstvou ZrN (nitridu zirkonia)
tŤetípak vrstvou čistéhoTi (technicky
čistéhotitanu). Povlakování bylo vytvoŤenotechnologiíPVD
(Physical Vzpour Deposition)metodou
magnetronovéhonaprašování.Byla stanovena
prriměrná tloušťkapovlakri jak u čistévrstvy
titanu, tak u povlakovanych vrstev TiN a ZrN.
Pro měŤenítloušékyjednotlivy.ch vrstev byla
použitametodakalotest.Vrstva je pomocíocelové
koule a diamantové pasty probroušena až na
povlakovan;-imateriál. Z prriměru vzniklych vrstevnic
a prriměru koule je možnévypočítatsílu
vrstvy.
Ve vztahu bazální materiál _ povlakovy materiál
byla testována adheze a její srovnání s adhezí
na zkušebním tělísku. Za uče|emtestování
adheze byly pŤipravenytŤisady vzorkri _ leštěny
povrch diamantovou pastou A - povrch tryskany
korundem B povrch tryskany korundem
a následně leptany C. Vzorek A byl určenpro testování
adheze ajejí srovnání s adhezína zkušebním
tělísku (ocel ČsN 19436 zaka].ená na 62
HRC).
Dále byla stanovena adheze pomocí metody
scratch-testu a metodouvnikací. Sady B a C slou.
žily k testování metodou scratch.testu. Princip je
za|oženna postupnémzvyšováni zátéžnésíly na
diamantovy Rockwellťrv hrot pŤi současném
posouvání špičkyhrotu po zkoumanépovlakované
vrstvě. odečtou se kritické hodnoty, kdy
docházík odtrženívrstev.
Jako druhá metoda měŤeníadheze pro sady B
a C je vnikací metoda. Principem je měŤeníokolí
vpichu vytvoŤené tvrdoměrem s diamantoqfm
Rockwellov1/mhrotem. Srovnání je pomocíhodnotícíškály
1-6 pŤi zatižení150 kg (HRC).
Dále byla stanovena tvrdost a modul pružnosti
nanesen;ichvrstev. Tvrdost vrstev byla určována
nanotvrdoměrem Shim adzu DUH 202 s Vic.
kersovym hrotem pŤi zatiženi 5 g, kter
umožřuje takéurčitmodul elasticity (pružnosti).
rrÍsr,nDI(Y
1. MěŤenísílynanesenychvrstev (tab. 1).
2. MěŤeníadhezepovlakovanychvrstev (tab. 1).
3. MěŤenítvrdosti vrstev (tab. 1).
4. MěŤenímodulu elasticity (pružnosti)(tab.
1).
Ad 1. Sílajednotlivych nanesenychvrstev byla
pro vrstvu titanu 4,1 pm, pro vrstvu nitridu titanu
1,4 pm, pro vrstvu nitridu zirkonia I,7 Stm
(tab.1).
Ad 2. Vysledky byly pro vrstvu titanu 70 N, pro
vrstvu nitridu titanu 60 N a pro vrstvu nitridu
zirkonia 60 N (tab. 1).
Další vysledky vnikací zkoušky pro měŤení
adheze byly všechny v hodnotícíškále jak pro
technicky čis|/titan, tak i pro vrstvy nitridu titanu
a nitridu zirkonia hodnocenyčíslem1. To je
nejlepšíhodnoceníve škále 1_6 (tab. 1).
Ad 3., 4. Vysledky pro tvrdost byly pro vrstvu
titanu 8-10 GPa, pro vrstvu nitridu titanu 23-24
GPa a pro vrstvu nitridu zirkonia 27-28 GPa.
Modul elasticity byl pro první vrstvu 100_104
GPa, pro druhou 300-360 GPa a pro tŤetívrstvu
300-360 GPa (tab. 1).
DISKUSE
Materiály uživanév implantologii musí mít
kromě optimálních biologickych vlastností 17)
i odpovídajícíbiomechanickéa biofyzikální vlast.
nosti. Nerespektování těchto požadavkťrmriže
véstk pŤedčasnézttáté implantátu. Pro dlouhodobéuživáni
povlakovan ch dentálních implantát
v agresivnímprostŤedíristnídutiny je nutné
zatučitdobrou adhezi vrstvy k bazálnímu materiálu
[1,3, 5].
PŤíklademtétone riplně optimální situace se
stala povrchová riprava hydroxyapatitem [1, 3, 5,
10, 11]. Bylo sice dosaženovelmi dobr;fch biologick;fch
vlastností povlakovaného materiálu.
Nebylo tomu však po stránce mechanciko-fyzi-
kální.
PŤistoupilo se proto ke změně metodiky nanášenívrstvy
hydroxyapatitu laserem [6]. Stále se
však pŤitétometodice uplatĎuje náročná zpracovatelnost
technicky čistéhotitanu, jeho slitin
a z toho plynoucí i ekonomická náročnost i pŤi
povlakováni. Užití chromkobaltovéslitiny námi
zkoumanymi materiály fiN a ZrN tuto situaci
zásadně Ťeší.Jednoduššízpracovatelnostchromkobaltov;Íchslitin
umožĎujevětšívariabilitu ve
využiti tvaru implantátu, napň. u subperiostálníchimplantátri.
Toje takéjeden z cil'i grantového
projektu,kter;ÍŤešíme[7].
Bylo zjištěno, že metodou magnetronového
naprašovánínedošloke změně konfigurace drsTab.
1. Souhrn v;fsledkri jednotliv;fch měŤenych parametrri
Tab. 1. Summary of results of individual measured parameters
Vrstva
Ti
TiN
ZrN
Síla vrstvy
(P-)
4,2 + 0,2
L,4+ 0,2
I,4 + 0,2
Aďheze
(N)
70
60
60
Adheze
HRC
1
1
1
Tvrdost
(GPa)
8-10
23-24
27,28
Modul elasticity
(GPA)
100=104
300-360
300-360
66
338
nosti povrchu povlakovanéhovzorku. Vrstva pouze
kopíruje dany povrch. Toje velmi driležitépro
tkáĎovou integraci implantátri.
U stanovení adheze jednotliqÍch nanesenych
vrstev bylo zjištěno,Žemajívelmi dobrou adhezi.
Tvrdost jednotlivych vrstev byla velmi vysoká,
hlavně u vrstev nitridu titanu a nitridu zirkonia.
S tím korespondoval nlžšimodul pružnosti,kter;f
je však pro dentálníimplantáty plně dostačující.
zÁrmn
Vysledky našeho hodnocení povlakování
chromkobaltové slitiny TiN, ZrN prokáza|y ve
sledovanych parametrech reálnost jejich vyažítí
pŤizhotoveníorálních implantátri rriznych tvarri.
Jeví se, žetato kombinace materiálri má perspektivu
v klinickém využítí.Bude to pŤedmětemdal-
šíhovyzkumu.
Studie pzn'ikla za podpory projektu IGAMZ ČR
ND 17356-3.
LITERATURA
1. Dostálová, T., Himmlová, L., Jelíneb M., DvoŤák,
V., Bártová, J.z Spojenítitanovych implantátri a biokeramiky
nabázi hydroxyapatitu _ hodnoceníin vitro. Čes.
Stomat.,1995,č.3, s. 89_96.
2. Fassmann,A. a kol.: Řízená tkáĎová a kostníregenerace
ve stomatologii. Grada Publishing, á.S., 2002. ISBN
* 80-247-0316-5.
Groessner-Schreiber, 8., Neubertr A., Muller, W. D.,
Hopp, M., Griepentrog, M., Lange, K. P.: Fibroblast
growth on surface-modifieddental implants: an in vitro
study.J. Biomed.Mater. Res.,15,2003,4,s. 591*599.
Kopecká, D., Šimrinek, A.: Současnénázoty na povlakování
dentálníchimplantátri hydroxyapatitem (Souborn;1'referát).
Čes.Stomat., 2000, č.1, s. 29_35,
Mengel, R., Meer, C., Flores-de-Jacoby, L.: The treatment
of coated and titanium nitride-coated abutments
with different instruments. Int. J. Oral. Maxillofac.
Implants. 19, 2004,2, s. 232-238.
Nakayam&, T., Tahala, T., Tsumoto, Y., Katayama,
H., Katto, M.: High-quality hydroxyapatite coating on
biocompatible materiale by laser-assisted laser ablation
Metod.Appl. Phys. 1.79,2004,s. 833-836.
Prachár, P., Vaněk, J., Bartáková, S., BŤezina, V.:
Rrist buněk stabiilzované linie HeLa ve v1fluhuchromko.
baltové slitiny povrchově upravené nitridem titanu
a nitridem zirkonia. Prakt. zub. Lék.,roč.53, 2005,č.1,
s. I2-L4.
Vaněk, J., BŤezina, V., Freyburg, L.: Biokompatibilita
titanu pro Írčelydentálníimplantologie. Čes.Stomat.,95,
1995,s. 151-153.
Wataha, J. C.: Material for endosseous dental implants.
J. Oral Rehab.,23,1996,s.4.
Watson, C. J.: Hydroxyapatite coated dental implants.
Brit. Dent.J.,187,1999,90-94.
Wie, H., Hero, H., Solheim, T.: Hot isostatic pressingprocessed
hydroxyapatite-coated titanium implants:
light microscopic and scanning electron microscopy
investigations. Int. J. Oral. Maxillofac. Implants. 13,
1998,6,'s.837-844.
MUDr. Patrik Prachd.r
Stomatologickd,kliniha LF MU
a FN USu. Anny
PekaŤskd,53
656 91 Brno
4.
6.
7.
8.
9.
10.
11.
!
iI
I
&
ANTIMIKROBIÁLNÍ TERAPIE
(2. vydání)
Anna JedličkovcÍ
od zavedeníprvníhoa dodnesnejznámějšíhoantibiotika- penicilinu_
up|ynu|ovíceneŽ50 let.Dnes dosáh|početběŽněuŽívan1ichantibiotik
několikaset a je moŽnébez nadsázky "íci,Že lze najítantibiotikumproti
kaŽdébakterii.VelkyÍpočetdostupn ch antibiotikvšakkladepredlékare
zv!šenénároky na v1iběr,neboťuŽitínesprávnéhoantibiotikaprináší
značnárizika.Publikacenašípredníodbornicev oblastiantimikrobiální
terapiekladedŮrazna praktičnost.arych|ouorientaci.
Vydal Maxdorf v roce 2004, edice Jesseniws,fonndt l ]0 x ]90 ntm,vcíz'.
1sBN B0-B59]2.63.5.356 str.cena 395Kč
objednáíku rnrižetepos|at na adresu: Nakladatetské a tiskové stňedisko
CI,S JEB Soko|ská 37,120 26 Praha 2,faxz 224 266 226
e-mail:nts@cls.cz
61
339
149
Biologické testy chromkobaltové slitiny
povrchově upravené nitridem titanu
a nitridem zirkonia
Vaněk J., Prachár P., Bartáková S., Březina V., Freyburg L.
Stomatologická klinika LF MU a FN u sv. Anny, Brno,
přednosta prof. MUDr. J. Vaněk, CSc.
Věnováno k významnému životnímu jubileu prof. MUDr. J. Bildera, CSc.
Souhrn
V současnosti platí, že materiály užívané běžně v ústní dutině, pouze na sliznicích, k můstkovým konstrukcím
atd. jsou co do mechanicko-fyzikálních vlastností odpovídající. Lze s nimi velmi dobře pracovat. Jsou technologicky
ideálními materiály, protože jejich úprava a manipulace je snadná. Pro kontakt pouze na povrchu gingivy
a sliznice ústní dutiny je jejich biotolerantnost plně akceptovatelná. V kostěné části při kontaktu s implantovaným
materiálem je situace z důvodu požadované oseointegrace složitější a náročnější. Je nutné využívat minimálně
bioinertní materiály, nebo bioaktivní materiály.
Proto bylo v rámci našeho výzkumu vytvořeno jádro z chromkobaltové slitiny běžně užívané ve stomatologické
praxi, povrchově upravené nitridem titanu nebo nitridem zirkonia. Tyto povlakované vrstvy byly testovány pro
možnost využití v orální implantologii. Výsledek biologického testování prokázal biologickou přijatelnost pro
implantologické účely.
Klíčová slova: oseointegrace – nitrid zirkonia – nitrid titanu – biologické testy
Vaněk J., Prachár P., Bartáková S., Březina V., Freyburg L.:
Biological Tests of Chromium-cobalt Alloy Coated with Zirconium Nitride
and Titanium Nitride
Summary: It is well established in recent clinical stomatology that the materials used routinely in oral cavity,
mucosa, and bridges constructions have proper mechanical and physical characteristics. The materials are ideal
from technological point of view and it is easy to work with them in clinical practice. Their processing and surface
finishing is easy. The materials show high biocompatibility when used in gingival and mucosal surfaces. In
a jaw, the contact of implant materials with bone tissue and required osseointegration represent more complex
and demanding issue than in soft tissues. In bone tissue, there is a necessity to use the materials exhibiting a high
level of bioactivity. Within the frame of a long-term research project, we tested a modification of material routinely
used in stomatological practice. A chromium-cobalt alloy was coated with titanium nitrate or zirconium nitrate.
The two above-specified surface layers were tested for a prospective application in dental implantology. The
results of standard biotests demonstrated a biocompatibility sufficient for the requirements of dental implan-
tology.
Key words: osseointegration – zirconium nitrate – titanium nitrate – biological tests
Čes. Stomat., roč. 105, 2005, č. 6, s. 149–153.
ÚVOD
Materiály v dentální implantologii prošly mnoha
testováními co do biologických vlastností, tak
mechanicko-fyzikálních vlastností [1, 2, 3, 4, 5,
6]. Existuje sedm skupin materiálů při testování.
Skupina, která je pro studii potřebná je II. –
materiály protetické (chirurgicko-protetické)
a v ní třída implantačních materiálů – segmentálních,
enoseálních, subperiostálních, endodontických
implantátů.
Materiály pro implantologii rozdělujeme
podle biologických vlastností (2) na:
1. biotolerantní,
2. bioinertní,
3. bioaktivní.
Biotolerantní materiály jsou tolerovány, což
znamená, že při jejich vhojení dochází k fibrointegraci.
Jedná se o vazivovou mezivrstvu mezi
dentálním implantátem a kostí. Takové spojení je
z dlouhodobého hlediska pro implantologii nepřijatelné.
Takovými materiály jsou drahokovové
proLékaře.cz | 7.2.2020
340
150
slitiny, slitiny obecných kovů, chromkobaltové
slitiny.
Bioinertní materiály jsou tkání akceptovány
plně biologicky. Vlastní vhojení dentálního
implantátu se děje pomocí oseointegrace. Do této
skupiny patří titan se svými slitinami, tantal,
uhlíkové materiály, polykrystalická a monokrystalická
keramika, zirkoniumoxidová keramika.
Bioaktivní materiály vytvářejí pravděpodobně
fyzikálně-chemické spojení mezi dentálním
implantátem a kostí – biointegraci. Patří sem
materiály jako jsou hydroxyapatitová keramika,
tri a tetrakalciová keramika, bioaktivní skloke-
ramika.
Jako další kritérium vhodnosti implantačních
materiálů pro klinické účely jsou mechanickofyzikální
vlastnosti. Tyto jsou dány přesnou specifikací.
Podle nich lze materiály rozdělit v opačném
sledu. To znamená, že nejlepší mechanicko-fyzikální
vlastnosti mají drahokovové slitiny, slitiny
obecných kovů a slitiny na bazi kobaltu.
Tyto všechny aspekty nás vedly k definování
bazálního materiálu, který bude dobře zpracovatelný
s finanční dostupností. Stala se jím
chromkobaltová slitina běžně užívaná v každodenní
praxi. Zlepšení biokompatibility materiálu
jsme řešili povlakováním základního materiálu
nitridem titanu nebo nitridem zirkonia,
které podle předpokladů měly splňovat bioinertnost
[7, 8].
MATERIÁL A METODIKA
Cílem bylo zkoušení biologických vlastností
nanesených vrstev pro možnost přijatelnosti
materiálů. Nutné bylo stanovit pozitivní i negativní
kontrolu pro biologické testování.
Bylo navrženo testování materiálů podle platných
FDI biologických testů [9]. Jednalo se o testy
úvodní jak s nitridem titanu a nitridem zirkonia.
Jednotlivé vrstvy byly na chromkobaltové
jádro naneseny metodou magnetronového naprašování
(PVD – Physical Vapour Deposition).
Adhezibilita takto povlakovaných materiálů je
velmi vysoká.
Realizovali jsme testy cytotoxicity testovaného
materiálu ve třech metodách.
1. Test toxicity (inhibice růstu buněk) – byl
proveden na živočišných buňkách heteroploidní
buněčné linie. Účelem bylo zjistit toxicitu výluhu
testovaného materiálu. Růst buněčné kultury byl
stanoven jako růstová křivka kultury, vyjádřená
počtem buněk v jednom mililitru. Počet buněk
byl proveden v Burkerově počítací komůrce po
oddělení buněk od substrátu pomocí versenu
a jejich promíchání. Každý den pokusu byly spočítány
buňky z každé varianty ve trojím opakování
a údaje průměrovány.
2. Test dilatace buněk – byl proveden na
živočišných buňkách heteroploidní buněčné linie.
Účelem bylo zjistit, do jaké míry jsou buňky výluhem
testovaného materiálu ovlivněny ve své
schopnosti adherovat. To znamená přichytit se
a rozšířit svoje membrány. Test vypověděl o míře
schopnosti buněk tolerovat výluh testovaného
materiálu. Vzorek testovaného materiálu byl
umístěn do Petriho misky, přelit suspenzí buněk
v mediu a kultivován. Po určené době se v mikroskopu
v dopadajícím světle vyhodnocoval přímý
charakter adheze buněk k testovanému substrá-
tu.
3. Test adaptace buněk k testovanému
materiálu – byl proveden na živočišných buňkách
a jeho účelem bylo zjistit, zda se v narostlé buněčné
kultuře, do níž je přidán pevný vzorek materiálu,
tvoří zóna odumírajících buněk a jak je tato
zóna velká. Test vypověděl o toleranci rostoucích
buněk k pevnému testovanému materiálu. Testovaný
kovový materiál byl nanesen na sklo v tenké
průhledné formě a buňky byly suspendovány
na tento povrch. Vyhodnocovala se oblast v těsné
blízkosti daného vzorku a stanovovala se tzv.
inhibiční zóna, tedy zóna odumírajících buněk
a její velikost.
Genotoxicity testovaného materiálu ve
dvou způsobech:
1. Test toxicity (inhibice růstu buněk) – byl
proveden na živočišných buňkách heteroploidní
buněčné linie. Účelem bylo zjistit toxicitu výluhu
testovaného materiálu. Růst buněčné kultury byl
stanoven jako růstová křivka kultury, vyjádřená
počtem buněk v jednom mililitru. Počet buněk
byl proveden v Burkerově počítací komůrce po
oddělení buněk od substrátu pomocí versenu
a jejich promíchání. Každý den pokusu byly spočítány
buňky z každé varianty ve trojím opakování
a údaje průměrovány.
2. Test dilatace buněk – byl proveden na
živočišných buňkách heteroploidní buněčné linie.
Účelem bylo zjistit, do jaké míry jsou buňky výluhem
testovaného materiálu ovlivněny ve své
schopnosti adherovat. To znamená přichytit se
a rozšířit svoje membrány. Test vypověděl o míře
schopnosti buněk tolerovat výluh testovaného
materiálu. Vzorek testovaného materiálu byl
umístěn do Petriho misky, přelit suspenzí buněk
v mediu a kultivován. Po určené době se v mikroskopu
v dopadajícím světle vyhodnocoval přímý
charakter adheze buněk k testovanému substrá-
tu.
3. Test adaptace buněk k testovanému
materiálu – byl proveden na živočišných buňkách
a jeho účelem bylo zjistit, zda se v narostlé buněčné
kultuře, do níž je přidán pevný vzorek materiálu,
tvoří zóna odumírajících buněk a jak je tato
zóna velká. Test vypověděl o toleranci rostoucích
buněk k pevnému testovanému materiálu. TestoproLékaře.cz
| 7.2.2020
341
151
vaný kovový materiál byl nanesen na sklo v tenké
průhledné formě a buňky byly suspendovány
na tento povrch. Vyhodnocovala se oblast v těsné
blízkosti daného vzorku a stanovovala se tzv.
inhibiční zóna, tedy zóna odumírajících buněk
a její velikost.
Genotoxicity testovaného materiálu ve
dvou způsobech:
1. Test morfologických atypií mitóz – byl
proveden v heteroploidní buněčné linii. V mikroskopu
se odečítala frekvence tripolárních či multipolárních
mitóz, frekvence mitotických buněk
s migrujícím chromozomem, nebo shlukem chromozomů
a mitotický index. Test vypověděl o možném
karcinogenním působení testovaného agens.
Buňky byly resuspendovány v testovaném mediu
a kultivovány do stadia konfluence. Poté je medium
odsáto a buňky na skle jsou fixovány a obarveny.
V preparátu jsou hodnoceny a počítány
mitózy s vyjádřením počtu atypických metafázových
figur. Referenčním vzorkem byly buňky kultivované
v neovlivněném mediu.
2. Test indukce chromozomálních
aberací – byl proveden
jak na lidských lymfocytech,
tak na heteroploidní
buněčné linii. Účelem bylo zjistit,
zda výluh testovaného
materiálu indukuje změny na
chromozomech v dlouhodobé
kultivaci. Test vypověděl
o schopnosti materiálu indukovat
chromozomové aberace,
a tedy o jeho mutagenních
vlastnostech. Byly užity lymfocyty
dobrovolníka – muže 30
let, pracovně neexpondovaného
mutagenním látkám, nekuřáka,
který nekonzumuje alkohol.
Lymfocyty byly kultivovány
standardním způsobem, to je po
48 hodinách byl přidán kolcemid
a po dalších třech hodinách
bylo provedeno standardní cytogenetické
zpracování. V každé
variantě bylo hodnoceno 100
mitóz a stanoven počet a typ
chromozomálních aberací. Jako
mutagenní je hodnocen materiál,
který indukuje více než 5 %
aberantních mitóz a je-li prokázána
závislost na dávce.
Byly připraveny válečky
z chromkobaltové slitiny o průměru
8 mm a výšce 3 mm. Na
toto jádro byly naneseny vrstvy
1. nitridu titanu a 2. nitridu zirkonia.
Dále zde byly pozitivní
kontrola a negativní kontrola.
VÝSLEDKY
Test toxicity (inhibice růstu buněk)
V rámci tohoto testu nebyla zjištěna růstová
deprese v žádném ze zkoumaných materiálů
proti pozitivní kontrole. Kontrola s definovanou
toxickou složkou vykazuje standardní růstovou
depresi. Růstové křivky jsou zobrazeny v grafu
1.
Test dilatace buněk
Dilatace, adherence buněk k jednotlivým zkoušeným
materiálům se neliší od pozitivní kontrolní
varianty, není zde deprese v křivkách hodnocení
počtu adherovaných buněk za daný čas.
Negativní kontrola odpovídá depresi dané toxicitou.
Výsledky jsou zobrazeny v grafu 2.
Test adaptace buněk k testovanému
materiálu
Oblast, tzv. inhibiční zóna, není rozdílná
u daných zkoušených materiálů oproti kontrolní
pozitivní variantě, nevytváří se tedy patrná vrstva
odumírajících buněk. V negativní kontrolní
0
50
100
150
200
250
20 40 60 80 100
čas(hodiny)
početbuněk/mlx1000
chromkobaltová slitina
s nitritem titanu
chromkobaltová slitina
s nitridem zirkonia
kontrola pozitivní
kontrola negativní
0
0
20
20
40
40
60
60
80
100
120 chromkobaltová
slitina s nitridem
titanu
chromkobaltová
slitina s nitridem
zirkonia
kontrola pozitivní
kontrola negativní
čas / minuty
Graf 2. Charakter dilatační křivky v závislosti na užité povrchové
vrstvě.
Graph 2. Character of the dilatation curve in relation to the surface
layer used.
Graf 1. Charakter růstu buněk HeLa v závislosti na povrchové
úpravě materiálu.
Graph 1. Character of the HeLa cells growth in relation to the surface
coating of the material.
proLékaře.cz | 7.2.2020
342
nebo nitridem zirkonia,
potvrdily
inertnost takto
strukturovaného
materiálu. Je možné
tento materiál
využít pro dentální
implantologii. Jednou
z možností
mohou být subperiostální
implantáty.
Využitím takto
strukturované slitiny
může také být
zhotovování protetických
skeletových náhrad. V tomto směru začínáme
s preklinickými zkouškami.
Celá studie je součástí grantového výzkumu
IGA MZ ČR ND/7356-3.
LITERATURA
1. Vaněk, J., Prachár, P., Bartáková, S., Fassmann, A.,
Freyburg, L.: Kvalita osseointegrace zavedených enosseálních
dentálních titanových implantátů a celkový
zdravotní stav. Čes. Stomat., 102, 2002, 2, s. 48–52, ISSN
1210-7891.
2. Šimůnek, A. a kol.: Dentální implantologie. Nucleus,
Hradec Králové, 2001, 192, ISBN 80-86225-15-1.
3. Fassmann, A., Dvořáková, N.: Nové metody terapie
kostních defektů orofaciálního skeletu. Čes. Stomat., 99,
1999, s. 88–93.
4. Fassmann, A. a kol.: Řízená tkáňová a kostní regenerace
ve stomatologii. Grada Publishing, a.s., 2002, ISBN
80-247-0316-5.
5. Dostálová, Z., Himmlová, L., Jelínek, M., Bártová,
J.: Spojení titanových implantátů a biokeramiky na bázi
hydroxyapatitu – hodnocení in vitro. Čes. Stomat., 95,
1995, s. 89–96.
6. Vaněk, J., Prachár, P., Bartáková, S., Fassmann, A.:
Vyhodnocení osseointegrace zavedených enosseálních
jednofázových čepelkových implantátů do dvou let po
implantaci. Čes. Stomat., 102, 2002, 1, s. 11–17, ISSN
1210-7891.
7. Prachár, P., Vaněk, J., Bartáková, S., Březina, V.:
Růst buněk stabilizované linie HeLa ve výluhu chromkobaltové
slitiny povrchově upravené nitridem titanu
a nitridem zirkonia. Prakt. zub. Lék., roč. 53, 2005, č. 1,
s. 12–14.
8. Mengel, R., Meer, C., Flores-de-Jacoby, L.: The treatment
of uncoated and titanium nitride-coated abutments
with different instruments. Int. J. Oral. Maxillofac.
Implants, 19, 2004, 2, s. 232–238.
9. Vaněk, J., Březina, V., Freyburg, L.: Testování biokompatibility
nových stomatologických materiálů. Autoreferát,
Scripta Medica, 65, 1992, 2, s. 124.
10. Kopecká, D., Šimůnek, A.: Současné názory na povlakování
dentálních implantátů hydroxyapatitem. Čes.
Stomat., 100, 2000, s. 29–35.
11. Wie, H., Hero, H., Solheim, T.: Hot isostatic pressingprocessed
hydroxyapatite-coated titanium implants:
light microscopic and scanning electron microscopy
investigations. Int. J. Oral. Maxillofac. Implants, 13,
1998, 6, s. 837–844.
Tab. 1. Výsledky testů mutagenity v závislosti na ředění
Tab. 1. Results of mutagenicity in relation to dilution
152
variantě je tato vrstva odumírajících buněk zře-
telná.
Test morfologických atypií mitóz
Při tomto testu nebylo zjištěno možné karcinogenní
působení testovaných agens. Oproti kontrolní
pozitivní variantě nebyly zjištěny rozdíly
při hodnocení.
Test indukce chromozomálních aberací
Nebyla zjištěna zvýšená frekvence chromozomálních
aberací, tedy zkoumané materiály nepůsobí
mutagenně. Výsledky jsou zobrazeny
v tabulce 1.
DISKUSE
V dentální implantologii existuje několik druhů
povrchové úpravy dentálních implantátů.
Snahou je dokonalá biokompatibilita [1, 6]. Tedy
z pohledu dentální či orální implantologie bioinertnost
nebo lépe oseointegrace daného materi-
álu.
Při užití hydroxyapatitu bylo dosaženo i bioaktivity
z pohledu biologických vlastností materiálu.
Bohužel u tohoto materiálu po stránce mechanicko-fyzikální
nebylo dosaženo potřebné kvality,
především adheze vrstvy nanesené na bazální
vrstvu [2, 5, 10, 11]. Proto jsou hledány stále nové
možnosti povrchové úpravy implantátů. K těm
patří i nitrid titanu a nitrid zirkonia [11, 12, 13].
Biologická přijatelnost těchto materiálů byla
absolutně potvrzena. Podobně je tomu i u mechanicko-fyzikálních
vlastností především tak důležité
adheze těchto vrstev na základní chromkobaltovou
strukturu. Výsledky jsou pozitivní a lze
předpokládat úspěšnost takového užití v klinické
praxi.
ZÁVĚR
Doporučené úvodní biologické testy pro
implantační materiál, tvořený chromkobaltovým
jádrem povrchově upraveným nitridem titanu
Varianta Opakování Mitóz Aberantních %
1 2 3 mitóz aberantních
mitóz
Počet mitóz Celkem Celkem Celkem
ZrN + neředěné medium (m.) 0 3 1300 4 1,33
ZrN + ředěné 50% (m.) 1 1 2300 4 1,33
ZrN + ředěné 25% (m.) 1 2 2300 5 1,67
TiN + neředěné (m.) 1 1 2300 4 1,33
TiN + ředěné 50% (m.) 2 1 2300 5 1,67
TiN + ředěné 25% (m.) 2 0 1300 3 1,00
Pozitivní kontrola 2 1 1300 4 1,33
Negativní kontrola 9 11 12 300 32 10,67
proLékaře.cz | 7.2.2020
343
153
12. Groessner-Schreiber, B., Neubert, A., Muller, W. D.,
Hopp, M., Griepentrog, M., Lange, K. P.: Fibroblast
growth on surface-modified dental implants: an in vitro
study. J. Biomed. Mater. Res., 15, 2003, 64A(4),
s. 591–599.
13. Nagai, M., Hayakawa, T., Fukatsu, A., Yamamoto,
M., Fukumoto, M., Nagahama, F., Mishima, H., Yoshinari,
M., Nemoto, K., Kato, T.: In vitro study of collagen
coating of titanium implants for initial cell attachment.
Dent. Mater. J., 21, 2002, 3, s. 250–260.
Prof. MUDr. Jiří Vaněk, CSc.
Stomatologická klinika LF MU a FN u sv. Anny
Pekařská 53
656 91 Brno
Další práci jubilantovi věnovali:
Fassmann A., Slapnička J., Izakovičová-Hollá L., Augustín P., Celerová J.:
Plazma bohatá na trombocyty v tkáňovém inženýrství
Známé německé vydavatelství uvádí na knižní
trh již třetí vydání monografie, která je společným
dílem německých a amerických autorů. Kniha
je rozdělena do dvaceti tematicky zaměřených
kapitol. První část knihy je věnována chirurgii
nosu – od korekčních operací nosního septa přes
korekční chirurgické výkony k odstranění stenóz
až po rhinoplastiky. Podrobně jsou probrány také
možnosti korekčních operací rozštěpových vad,
chirurgické postupy při rekonstrukci zevního
nosu a estetická chirurgie očních víček. Pozornost
je věnována také komplikacím blefaroplastik
a jejich léčení.
Pasáže věnované rhytidoplastice (faceliftu)
informují o všem podstatném od výběru pacienta
přes psychologické aspekty operace až po detaily
operační techniky. Následují informace o využití
laseru v estetické chirurgii, možnostech korekce
kožních jizev a tranplantace tukové tkáně.
Zvláštní kapitola je věnována estetice obličejového
profilu.
Podrobné informace o možnostech rekonstrukce
defektů měkkých tkání obličeje ocení každý,
kdo se zabývá maxilofaciální onkochirurgií.
Maxilofaciálního chirurga budou zajímat především
možnosti rekonstrukce defektů tváře a rtů.
Po krátké kapitole věnované plastické a rekonstrukční
chirurgii ušních boltců následují pasáže
věnované chirurgickým možnostem estetické
rehabilitace poruch motorické inervace. Probrány
jsou možnosti rekonstrukce motorických nervů
i korekční chirurgické výkony na měkkých
tkáních. Knihu uzavírá stručná informace o možnostech
fotodynamické laserové terapie maligních
tumorů kůže.
Každý čtenář jistě ocení krásnou grafickou
úpravu knihy, desítky názorných ilustrací i jasný
a srozumitelný text. I když je monografie určena
především plastickým chirurgům, bude jistě
zdrojem inspirace a poučení i pro maxilofaciální
chirurgy a otolaryngology. Recenzent v knize jen
obtížně hledá chyby nebo slabé stránky až na jednu
maličkost: fotografické přílohy umístěné na 39
stranách v závěru knihy mají mnohdy posunuté
barevné spektrum a jejich barvy tak působí
nepřirozeně. Odstranit tento drobný nedostatek
by v éře dokonalých počítačových programů
nemělo být problémem.
Prof. MUDr. Jindřich Pazdera, CSc.
Klinika ústní, čelistní a obličejové
chirurgie LF UP, Olomouc
RECENZE KNIHY
Kastenbauer, E. R., Tardy, M. E.: Ästhetische und plastische Chirurgie an Nase, Gesicht,
Ohrmuschel
Georg Thieme Verlag, Stuttgart – New York, 2005, 470 s., ilustrace v textu, barevná obrazová příloha.
proLékaře.cz | 7.2.2020
344
345
346
347
348
349
350
351
106
Ektodermální dysplazie – souvislosti
a implantace
Prachár P., Bartáková S., Černochová P., Kuklová J., Vaněk J.
Stomatologická klinika LF MU a FN u sv. Anny, Brno
Věnováno prim. MUDr. Lubomíru Freyburgovi, CSc., k jeho životnímu jubileu.
SOUHRN
Ektodermální dysplazie je onemocnění se silnou dědičnou zátěží. Toto onemocnění má širokou škálu podtypů
s více či méně vyjádřenými příznaky. Velmi důležitá je diagnostika a s tím spojené chybění zubů. Nedostatky dentice
jsou patrné již v dočasném chrupu. Ve stálé dentici jsou hypodoncie výrazně vyjádřeny až k anodonciím.
Důležitou součástí je také nedostatečná kostní hmota. Zde se uplatňuje interdisciplinární spolupráce stomatologických
odborností.
V konečné fázi lze v terapii také využít dentální implantologii, a to od pedostomatologie, přes ortodoncii až po
finální protetickou sanaci.
Snahou autorů je přiblížit léčbu ektodermální dysplazie spolu s individuálním přístupem k pacientům
a využívání implantací rovněž ve věkové kategorii mladiství a děti.
Klíčová slova: ektodermální dysplazie - dědičná zátěž - podtyp - hypodoncie - anodoncie - implantace - interdisciplinární
spolupráce - mladiství - děti
SUMMARY
Prachár P., Bartáková S., Černochová P., Kuklová J., Vaněk J.:
Ectodermal Dysplasia – Connections and Implantation
Ectodermal dysplasia is a disease of strong familial disposition. There is a broad scale of subtypes with more
or less expressed signs. The diagnostics is of high significance as well as the associated missing teeth. The shortage
in dentition becomes apparent already in the primary teeth. In the permanent dentition hypodontia is significantly
expressed and there are even cases anodontia.
An insufficient bone matter is an important part of the problem. An interdisciplinary collaboration of several
stomatology professions takes a part in the solution.
In the final phase of therapy dental implantology can be used, specifically pedostomatology to orthodontia up
to final prosthetic sanation.
The authors provided an outline of the therapy of ectodermal dysplasia together with the individual approach
to patients and implication of implants in the age category of youth and adolescents.
Key words: ectodermal dysplasia – hereditary disposition - subtype - hypodontia - anodontia – implantation –
interdisciplinary collaboration - adolescents - children
Čes. Stomat., roč. 109, 2009, č. 6, s. 106–111.
ÚVOD
Definicí je : dysplasia ectodermalis hereditaria
syndrom Christův – Siemensův –
Tourainův
anhidrosis hypotrichotica
syndroma Jaquet
Ektodermální dysplazie je onemocnění populaci
geneticky silně postihující. Existuje ektodermální
dysplazie společně s mnoha dalšími příznaky či
přidruženými onemocněními [1, 6, 7]. Uvádí se přibližně
150 podtypů s různě vyjádřenými příznaky.
Statisticky není toto onemocnění výrazněji prozkoumáno,
ale předpokládaný poměr postižených
lidí je 1 ku 17 000. Odpovědné geny za toto onemocnění
jsou EDA (ectodysplasin A) – umístění na
chromozomu X v pozici mezi 12 a 13.1, EDAR
(ectodysplasin receptor) – umístění na chromozomu
2 v pozici mezi 11 a 13 a EDARADD (asociovaná
doména smrti) – umístění na chromozomu 1
v pozici 43 (obr. 1, obr. 2, obr. 3).
proLékaře.cz | 7.2.2020
352
107
Hypohidrotické ektodermální dysplazie mají
několik různých forem dědičnosti. Většina případů
je způsobená mutací v genu EDA, který se dědí
v X-vázané recesivní formě. U žen musí být přítomny
mutace v obou kopiích genu, aby způsobily
poruchu. Muži jsou ovlivněni X-vázaným recesivním
onemocněním mnohem častěji než ženy. Charakteristická
X-vázaná dědičnost znamená, že
otcové nemohou přenést X-vázané znaky na své
syny. Méně často, jsou hypohidrotické ektodermální
dysplazie výsledkem mutací v genu EDAR nebo
EDARADD. EDAR mutace mohou mít autosomálně
dominantní nebo autosomálně recesivní model
dědičnosti. EDARADD mutace mají autosomálně
recesivní model dědičnosti. Platí, že asi v 95 % se
jedná o onemocnění vázané na X–chromozom.
Zbytek odpovídá EDAR a EDARADD mutacím.
K popisu onemocnění patří: anhidróza, hypotrichóza,
anodoncie, hypodoncie, pseudoprogenie;
dále sedlovitý nos, vystouplé čelo, tlusté rty, málo
vyvinuté řasy a obočí. K dalším příznakům patří
anomálie pigmentace: periferní bledost obličeje,
tmavě zabarvená kůže kolem očí, hypoplazie tukových
žláz, častý ekzém; někdy i výtok z nosu – ozéna.
Dále hypoplázie potních žláz, vedoucí ke špatné
snášenlivosti vyšší okolní teploty. Poškození
nebo ztráta sluchu a zraku; časté infekce způsobené
imunitním systémem; nepřítomnost nebo
malformace některých prstů na rukou nebo
nohou. Bývá přítomen i rozštěp rtu nebo patra. Při
tomto onemocnění je pozorována citlivost na světlo,
dýchací obtíže a nedostatečný vývoj prsů. Fyzický
i duševní vývoj je normální a je zde vyjádřený
výrazný androtropismus [4, 5,8, 9, 10].
Onemocnění bývá již vyjádřeno v dočasné dentici
chyběním několika zubů. Toto zjištění by mělo
vést k důkladnější analýze a diagnostice hypodoncií
především ve stálé dentici. Zde je totiž, bohužel,
hypodoncie mnohem více numericky vyjádřená.
K tomu se jedná v mnoha případech o impaktované
pilíře. Velmi často jde o retence a anomální
uložení [2, 3, 4, 5]. Podle statistik se uvádí, že až
v 63,5 % případů bývá numericky větší hypodonObr.
1. Umístění genu EDA na X chromozomu.
Obr. 2. Umístění genu EDAR na 2. chromozomu.
Obr. 3. Umístění genu EDARADD na 1. chromozomu.
proLékaře.cz | 7.2.2020
353
108
cie v dolní čelisti, což odpovídá minimu zubů
k protetické sanaci. V horní čelisti bývá větší
hypodoncie pouze v 5,4 % uváděných případů; stejný
počet chybějících zubů v horní i dolní čelisti
bývá statisticky v 8,1 %. Co je však podstatné bezzubé
čelisti, typické anodoncie, bývají v 23,1 %.
(tab. 1, graf 1) [4].
Ohledně dědičnosti hypodoncie je nutné konstatovat,
že představuje genetickou zátěž a že
v rodokmenu nacházíme stále se vyskytující onemocnění
bez jeho ztráty v genealogickém kmeni.
To znamená, že toto onemocnění se stále v dané
rodině vyskytuje. Příkladem je genealogický kmen
3 generací ukázkové rodiny (obr. 4) [4].
U heterozygotních žen chybí na různých úsecích
kůže potní žlázy (lyonizace). V důsledku lyonizace
fenotypová variabilita ženských MZ dvojčat
s genotypem XAXa; u mužů je postižení větší –
porucha dentice, hypertermie, těžší průběh infekcí
- mužská MZ dvojčata: XaY (obě postižená) nebo
XAY (obě zdravá) (tab. 1, graf 1, obr. 5).
DIAGNOSTIKA Z POHLEDU
STOMATOLOGIE
U onemocnění ektodermální dysplazie je nejdůležitější
primární záchyt. Pacient by měl být diagnostikován
již v dočasné dentici. Zde by se mělo
zohlednit, že jakékoliv hypodoncie, vyjádřené
v dočasné dentici, musejí být zkontrolovány společně
s již vytvořenými zárodky stálých zubů. Velmi
často zde platí, že hypodoncie jsou vyjádřeny
ještě markantněji ve stálé dentici. Odpovídá to
sumárnímu snímku ortopantomogramu a jeho
kvalifikovanému vyhodnocení. Další možností je
využití CT diagnostiky především v trojrozměrné
dimenzi. Platí, že ve stálé dentici je u ektoTab.
1. Rozložení chybějící dentice podle jednotlivých parametrů.
Vyjádření Dentice Dentice Stejný Anodoncie Pouze Pouze Mediální
hypodoncií větší v HČ větší v DČ počet distální meziální distální
zubů zuby zuby zuby
63,5 5,4 8,1 23,1 2,7 31,5 42,5
maxila mandibula stejně anodoncie distální
zuby
frontální
zuby
zastoupení
distálních
i frontálních
zubů
70,00 %
60,00 %
50,00 %
40,00 %
30,00 0
20,00 %
10,00 %
0,00 %
Graf 1. Procentuální zastoupení postižení dentice –
odpovídá tabulce 1.
Obr. 4. Příklad genealogie jedné rodiny.
proLékaře.cz | 7.2.2020
354
109
dermální dysplazie často přítomná ektopie zubů.
A proto se zde vyplatí 3D zobrazení uložení zubů
také ve spojitosti a v návaznosti ortodontické terapie
(obr. 6).
šíři zubu posouvaného – tzv. pseudoaugmentace.
Do takto připraveného místa se zub implantuje co
možná nejdříve pro zamezení ztráty kosti (obr.7 –
obr. 10).
Dalším přístupem je korekce impaktovaných
zubů do stanovené pozice. Jedná se o postup, kdy
často není využitelná veškerá dentice. Některé
zuby jsou resorbovány, a tím jsou z pohledu ortoObr.
5. Fenotypová variabilita v důsledku lyonizace.
Obr. 8. Stav po ortodontické korekci a implantaci
v horní čelisti.
Obr. 9. Stav z obrázků 7 a 8 po zhotovení fixní práce
v horní čelisti a implantaci v dolní čelisti.
Obr. 7. Smíšený chrup a včasná ortodontická terapie.
Obr. 6. 14letý pacient připravený k implantaci při využití
včasné diagnostiky a perzistence dočasných zubů.
MOŽNOSTI PŘÍSTUPU
K ONEMOCNĚNÍ
Jedním z přístupů je včasná ortodontická
korekce postavení zbytkového chrupu, včetně
posunu – mezializaci a distalizaci zubů. Tímto
korektivním posunem se nejen zuby dostanou do
předem požadovaného protetického postavení, ale
především se umožní vytvoření kosti v podobné
proLékaře.cz | 7.2.2020
355
110
doncie i protetiky nevyužitelné. V případě mnohočetných
semiretinovaných a retinovaných zubů je
nutné mít pilíře, které budou sloužit jako kotvící
prvky pro posun zubů. Zde se uplatňují dentální
i nedentální implantáty. Z nedentálních implantátů
to jsou kotevní implantáty, které mohou
pomoci k posunu zubů v daném směru. Dentální
implantáty bývají používány nejen pro kotvení
a posun pilířů, ale jsou po ortodontické korekci
také využitelné k definitivnímu protetickému
ošetření (obr. 11, obr. 12).
Jeden z přístupů k onemocnění využívá včasné
diagnostiky a udržení stálých zubů v místech fyziologicky
daných. K tomu ještě napomáhá co možná
nejdelší udržení perzistujících dočasných zubů.
Ty umožňují svým setrváním dostatečnou sílu
alveolu. A ta je jednou z podmínek zavedení dentálních
implantátů, které v mnoha případech
nemají pro inzerci dostatečnou kostní hmotu. Také
možnosti augmentace u ektodermální dysplazie
jsou minimální. Jednou z otázek je věkové rozmezí
vhodnosti implantace. Vzhledem k onemocnění
je snaha o co nejdřívější zavedení dentálních
implantátů. Věková hranice se výrazně snižuje
oproti klasickému schématu zavádění implantátů
po ukončení růstu. Nebývá výjimkou, že implantáty
jsou zaváděny pod hranici 15., resp. 14. roku
věku pacientů (obr. 6).
Další z možností je využití stávajících pilířů,
Obr. 10. Stav z obrázků 7, 8 a 9 po 2 letech od implan-
tace.
Obr. 11. Stav s impaktovanými zuby. Obr. 13. Stav před definitivním prořezáním špičáků
v dolní čelisti.
Obr. 12. Stav po ortodontické patefakci a úpravě do ideálního
postavení. Retence v dolní čelisti nebude možná
pro patefakci. Semiretence v horní čelisti bude využita
ke stažení do ústní dutiny.
Obr. 14. Stav po ošetření protetickými snímatelnými
náhradami.
proLékaře.cz | 7.2.2020
356
111
velmi často ortodonticky upravených do protetické
náhrady. Zde jsou možnosti ošetření závislé na
počtu a postavení pilířů. Ošetření může být od fixních
prací až po snímatelné náhrady. V takovém
případě se jedná o ošetření, kdy, vzhledem
k pozdnímu řešení, je výrazně atrofický alveol.
Tehdy je možné pouze protetické konzervativní
ošetření (obr. 13, obr. 14).
ZÁVĚR
Ektodermální dysplazie je dědičné onemocnění,
které s sebou nese významnou rodinnou zátěž.
Možnosti ovlivnění sanace defektního chrupu jsou
dány počtem zbylých pilířů. Velmi důležitou podmínkou
správného ošetření je včasná diagnostika
hypodoncií, které jsou s tímto onemocněním spjaty.
Věková hranice se proto posouvá k mladistvým
z důvodu udržení síly alveolu za pomoci perzistence
dočasných zubů. Další důležitou charakteristikou
je ovlivnění terapie pomocí ortodontické
korekce, která má zde zásadní význam. Umožňuje
nejen zařazení zubů do zubní řady, ale i posun
meziálním či distálním směrem, včetně pseudo-
augmentace.
LITERATURA
1. Andlaw, R. J., Rock, W. P.: A manual of paedodontics.
Churchill Livingstone, 1993.
2. Černochová, P., Kaňovská, K., Krupa, P.: Aplikace
výpočetní tomografie (CT) a multiplanární rekonstrukce
(MPR) v případech retinovaných zubů. Čes. Stomat., 102,
2002, . 3, s. 99-106.
3. Černochová P.: Diagnostika retinovaných zubů. GRADA
Publishing, a.s., 1.vydání. Praha, 2006, 192 s., ISBN 80-
247-1269-5.
4. Flinn S. B.: Clinical paedodontics. Philadelphia, London
and Toronto, 1973.
5. Komínek, J., Rozkovcová, E., Semján, M.: Dětská stomatologie.
Praha, Avicenum, 1988.
6. Prachár, P., Vaněk, J.: Tooth defects treated by dental
implants in adolescents. Skripta Medica, 76, 2003, 1 s. 5-
8.
7. Prachár, P.: Hypodoncie řešená dentálními implantáty
Ankylos. StomaTeam, 3, 2003, 4, s. 25.
8. Prachár, P., Bartáková, S., Černochová, P., Vaněk, J.:
Ektodermální dysplazie a dentální implantologie. Biomedicíncké
postupy. Zborník referátov, Košice, 2008, s. 221-
227, ISBN 978-80-89361-28-1.
9. Scully, C., Velbury, R.: Color atlas of oral diseases in children
and adolescents. London, Wolffe Publishing, 1994.
10. Welburry, R. R.: Paediatric dentistry. Oxford University
Press, 1997.
MUDr. Patrik Prachár, Ph.D.
Stomatologická klinika LF MU
a FN u sv. Anny
Pekařská 53
659 14 Brno
PREVENTIVNÍ MEDICÍNA
TomበFait, Michal Vrablík, Richard âe‰ka a kolektiv
Publikace pojednává o preventivní medicíně, která je sice moderním oborem,
ale prevencí se zabývali již lékaři před mnoha tisíci lety.V knize je zdůrazněna
role praktického lékaře, který může být klíčovým zprostředkovatelem
masově individualizované prevence a podpory zdraví.Je k tomu
předurčen svými vědomostmi, znalostí pacienta a jeho rodiny, znalostí anamnézy
a prostředí, ve kterém žije a pracuje, a schopností posoudit hodnoty
a preference pacienta.Totéž platí i pro praktického lékaře pediatra. Publikace
přináší přehled současných programů primární a sekundární prevence
v jednotlivých oborech, např. gynekologii, obezitologii, diabetologii, onkologii,
ortopedii, psychiatrii a v mnoha dalších oblastech.
Vydalo nakladatelství Maxdorf v roce 2008, 552 str., cena 695 Kã,
formát B5, váz., edice Jessenius, ISBN: 978-80-7345-160-8.
Objednávky mÛÏete posílat na adresu: Nakladatelské a tiskové stfiedisko âLS JEP, Sokolská 31, 120 26 Praha 2,
fax: 224 266 226, e-mail: nts@cls.cz. Na objednávce laskavû uveìte i jméno ãasopisu, v nûmÏ jste se o knize dozvû-
dûli.
proLékaře.cz | 7.2.2020
357
r
t*
:
n*
*
t*
t
X ' l
il
X*
*
t*
:
n*
T
X*
*
il*
*
ilr
*
:*
t
**
Klxs*ť*kmf;***ť*kt***Tťffiptč
5' $arť.iksyáí't Pracác J. l,bněk
Sťonraťologrckákllni&arr MU.FakulénineťnsťntcgUsyáť*Ánn34
pť*ďnosťaproť.MtJDr.J' t,tně't,ť5r.
Článekit věnován prab|c!$ati{*klaslfikacede{ektťrchrupu.Ja ad*uv*denvyvoi k|a*íťikaría detai|něji
jsoupopsányi klasifikac*|u kter$*hn*došlok většímuroršíŤgniv Čssksrapublice.Mechanická,morfo|o.
gicko-ŤunkČnÍa ťyziologic|tákrité'rianavázalanapr}vodnév$hradněmoďalogiekákritéria.l(ennedyhoa
Vo|diichovak|asifikacgjsnuposlednín*jvÍceuĚivan*klasiťikacev ťeskÉrepublice'PŤestosedá očekávat
vrnik da|Šíchkla*i{ikačníth:ystémér,kteréumoinÍspoj*níklasi'élkaces diagnostikaua poínoťnésoftwa.
rovéprortfedíbud*pomi*hatlÉkaŤrlmvytváÍ*ti pmtetickénávrhy'z nichžsevybtra optimá|níÍešení.
Klíčovár|ova;zkrácen.izubnígblouk"klasiÍlkace'konceptekrácen*hoEubníhnobl*uk.t.t
CílgmsouČasn*$t0metCI|*$ick*páť** *hrupje ea1i*tit
aákladnibiologickéa s*ciátnifunkcerhrup*po ce|:'lÍivi}t
pacienta.Meeitytoťunkcepatrížv1ikání,iČČ.chuťa ustní
pohoť|í,estetikaa spokojenostpacšenta'od poČátku70.
iět se pťihodnocenífurikČncstichrupupostupněpi*cha:i
od vfhradněrncrfo|ogickch Čim*chanickch hodn*ticích
kritériíkEkrltÉriimfyzioloEickm.Tentc''taktseodr$ĚíVssu.
Časnéhodnotícístupni*iCIk|uaeiŤ.šl.
1)absenc*patologiek!'chprojev&
l} uspokojiv*Ťunkc*
3}stabi|ltače|isti
4}variabi|itav*ťorrněa funkcistomatognátníchsy$tééfiŮ
5}schopnostpÍizpŮsobenístcmatogniítníhosyrtému
rněnícímsepodmÍnkám
Tentoťyaio|*gickc-funkénípťaup k hodnoceníokluea
umoÍťrujevelk*ušíťideritálníche*i*roi**,ktet*eabeepeČi
op1"imálnitkluera tornu*dptlvidnlkt{unkcechrupu.*ťll*žitymdŮsl*dk*mtohot*pfístupuj*
iakt,Žep*Čet.eubťt.
ktcrep|ní4íšeuved*ndŤunkce,rnr}žeb .tvelmiindivicjuálni
u jednot|ilrlchpacientr3a mŮžed*konc*poklesn*utp*d
28í1l.Pr*blematik*urninimášníh*poČtueubťrusgak*jivspl-
niccheékladnífunkcesevposlednÍrnd*.setil*tírabv*laÍada
ptaci,kttré*udov*ly*.eirnti*a*táehunut**ttiudrž'enipts.
teriorníehzubr}pr*:g*chov*níťur:kcíchrupu.Vtisledkyt*h*t*vfzkumushrnuliv
s*r.,lh*rn6p:r$ciHra *tSh*ih*mlx;,ilvadějí,lt
chyběj'cíp*st*riorniauby,prev;á**ěmoláryn*js*t*
le.s'rbjektir'níhohl*cjislcaneeb$něni"rtnd..RovněŽepidemi*-
icgi*képráeel*ip*tvrdily-Ž*n*nitěsnfvetshnrezipoČt*m
rubŮv ť*iistia uspok*jivouťunkcichrup*,Jscu-lifunkc*z*chovány,paki
chyběnímoiár*a prenolárr}lre do enaČné
rniryakcep{*Vat.Poklesn*.iivšakpoťet:ub*vť*|istipodE*,
pakjs*xŤunkcgok!u:gh*dn*cenyjak*nevyhnvujícii*]'
ProurČenťtypua charakterud*f*ktueubnťhogblÓrrkuse
potlŽiváfadaktasifikarí,kter*venika|ysa$tilpněa kteréod.
ráŽejípťerhodgd éistěrnor{olagich1ichhodnotícichkriter!í
k morťo{ogick*.iunkČnimkritériímnapť.;
1)K*nn*dyh*2}(ummor*va3}fíchnerov**t}Wildova
5)Svensnnova6iVn|'dťi*hsva7i Kornerova8}Witt*rov*
Kenn*dyhok|asiÍiltace
Kennedyh*klasifikaccobsahujedvězákladníhodnotícíhritéría:symetriixubniho*bt*ukua
pÍeruŠ*nízubníh*ob|ouku'
Podleprv.nťhohritÉriatox*xni*viámejednostrarrrr*a obou.
str*$n*xkrscen}irubniob|ouk'PodledrulhÓhokritéri*roz*
en*vámej*.dn*stranně.a*teriorn*a mnoh*Četnčpť*ri:šen
gbloukj*d*nstranněa ob*ustťann*.V klinicképraximr"}že
dnjÍtík* k'cmninaci*bou$p d*fekÍťr.napÍíkladzkrácení
tbloukunalednéstraněa pferušenina{ir$hénebozkrácení
CIbi*uk*n**boustrxnitcha p eru*enívant*r't*rniobtasti'
$*l. ;*:St.ii*rri.*{tr:Í't.".:tt'i;l*.rrtEltj;t&lt*ť*..nl.iJii..]-Ti,jj;ťiiiil{".t}j]j.:*r*,
t:l;!t*ii r.j..::;iÍ,.*l*.li:*{jjťď.ť.llttii:.y'i.il;rli'"i*::lli.*,tt.:,u:i..*c:*.i...".,siiťli{'i.'r".i,i
-|-'ié.ik-.- d-ť*k
--..********il
'ts
.,i't-;i;:
358
$*rm;*ín*j* Í{e*n*dyh*klasiťihnc*ťl*nčnad* tťídícŽ itd
kt*r*s*di*l*<Jěiin*p*dt'rtl$y*xr:oť*n*x}***i p*dl'*p*Čtu
* r*rE*htr|.t"t#š*ťv *bt*uku'
t,tťídrldl*l{e*rret*yh*l:* *halakteríz*vatjak**b*ustrxrln*
rkr"tcen1i;exb*i*biauk'kt'*ryn"raj*dnu,$vě,ťiví**mcg*r:
x}r:r*Í*t':ťr*r"rŤ*tniíY}*š*ťi"J* m*xim*irr*dr'*ru*y
bi vťc***ť*g!ie*|*v*gtém*r*ry
c}m*t*m*a*rys v*Ík*t*ir*nt*irríi"fi*č*rsu
lt' ti'ťdxpť**st*vuj*j*d**str*n*$xkrscen$er:bní*hl*r"rk
s mexor*mi:
*i r*;sáhi**k*rrtrgl*t*riÍl*i rnsn*ť*t"i
b}dv$m*k*ntl*later;iÍnír.rrlm*aetami
c}r^lsko{íkůťfiffrssmi s vel|:*uťr**til|níi"ť}*x*r*il
lil. tťťdsj* c.h*cxkterix*v*nxr*asáhl*tt,.ťÍ]*e*r*{JV s*$tr**-
nímtis*ku*.hrupu:
*}rxhní*bl*tlkj* pÍeruš*nrr*dv*umist*ch
b}*v*ffi*a*ťyv tJisŤ*l*ír*Ůsckt^lchr*pue Ťtontslnímelerou
{}v'{.#ť*t*érr:usthl*il:*u*ry
lV.t'ťí*ajs*utypi*kt*r*rsshl*Íd*f*kt1'vzubnír"nobl*ukuv*
frontá|*írnÚs*kuvť*tněatrátyjednr:honeb**bor:špiťákťr
inťthlednĚviznapť,Hohmanna Hi*|schl*ríT]}
Vntdťich*vakÍaxiťilaaca
V*ldťÍeh*v*lcl.*siŤik**xvych*Eív W.iid*vykiesiťikacechr*pu,
ktcri*p*pisu"iejednotl*vótiídytat<t*:
l.tť$d** xhr'it**nfr*b*ť*blouk
il.tťí*a- pť*ruŠ*nágubníť*da
|{l'tiiídn* k*r,r,lbin*ccrkri{cenÉhaeubní}r*oblo*ku
á íY.lcš*r{pť*luŠ*ní}
Votdťichiut* k|asiťikaciadok*n*lil.Podl*mn**stvíd*ť*ktťt
r*rdsšr.rj*V*ldťi*h*v*k{*si{ik*r**hri:pdc tťitfi*:
l.tťi**{chrr*p"sm*z*rxnri}
*l'trí**{;k.ác*tttiaubn{*hlo*k}
||l.tťída{v*Íkcd*ígkty}
lV.**lk*r,,itn*hr*da*hr*pu
|"iýídax*d*ieťl*r":éna:
a)d*ť*kts* aŤť*tsujednohomcxirniiln&ďv*tl lubťr.kdy
vxnikajipŮuzsmalsrret*ry.
bi qJ:*ť*kts*xtrát*l"l3*{rxbrid*fin*v*nyj*n*vclkáme-**ťn,
pťsť*mĚťnsfr*r*hym*Í*b1Ít*l^lraniČ*napilťťi|.t|ídynebo
j*jich*kviv*l*nty.
V* |l.tŤÍtl**xtstt"ljť{ttriťir*kl*dttítypyzkr*c*n*h*r*byríh*
*bl*r*ki.r:
*}*b*ustr*rrr.t*ekrsc*níb*rm*rer
bi j*sl:*strar.in*xkr.iá**g"ríbexm*e*r
c}*b*ustr.xr*ndakrácenís meg*rami
d}jg*n*strann*gkrde**ís meeerx*ri
Kr*mětÓrht*zdkiadníchtyp*V*|dť,ich*veki**iŤik*c*ťsg*gnóve*,1*Štěm*enítysYchar*kt*ristickeminirwíiníma
m*xi.
r*l*lrrťmp*it*m:ub* v pklu;ixkr*c***h*xubnifu**bi*uku
* všr*ymusib.5;tE*ch*vtrlyšpiťakyii:i'-,i'.i:'
i..}i.j i} ť:}ť"l"]ii i r*Y-ii'
i}ť:r J: 5i:$e1irr:;.1u..i.:{i.š]tl.*"ili.:*l.ttš..lit é.l'.tt'yt.ťlrs\.,*,{:iť'rši*r.eij ď*i*.ll.'i
.-tť]ťť'isťl:ti'ťšťjn{.}Jli.)ry:*::ilii*li,":li#i'l}* .i:*f:ii'.j.i;'#i,.ť*sÍ.si:};ťi;.ěÍ.iil
.š.*ť.rl.ll;il iji..:fil.t.':i..+t'i; ;r.'li *r lr*j'{* ll';isii*.l;l.
#N.l *. 'Sr.$l*r'*ilťlxt$;l,.t,:*:u:.r'*l$*lil. él'l',*y*$ť*i'birťťicil*.
].i.'.*"y'*tr,*íc*.r*$itl:r.*ť.lrtjfi*s:}ť}ér:il.i'#:rtj i**r:t"lsi..**,*strŘri'icllvry.
ťfusť}.itlí;ji;u.{,.*j,is#i;i;sťi,**nť;r,tri!c{J.ť}yťi:*fij.i.**jsi:il,
cj3rxiŤir.lsÍi.r#rti**t.d"l*s:f;líi'}..5ťlŤ{rťsíťJltii.ď $é:$i,;!ťl?,,li,"tii;x,r*ii.t.l*g.
-rl;snír:ť:il';l.,.<];íIiťJ{ť&}rsivt:Ír*:rrujir.liinrj:s*<.i;* i;Č}'i.iŤt..sť}$L{Ís
\,t:.,l#$*.t.*Š:*í.j{t
Nepravrdalrlsťimnohoť*tnéumístěnimeaerv chru u vym*xuj*ve
V*|rJfichr:věklasiéika*ixaťax*ni'd*|.aŘ lll.tťídy
ď*ť*kt**l.rrupu.!l*'tťíd*dl*Vot*fi*hajs*x*j*din*l*e*hyČi
j*jichskr:pir*ya deŤektvchrupxfispetťícída skupinyl"tťídy
a lt.tťíd'l'
tlYlttsrova kla*iflkaee
Pr* kv*nttfikx*3xkrě**nť*b|*tlhup*u*ív*Wltter*vakiasi.
fikac*p*Čtys*rŮr*b*v *kiuiei,fi t* v j*jíp*xt*rl*rniČssti.
T*nt*pťistuppť*dp*klá*$.žej*derrmolárimotdrov.*jed"
n*tk*)j*rov*ndv$mapr*m*l*r*mi**.,rr..ti.
s s{I { stJ
{}*rr*$:Si':il*l't..i}ťlc,i:i.\*ru***rltri*il.,.*o*.*ť*...'".*.".l.'x.'..i*siťiŘ*ctt
iil'.*ťt.:l.,si:i:..ť:i"jé-i.."li}.l:il* ji:*< rl Jj$i.Jj* cl,tjr":Errjitiťr tilťÍ l,
* ry;i"i,g,r5u:{i,**i.:t:p,"*t,,']:i:;.$s*r,t+..st.+"rrlo*,:Jtli$l**l:,,*r*,ti.r"r*t
v.;5;iiťl.lx'i;l.i:r:éť*..t"tt>Řjl"i:.l"ii.t*,i*'{.J$*'*ť**i:,l:i-*.*.'l5:*.t'l*i*é;l::*n*:ťrte$
i.:Jl'l'liltrjji, *.'.:tl'lilt:t,*rťr}lťi;i.lg.''t.tlle'lni't''.lj.$i'ii
*it
##rř*rt
ssu
fuď
ts
359
Dentá|níimplant*ty
r:iji:q:;iii* i $ f l i
f íchnerovakla*lfikacc
ťichngt*vak|asÍfikac*vychárie *p*rnychesn,ktersjsoutrl*ť*nypr*m*lsrya
mot*ry*'Rox*:nál.á*:*Čryťiop*rněl*n"vc}:rupu'JerJnaopěrntr*nx1*tv*ien*
rJv*mapremclárys jtdnimnr*tilthlfmm*lár*mn*b*m*i*rs pr*tií*hl1i'l.Y]rns-
l$rem.
t.'^t.li*gg{l..*'*š-mt'g$.nx$r*''**rrxjsplr?ssbrtv'{trv,,A?.*vtqcirnv4 t*ěrn*
rÓnyjs*ueachoványav dist$lnimiiseku*hlupuj*mal*m*;cr*,A3* víceťgt'-
ndma|émeleíychruguseaachovánímvš*rhťtyr*pérnÝrhzsn
||.tťťda* sl .".ma|**reeerythyběnípr*nolárťlv harníČelisti* v dolníČelisti
na protějsistraněť*listi,s? * *b*ustranněxkrácenfeuhnr*b|oukv horní
Č*listiserachovánímšpiČákria minim*!n*jminohopremolárvajcdn*strann*
xkr;ic*n1ia*b*f*b|oukv dotnrČelistis roxsshloume:ťrÚuv distslnímuseku
rhrupu,B3* j*dnostrannězkrá**rrfzubnť*blouks k*ntr*iat*r;ilrrťmezerŮ{J
* v*lkouŤrant*lrriťí}*esrsuchrupua zbytkoqichr*pv do|niČelisti'84 - za.
ch*v*nyeubypouaavefr*ntáinimŮs*kuchrupuhorníČe|istia d*lnÍČelisti
s rn*a*r$ilveťrnntélním*seku{etrac*nyvíechny*sěrnÓronychrupui
tl|.tťida* ť1 ub$k*qf*hr.upv ťe|istih*rní* zarhovan1ichrupv d*lníČe|isti
pŮuzevgťr*ntáinimt'rsekuchrupu,C? * ztrátavšerheub*v hq}rníČelístiaza"
chovényzubypouz*veťrontáiníryrs*kr:chrurpuČelistidolni.C3gtrátavš*ch
aubriv harníi do|néť*listi.spěrnéeirtynejsouxachovány'
:;,lj *:
ftilr
M
P*kraČ*vtniv pťíštímvyditní^ť*|fťl*nxkvť*tn*p*uťit*lit*ratrrryjíŤnynťnal*e-
neten&\F,Pe.w.st*t*team.ca
ffi
Í\
TL
1ť]I
\t
\*-l
(:l
i}é:v$
ď\ď\fl\
LJWLJ
ť\nntl?
qr
il#
í-rn
www.tilnplant"{x 360
*
*
t
il
il
T
t
il
T
:
il
f
I
*
*
*
$
*
*
It
s
*
X r
a
i l *
*
i l i
a
:*
*
i l r
*
ÍŮ
tl
I *
*
t *
*
Kilm$iť*kmceďeťektl}{*Er*p$ll
r.:i..l.ill*:*.l...l".*.r*;.;ť*'Sť{::1ť}l,.tk*.ry:* :J/;ť#ťi.l'j
5"$*rrá#ová8 PracftárJ, l/aněŘ
Sťom*éclí*glc&á'tlinikaLF{#u,fak*/ťníť?*ťnodí}l.reUsvaťeiÁ*n34
predn*sťaproí ArÍUfirJ. ť*něk'CSc.
Krirbersvaklarifikace
Rozdsii"rjeiedn*tlivédeŤ*|ttychrirp*ť':*di*pť*n*ružvy'k*.
cíh*tiaku* mo*n*stidlah*várri;*dnatlivfr'hzub*.Pťen*s
ti*k*vjcdn*t|ivÝchtiíriácltj***rri$!ní.d*rtt*.ntuk*eni.mrl.
n*.d*ntétrtia mukÓzr"ri.
rr-'-^ ,--'--'Y.t
!""J h ,' rt'i
; 1-l . r-'
i ' . i \
r . r !
.1. J' il'*
tťida* *hyb*lri{ťťn;:*tyiz*s* v *hi*stii*e*kŮ'tpiťák*
a st*iiČ*k
*i:l ,.":é"i;tť..''#.ll. lJr^l,"fu$r:li'l'il .*;it''{'y.r,l*litli v *r\'j.lrti 'írl:r;iÍ-ijt
:i*lc.:rrrji.}siť}jÍťsťl.l.li.Y{:tir:vltr;jtlijťii:*t *i
l"s.i*vr*ť*rr rv'.,;"*li *.3
.
l.1!..i!.''.;
1.iťiťJ$k*rilbin*c*
{}*r * l.ťťr.:é**Ř*rrl':il'l.lcl'l
ií;i*r..g.*Í.r:x ].vrrj.:* ;*t ttl,
ii.r *t;t}*its .t.jttsiťjr;i**'
'i:ii
ll.ntťida* d*f*ktpťrztrartěšpiČáku* minim*lrr*iešt*da|$ich
4 ruhťt,v m*l*r*v**blalti;ertrst*mi*imltlnětťís*usecJirict:
rubťi.F*rlmrgrls*uj* *by d*nŤ*l*ipl*ch*-*ymee*n*sp*rj*l*.i
rubii byiavěttíne*ostsjni*jak*plr:chgn.ir"lk*:ní.
P*tjskr,l*in*l * eJtťtllť.kt*ryr,ychárírťron.tá|ní*sl*sli
*dskupin*{ '*s*Ť*ktvycháeilc Špi{ál,:u
P*dsk*pirralv1."*jtťekivyi:htait'r.:'r*lr*v*thl*sti
ll'LttíítJat
Pi*thamuk*eníj*v*išín*;}i:l*ch.:rlcnt.álni,
F*dskupir.:at* d*f*ktjl*r:ttiníhoiyprt
P*dskug:irl*li{ * **f*kttii*g*r:,ilninsryilu
Podskr:pinaí*;1* Ítansv*lztiniiÍ*Ť*kty
ď bc b fl1fl\fl\u g$t5
tÍ ',
# \
Ů ij
nn\nsÍlr: 5 {ťir.**r*vxkl*siix<lr"*íi:.isvr.llr:l;l
'-l*c*,sil s.ťll$r.ii.i
Tvrdařova klasiťikaca
íáki*d*nrTvrs*řovyklasiíik*cg'1*V*idíir:hovakiasifikace.
fiorli$u1'*rnamíst*nídcf*ktu* d*tailrrěiip*pisu}ej*dn*:tlive
ri:ytk*vtizubya tírrrur(uj*p*dr*bnějij*dn*t|ivddrui:yŽ',1i.
k*tíh*tl*xu.
l.atiida*chybĚníjeť**h*n*h*rJv*urui:uvoi:iastiť*-rákij,
špiČakun st*liČek
fl\ftfl\i}ť;rti l',*rl'..txi* l.l;y*iitr"ri,i*tťt.:t.:ir**$i:\i}#.l.ť}lj"ttlltlj r' *ri:lb:it.
ťtl';:*.ixij.'Spit*š$ .g'rt.:.jii.tti:
.l...f{.:.$lit.:i.tl
ilji*'sr*.l':*lii:*íl.:i,t,.,t<.tii:"ril'rtJ*tŤ*txt}j.jii'.i
361
ffinftn ď*\ dm.
$brLť\#*n $ : j,l..*'nl'é.'hťéíďi$Ťv,rd*s*i".l.tJ*.sťťl**:c*
{pč*y*trťe-ríVr<ť*:$* **ť'its}
l!l.tiída
T*totťíd*vxnik.l*vsouťinnostina n*le.hav$$tsitila{er*a*č|it
xhytk*vy:thrusn*skupinypndl*mo*nnstidlah*vsníaxhr}
{j*mo*nddl*h*v;it,n*nirnoŽn*dtahov*t.j*'*l*n**.tťixhyt.
k*v**ubyvertl*sebo),
nnn
nnn
nnflGd:rťŽ:*lr:éť;,.es*tryrdel**ve&'fusjťj**c.e.
ísť*yr.prr:z lvr$*** *r:Jlsi:
Sisk*xs,
V s*uť*srr.EcJghě:jon*jť*stĚji$o*žív*nél{errner3yh*:klesiŤika**.Vx.hl*dcn:k
:rr*sr*s*d,:cl*{inici:]j*dn*.tliv$chde{*ktri
thrupuvar"rikaiyrrai*drr*tlivfch*vr*pskfchŠk*lÓchpocJtri
dy.Prot*je nrofrrov IiteratuťgnaléztKennedyh*klasifika*e,
ktersn*js*uxc*igid*ntitk*.N*rnlhod*uKe*n*sy*rr:kl*siŤik*{*j*.**:.n*m*p*vil#sťa**v*nákri.ť*ri*r*xcJiÍr}v
pť*r"l*su
čvÝk*cíh*ti*kuu i*d**t|iv*ch1yp*.nsht*cjl'n**:ngh**:l*ti
\í*Ň\*Ě
#s* Í$: íj/.i}:ťfi*j#Ivrdr:li*v*&lasjťl&a**
{plr::r,.zaťsr r.*'r*{r:,4g ft*it.i
#br ťf: íÍJ.* lťt.ď-t
.Iyr#.*t}*l..il
*JssiťÍ't***
{#ť*rr*lt*z lyr*ť*riď ,t#f,ipi':
st*v*hrup*** ma|y{hrn*a*rpo vcik*.,Kcrbgr*vaklesiťikm.
{*s*jižn*po*Žťván*boť,p*p$a'ttťidyd|edlah*vi*nij*dn*t-
liv5iťhe*b*."aignevsncv*|ptr*rn*sttnp*gr*{ictc*ť}1t.lumis-
těníjc*n*tliw;g1'}:xubt}"ti*h**r*vgkl*siŤikxc*,kt*ráh*sn*t*
st*v:xt*h*v h*r,*]i* d*l*ťČe}istiEouČ*snč.poďl*pť*n*su
Ěv1ikacihotleku.se uk.íaalablt prcr|dkaťe'l praxín*prsst*
rr*p*x*it*lr:rii'':V'*lcJith*vakl*srfiktr{eVČ*'sk*r*pr"lh]lic*j*
n*jvíc*r*ašíienaprt svojijedrroduchfist.$ysternatick*rnadě|enťchrupund
nejmenŠíchpo největšinnezery'astoncvcnír*ttritÉrií.pr*ztrttyzubŮv
ťelisti'Z v*ldÍichalrychá.ee{
Tvrďori.j*hclŽklasifikacej* p*d*bná.ei*byl*upťesněnave
vítahilk*etrstiimrubťi,x*jménav*ll|'tridě.
Závěr
V práti je uvedenpťehledklasifikaťnÍchsystmr}defektŮ:
chrupu'NĚkt*r6z nichbyty;iŽzce[*opuítěny,napť.Wi|dova:
x f;ichner*va.X ně!tt*$thvythxx*ly*n$ši:ktnsi{ik*c**nap[:
e Wildnvy:vxrrikl*sldÍiťh:*va:a dál*Tvrld*ťlbva; K.enn*dyho
k|asiŤikacedCIrnalaaněnvj*dnntliqichanglosaskiichdentál"
níchŠk*lách"V souČasn*d*b*s*v Č*skérepub{ic*pouŽí.:
vá nejviceV*|dťichovaa K*nrr*dyhoklasifikaceí''slv?hledem
k.iejichÍtist*rick*muť*xŠíťení'a''univ*rrálnťp*uŽitelngsti
v]ť*Žft:Í{i.lpo$it*Čcvychloftw*rerh.V budoucn*sti|a*oťekávntwnik
n*vÍcÍtklasiŤikací-ktensb.udnu.nnir**jirrÉŽal***ny*alk*mp;*tibrlit*s
poťítaé*q}mprostťedím.$a}ším
bxd**cÍmpsst*peťnrnnh*ubÝtpoťít*Čer"lrnabít*nén*vrlhy
j*dn*t{ivrichn:iihrad,respaktlveapťrsobr}ošEtťení:chrupu:pc
radántvstupnichdigitálrríchd*tv3ssystÉmui1!.1ij.
Litsratura
i. M*tll,N.s".ťa$,$'A.,{*|is*cti,{ $.,Rug|^l.:J.Ů.:At**bn*k*fcrccir:ljrrnQuirr.
is$9*nť8.19s8,9?J''Ž3.
?. R*mjorť,5.P."Áslr,M.ťvl':sccJusicrr:.W$3*uncJEn'{!ritelg*"i gg5,s.$3^85.
3. Witt*r,*'J..vgnPa|*nst*ín|.felderma*.Wl.l.,Čreuq*rs.N.||,J,Káyser,,{,',:
{i$$$i.Tileshortenedde*t*ťarcfi{{rn(tili*r:rJitsirn*{ic*tÍcln{$ *l*!heail'':.
{*mmunityilwtistryan*$l;r|ilpi*tr"*iol*gy1$9*;i7. g.Ž49.J5$.
4. {li*t,A.{.,Sl:*ih**t,&.:Thtrtititit*s\i$betwe*r:satislarri*nandwitirmo,.rtir
lr:s rru*ti:etan.*posititr**l t*ellr.jo*t*al*Í$lni Rahabiiitetirrrr
.!9$s;
25'*
$4S"$S't
S. liedbel$,$.,lojsli*n.P.,*''v*ll.S.:te*ih,t*cth*garer,eri$prnsttr*.ticirppii*rr**r
in*id*rlymenin$.{atmÚ.!w****'{ammuni.ry*er:ti*tryandsr*f['pic*mi*i*B
1$$1:1$-e1{i4"1$S,
s. V#{ek,$",1.,$ittner,J.:{jtsts'ttgiť.Avict*uryl.Fralra.19s$;i .:5s.
3. l.{oštrn*nri.A..l{.reisei}*it'V.:Kr:*Etrukc*Č*sr*ťny.cnsnímet*Ír'lyriipáhrad'*tsr*.
rnat+lagií.Gr.i*.lPubiishinq,Ávictni.iri,Prilh.l,1$$$:1sss.
s: ',v'trlrliirl'i,M.*krrl.:*\tc}rliitlul{}qiti(*1rlotctika.5č$*.P.$h*.1s.$$.}s0s
$: 'Tltse$.M.o it*l.:'Pt*t*lti*kil.srtxrl*ttrlr:gi*.IÍ*ťhir.tpl*v*nci*'$ti*n*ois*1.
$r*iisiovo,1S$*;5SS*.
1$'}gstiii$vů.l,Itxninsniilr*ttiiiápl*tetiktt'{iiailePiiť:lirhing,Avit*num:Ptit!.ic,
3.*.3rt;f Íril"
1l. B+liÁk+v*.-(..Sii<hének.J',|'-,{iť*ík*"J..ť**ě'k,}";{*rnp*i'er'sirnul*iioltr:ťbct*
tisrl.i*Í$ls*šlssio ll *a*i*iien*vabi*de*ti;lefitr*ťto,l íclt*tj*w.SrriBts
,l*{*t*lc-l{$trl*}It$*}i?S:s.}l-i$
1}..ť*r**qlrgÝ*,ť..Krxpl*''P.:'Áit*lysit*{thtlta*ssoťf*jlur*éth*s*rgitai'*x.
ir*dc.n.tjqti*otnt+ng*t'imp*$l.tÍ$srs*|}*l}tl'lp***llor:ill*s:*ťTstricy.S**pt*
ffi
Ť:ŤŤ šs
lv{edicilist**};ťts$:}s'g.1sl-t'iii.
l{,lf{.::#Ji
362
E-I-nÁRNI.!!*$vEs"[$*ÍAT#t{}s|í&x|JBN.f.m**:lts.1q5yy.{.. ' ]
ď.tí í{e.Íe'&$ťs.Tí}it{Ár##$y,'{fiÍ}íJr,.vrÍsTtry
S. $arrcí&rr,ri,{,"íťrru*'i.*{n'{Í,J. }'rrlliJí
,1ťii.ťi}*ili{uiilt.,r;ji*. -!'i,xllitt*rri.rgÍ#l*i*iilli*il, l'.*iril';i;.l.|i:ti,.itJťot.ť.ll.ilrl
..\trstrirlit
lt*;l.r,i:ie-l*arlltttgi.tt,li*}:'tlt'*t<r{l1l"ttťil.
.\titsiir.ltelrr+llnii,.t:iti{1.t|3rrtČ"L.ltiliJli$ťi$1ťi{i
tltltt*l*si*i.;*klir.ri*:g'Í{rrln*x.i*tlv*ri*ng.llltttrlr*i1$,
ltÍtr;ot'rjsÍ*r*
srirltiaesérlg,'*-"íll.{rlll.J*s.lfrtvi'J''1tiTlilrt*crrspil*$;+r-*n*li*.o*u,*u.:..
A l . r s t r * e t
l)*r'el*pwlt*
t'1.*lťLÍ*ilii:ir l *
ffi,;'';;J:,J:ffir*}sll]*t!${o**.n*s*r.*prrr*r:i
Ffehlr*l *-l** rningovg'*h *li livir
\' s*ttc;i*tl*dr'rír;5*i..|,;*rtlittgrtr.*{)}ťft)tl}.1rttráir*tli:tul
*ť*lnruÍ<li*$ir:kslill*ltitri*llii l*eil*l*t'.l*.irt}'l'lrl*l"lticht:h.
lcstj"" l)*.lli g ni*!t;i*i1i)$ťt*pi}ilrtpíiki;ri'er',"t1priiu'"*ctiiíťťhi:ih3
těir íciln*rlilr.+lt spr:citilrirci r.l.ttČ*rl,trtvt'hr rlititl.*i
tli}i.il'$ ť;tt}t}|ilt*ltrtrti*il 7.u!'tlttl:tile$lllf"slsi^t)*irti.llni|is
sÍlllt.ltltťtt|,r:'tiillitlr*.iii:i}ttl,*;l t } í.}"sk**ťl;titrlrriprii*rri:Ílt:
t p*.tl)iťrtčrx,Ýr*i stiltti**:rttill r.3hrr{ttxatrct.rt.;.}i1it!:t)si}ť{\\li.ll.ť'
l.ji,**r*n** pp*x.icli*_i* r**x.nii r)'uxii'trl r' ilr*kiini,":lr,rt*'
tiL:ťlrÍ.i}\'\iilhtt;qllii'l;t*Jrtil:ltÍ}i.ťl1iifiiťI}ifht*thnlit' c*ilrr*.
!'}i)li í:ťi}tťti{:il.il|+ i r. ktrll.r*I. ttqltittt ;ltti'tllint ir:krrrliitr.i.
l}t.*p;l*i}ť*.št**ttl sttlrlix {i pťrtl.ed** tt;l Er..sk}lli*t:í*ll
;tt[:*r'h. j* **irltl.lni; ct.tl kiltli.l'r:tirlit pt.}{t \}íti\}itÍl}*.t*
\.ir^l)Ii}\'itll1:rr*pallti:ivloŽtltrru t. 1ratxetisittltLlÚt+rr:.I}ťi"
*trrlj $|i1i19 nit Ntrx}ití.lt.tti:{t3.*l.rl'aj* rex**}. n:j*É*;rr.ul'rt.
;l*rtriixl*r*l**'* i:lrir,ivir{ k sl*$*r:rini t}rrri>i*ylr.riisi*iil:i*lt
r.it,r,'u'tJr?r.ti;ti:'tu(it:nlit.
I.};*|Ši'+blrlstir5*liiri *.l*;tnl:itlg*lt,1:.*it]ltlt{rt*J]j*
;:*l.
sk5.g<rl';rlriš*$itt.}tl:'tti'*ill.ttrirtl v.-.sii:rt'il.;lttitrir*i-irli*it
* rl{.;.$ni{:ilttt;.rt*ri*íii'Tiitirqr itxtxtlrt s* sl.iirl*t.iti;lu tlt}"
Íí'iJl]irttncjrrltitlr.ttt*.i*í1rirrttirtilv.ir r.rsl<.tJht't.irlitrt.tttt
'xis$l.t*rtiv t*mrl.i.st<ltttittltl*gii:kŮ,lirtr..51eki;tuttri:ltr:i:ťť}íťiJ
él".í:}.ll.:.l}r.tx:l}"-ltt*napŤiÍilr*.tlt*pl"*l*ltlllcill*ilttri.*i*ir-J:
l-\l.xlitíl'{)l.iiť}'intilttriiiltt -*rllt *.ri*lt;ilni*ll irt}{:l*l'tl.iitttl}iiiiť{|itll.;}iiívni
t*tirr:rik! pii lx*éri:*i eii}rt*. t}.l.tt*'.itrtt.
lii:kti ttlt'*r'lg':.';ltlitttalr.rť.cllttlapšii r.{ťlisti 1lii r$:o-*.r.r:lt
'1i1ťi.1.r.!ťt} sit*itt:ith' I'*rt$*rt *dektr*t:i*'hii*}t 1:1.ť.
ťet.it;lti']ijstl* r*rr'*l*tl.1.ttfit.iilli. itlt*ri*kt*vrl{ttse1. $Cill.
{s!llg{* *:liticť ttrctÍxlrÍ}'nil *ír:b'r'*i sttlt|*t.ttittsr.llii.l-ii
r*ir* *iskir*!.t.hn afu.lti. {'}i.tlšipri*.tritr:tlji: r5ltiiitl r.l.lsl'"
rlicil r$lfi}";t}1.\thl'it'|*o ,s:i'imhr}.'hti:'r* b1,li; r,'*'lr'{rť*l.gi
;'rrr;eiř:rlry'k**e*ru*i:*!.uii:nr l*k;ristli. rlr.nii:i*i i*tp,inrt'
t+l.tlgie.pxNetir:ké ixlš:ni {*}llri.*tvi"Nitti'hl*vt,ti illsiŮťiti]t'l
t ill'l|tirti *-l*;l'rnir'rgtlj* ?3\'.ld*í}i*li:*l,t*tillt T}itlt#.-.:.ťN}
tt*lxrriii t'trk.et{:1.r*s1*kťt*.'ilt..*r.l.t'lpskiistl*tr*!*rti-rI l. 3 |
lxr**i*ri.ritit rr;ir*inr n* 1xt{itil**r'*;:rr4tprrrr"r,;iur*vr r ušlil
{("..{l.". {:{L{ltíx{tt{:tj\s^ris{tlljt"**ttt.icit}it rtrhl*tru.rv*
irritn$ilvllttr:u r\,*}it.trI*t.:tiiltríi:l;trbtrlir {ť{.)L.* |}rt'{:icllt
{}t"iellť*ti|.;'irrnix3}^
is
t'ť s1 !r : h tir .yt: .'l* * tlr títtg* .
l\rr'rr*iirlieši l.rl'r*t;bi!* ;:tiittlrt;*tltlJ;itt**|ektrltlticke
n li "Iirrt pr:*6rrjc*ti t'itttxlire*ii:h txl*il*i* 1tilv.,f*;t{:rN*il}
s pr:*itir*i e r1.|lr'xl*it**r**iltt .s'ilitlr.illťtith^;lit1'.*i:*h5 sc
lx';i{* sturl*gtťr'lltil ttttití*.|*l:lttlri|1'r.\j:trlit1ťr:r.:tttrl-t*h"
leli tr *h1.tr'l..I}ťťÍt'$íilťťlr'l..lil.l.*rtĚtr*'ilttt*rl kr.lťig*'"*;t{t.;t
1..iltntxi ;titéiťx.-oťil t!r}{:5:,Ft.*Í}.tť$ťťiirirerl ilrrr.isinlrt,
ltr:rx*t: ht*lc 1.lr*jlr|iÍsi }rrití\.rl'!l.I'ušltiÍ]t15íIť|}{}hŤ]lrllií::
il*';t*;:*trli iulttt3x*r t*'lr'ťl}*ťiťilt]i:llťtrťlllrii'# t*k, iri'.1.
t3lt*tr:ti!tt:lx.tllrlr.r1.:t;iir.;tii.:iť.l.:illŤ}i!}iI.{itn*ritl-iibÝt r*...il'
r ! r : t : t - l . r l r : i i ' č Í Ě á l l t i i . * l * r . t l r r s l * i " ' , ' ' '
363
364