Review

写真位置
削除しない

PLD 法による高機能性
PLD 法による高機能性ハイドロキシアパタイト成膜
ハイドロキシアパタイト成膜

でください

屋代
*
屋代 英彦
英彦

H. Yashiro
１．まえがき成膜には様々な方法が検討されているが、プラズマ溶射が主流で使われてきた。10 µm 程度の３リン酸カルシウム

健康年齢の長寿命化と QOL(Quality of Life)の向上か
ら、失われた身体の一部を人工補填物で補い、以前と変わ粉末をプラズマ中で溶融し高速度で吹き付けるため、均一らない機能回復がなされている。例えば、歯科ではインプの膜厚を得るのには 50 µm と膜が厚くなるとともに多孔ラント歯、整形外科では、膝や股関節の人工関節などであ子状になる。厚い膜は生体内での骨固着力の減少につながる。これらのバイオマテリアルは長年研究され、機械強度り４）、多孔子構造は硬度、密着性の低下を生じる。この成と生体適合性が高い純 Ti、Ti 合金、CoCr 合金等が多く利膜の欠点はインプラント歯では埋植後に剥離から発生す用されている。しかし、弱い磁性材料の純 Ti でも MRI 画

る炎症を生じ易く、骨固着を返って阻害する。そのため、像診断などではアーチファクトが生じる 。これは人工膝

現在でも Ti インプラント歯ではアパタイト成膜の無い製関節置換手術後の関節周辺の筋肉、腱などの軟部組織の術品が主流である。また、プラズマ溶射による成膜はアパタ後の回復の観測を困難にする。また、希に金属アレルギー

イト結晶性に乏しく、後処理として水熱処理を行う必要がの発症が生じる。歯科においては埋植後のインプラント歯ある。この様な欠点を克服するには緻密、高純度、高結晶

では天然歯よりも歯周病になる可能性が高く、歯周病によ性、高密着性のアパタイト成膜を実現する必要があり、そる歯肉短縮に伴いインプラント歯が透けて黒く見える審の 場 で 結 晶 性 成 膜 が 可 能 な PLD (Pulsed-Laser

美性の問題も指摘されている。この様な点から Ti を別のDeposition)方式が最適であると考えている。本文では産生体材料で置き換えることが検討され、硬度、靭性等の機総研で行ってきた PLD 方式の成膜研究で得られた研究成械強度に優れ生体適合性、審美性も高いジルコニアセラミ

果５－７）、並びにその成膜方法に関して記述する。

１）

ックスが最適な候補と考えられている。しかし、ジルコニ
アはその特性ゆえに難加工材料であり、一般的に Ti に比２．従来の PLD 法による実験方法と結果べて骨伝導性に劣るため限定した利用に留まっている。

PLD 法によるアパタイト成膜は Cotell らによって最初

我々はこれらの課題解決にはレーザープロセスが最適であに報告された８）。紫外光の ns のパルスレーザーをアブレると考えている。その 1 つ目は超短パルスレーザーの連続照ーションレーザーとし焼結アパタイトターゲットに照射

射によるジルコニア表面のナノ周期構造の表面加工 、２つし、同時に放出される粒子を Ar もしくは Ar と H2O の混目は骨、歯の成分であるハイドロキシアパタイト（以下：ア合ガス中でアニールする方式で行われてきた。産総研では２）パタイト）のレーザーアブレーションによる成膜である。
これまで、人工関節などの補綴材料の骨固着にはアクリル樹脂の骨セメントが使われてきた。しかし、副作用として急激な血圧低下によるショック症状、塞栓症などで死に至る重篤な副反応があった。骨セメント自体による毒性なども問題視されて、使用しない骨固着が望まれてきた。このため、骨の成分であるアパタイトをインプラント表面に成膜することで、生体内で骨形成を促進し骨固着させるセメントレス方式が主流になってきた。生体骨はアパタイト表面に形成をされ、体内の骨同様にアパタイト膜は破骨細10 seconds

1 hour

胞に溶かされ、骨芽細胞によって骨形成がなされる。最終的にはインプラント表面の凹凸に隙間なく骨形成されア10 m

ンカー効果で固着するオッセオインテグレーション３）と呼ばれる状態となる。この現象は Ti やジルコニアなどの生体適合物質だけで生じる事が知られている。アパタイト* 産業技術総合研究所

電子光基礎技術研究部門

主任研究員- 91 -

図１

実験装置図ターゲットに加水分解でアパタイトに変化するβ-TCP(３成し、成膜物質のラマンスペクトルを分離し、アパタイトリン酸カルシウム)の圧縮焼結体を用い、H2O ガス中で成の重量比に対する強度比率の較正曲線を作成した。Ｘ線回膜する方法で行ってきた。図１（上）に PLD 法による成折では同様に混合した標準試料のスペクトルを分離し膜の実験装置の外観を示す。アブレーションレーザーには各々の物質由来のスペクトルの角度の強度比を重量比にNd:YAG レーザー第４高調波（波長：266 nm、パルス幅:10対する強度比から較正曲線を作成し、成膜物質のＸ線回折

ns、繰り返し周波数:10 Hz）を用い、45 度の入射角でタのスペクトル線から重量比を求めた５）。

ーゲット材料に照射した。この時の照射径は 2x3 mm のH2O ガス圧 0.1 Torr に固定しアニール温度を変化させ楕円状で、集光強度は約 4 J/cm2 に相当する。アブレーシた場合の成膜物質のスペクトルを図２示す。温度上昇につョン粒子として放出されたβ-TCP は、アモルファス CaPれてアモルファス CaP のスペクトル幅の広く中心波数のもしくは高温型のα-TCP を経て加水分解後にアパタイト異なるスペクトルから、α-TCP の多数のピークを持つス結晶へ変化する。成膜用の基板には 3 mol のイットリアをペクトル、その後アパタイトの単一スペクトルに変化して添加した安定化ジルコニアを用い、成膜面は光学研磨した。

いることが分かる。較正曲線による評価結果から温度上昇

ジルコニア基板の中心はレーザー照射位置からターゲッに伴い図３のようにアパタイト結晶の比率が上昇していトの法線方向の中心、距離 25 mm の位置に図のように設ることが分かる。一方、500 ℃のアニール温度でも完全置した。成膜用チェンバー内のアニールには cw-CO2 レーなアパタイト結晶への変化は得られなかった。

ザーを用いてジルコニア基板ホルダーに照射することで加熱を行った。加水分解のため H2O ガスは 1 Torr 以下の設定圧力（±5x10-4 Torr）で導入した。アニール温度は CO2レーザーの出力を調整し（±2 ℃）行った。ターゲットは面内方向に２次元に移動させ、アブレーション位置を変化させずにラスタースキャンを行い、同じターゲット位置に連続照射しないように照射した。図１（下左）に１時間の成膜表面の写真、（下右）に Si 上の 10 秒の成膜結果を示す。写真の様に成膜は多孔質状で、成膜物質の大部分は液滴からなっていることが分かる。成膜物質の評価には顕微ラマン分光、Ｘ線回折の２通りの方法で行った。（本文中ではラマン分光の結果のみ記載する。）
顕微ラマン分光の測定結果より、400 ℃以上のアニーリングを行った場合、アパタイトとα-TCP の２種類が混図３在する結果が得られた。ラマン分光における PO4 振動由来のラマンスペクトルは 950 cm-1 付近の波数に観測され、成膜物質中のアパタイト結晶の比率

アニール温度を 500 ℃と固定した場合の H2O ガス圧力

アパタイトでは単一のスペクトル、 α-TCP では４本の特の依存性を図４示す。同様に圧力上昇に伴いα-TCP を含徴あるスペクトル群となる。この形状の違いを予めアパタ

むスペクトルから単一に近いスペクトルへと変化し圧力

イト、α-TCP の重量比の異なる標準粉末で較正試料を作上昇に伴いさらにα-TCP を多く含むスペクトルへと変化

1.2

Intensity [Arb. U.]

1.00.8

Surface temperature 500 ℃0 Torr
0.50 Torr
0.10 Torr

0.6 0.30 Torr
0.4 0.20 Torr
0.20.15 Torr
0.05 Torr

0-0.21020 1000980960940

920

Raman shift [cm-1]
図２

成膜のラマンスペクトル温度依存性

図４- 92 -成膜のラマンスペクトル圧力依存性する結果となった。この結果は図５に示すように真空から３．アブレーション粒子の可視化による検証

H2O ガスの圧力上昇で加水分解が生じ、圧力が 0.15 Torr

原子から液滴まで幅広い粒度分布を持つアブレーショ付近で最大の比率となり、それ以降では比率が減少した。

ン粒子の付着が成膜のアパタイト結晶化に大きく影響を与えていることが示唆される。つまり、原子だけで成膜を行うことができれば、付着したアブレーション粒子は低いアニール温度で完全にアパタイト結晶として成膜することができる。この推察が正しいか、発生するアブレーション粒子の内、原子と液滴の粒子のアブレーションプルームの膨張の可視化を行った５）。

Plasma emission
Vacuumm
Vacuum

0.01Torr

0.025Torr

0.05Torr

0.075Torr

0.10Torr

0.15Torr

0.20Torr

0.40Torr

0.50Torr30m

図５

成膜物質中のアパタイト結晶の比率0.25Torr

図３のアニール温度の上昇でのアパタイト比率の上昇、図５の加水分解でのアパタイト比率の上昇、0.15 Torr 以

図７

上のアパタイト比率の減少は図６の加水分解のモデルで考えることができる。アブレーション粒子のうち、最小の0.30Torr

プルーム中の励起原子の発光

アブレーション粒子の内、励起原子、イオンの可視域の原子（イオン）から最大の 1 μm 径程度の液滴まで放出さ発光の大部分は CaⅠ, CaⅡのスペクトル線であった。図れ基板に付着する。真空の場合、加水分解が生じないため

７は時間積分で撮影した励起原子（イオン）の膨張の様子アパタイトへの変化は全く無い。H2O ガス圧力の上昇とである。写真の様に H2O ガス圧力変化に依存して大きくともに加水分解が生じアパタイト比率が上昇する。付着しプルームの形状が変化した。つまり、0.15 Torr 以上の圧た粒子は表面から H2O 分子と反応する。高温度では反応力でプルームの膨張が制限されていた。また、励起原子の速度が速く内部まで拡散し加水分解が進む。そのため、ア発光の時間、空間分解の測定にはフォトマルを用い、発光ニール温度が高い場合、アパタイトの比率が大きくなる。の信号からプルームの先端の到達時刻の測定を行った。

一方、H2O ガス圧の上昇により原子の膨張が制限され、一方、液滴自体は光らないため、可視化のプローブ光完全にアパタイトへ変化する粒子の比率が下がる。一方のとしてアブレーションレーザーより遅延させた Nd:YAG

液滴は圧力依存性がほぼ無視でき、圧力上昇に伴う付着粒レーザー第２高調波（波長:532 nm、パルス幅:10 ns）を子中の液滴の比率が相対的に上昇しアパタイトへと変化プルームに照射し粒子によるミー散乱を観測することでする物質が減少する。液滴として付着した粒子も表面から時間、空間分解でプルームの膨張を観測した。図８に 30 μs

加水分解を生じアパタイト結晶へと変化するが、完全に変後の散乱像を示す。この様に圧力を変化させた場合でも液化する前に後続の粒子により覆われ H2O 分子の供給が制滴は全く像が変化せず、膨張に制限かかからない結果が得止され、完全にアパタイト結晶へ変化しなかったと考えらられた。

れる。

Delay 30 sImage of hydrolysis to hydroxyapatite

H2O gaspressure

Vacuum

High

H2O
-TCP

図６Low

H2 O

 -TCPACP

Low
Annealing
temperature

H2 O

HApHigh -TCP

H2O

HAp

Vacuum

0.05Torr

0.10Torr

0.20Torr

0.30Torr

0.50Torr

成膜物質の加水分解による変化

図８- 93 -プルーム中の液滴の膨張

原子、液滴の２種類の大きさの異なるアブレーション粒膜を行った。図１０に実験装置を示す。この方法はターゲ子の可視化からレーザー照射後の時間とプルームの先端ットの照射位置と基板の中心に障害物を設置する。本実験の位置の関係を図９に示す。原子の先端位置と膨張時間のでは 5 mm の鉄球を中心に設置し行った。名前の通り日９）

関係にはブラストモデルを利用して近似した 。図９に示食を想定する様な配置にする。アブレーション粒子の内、すように圧力上昇に伴い原子は膨張とともに速度低下し、慣性の大きな液滴は障害物に衝突し基板まで届かない。一液滴は影響を受けず線形に膨張を行うことが確かめられ方、原子、イオンは圧力の変化により軌道が曲がるため、た。これは成膜物質の比率から考えた図６の加水分解の反原子状の粒子だけが障害物をよけ基板に付着させる方式

応モデルと一致する。

である。ジルコニア基板の加熱はセラミックヒーターで行った。図１１に成膜物質の写真（右）と電子顕微鏡写真（左）を示す。干渉縞が生じるほど緻密で液滴がほぼない成膜が達成されている。

10m

図１１
図９

成膜物質の写真及び電子顕微鏡写真

アブレーション粒子の膨張
この成膜方式で得られた成膜物質のラマンスペクトルを図１２に示す。ラマンスペクトルは大きく３つに分けら

４．液滴除去 PLD 成膜方法でのアパタイト成膜の実験方式と結果れた。（左）は基板温度 350 ℃以下でスペクトル幅の広い

従来の PLD 法の成膜物質の H2O ガス圧依存性、アニ度 360‐370 ℃で左右不対称なラマンスペクトル、（右）アモルファス CaP のラマンスペクトル、(中央）は基板温ール温度依存性ならびにアブレーションプルームの可視は基板温度 390 ℃以上で左右対称のスペクトル幅の狭い化の結果より液滴の付着が成膜物質のアパタイト結晶のラマンスペクトルが得られた。（左）、（中央）はガウス分比率を下げ、アニール温度の高温度化を必要とする結果が布（右）はローレンツ分布で近似されている。液滴が排除分かった。これまでの PLD 法の成膜研究において液滴をされているため従来型で得られた液滴由来の α-TCP のス排除する方法はいくつか提案されているが、幾何学的に最ペクトルは温度にかかわらず測定されなかった。ラマンスも単純に排除可能なエクリプス型 PLD 法

ペクトルは 360 ℃を境に大きく異なる結果が得られた。

１０）を用いて成Si、Ge、ダイヤモンドなどのナノサイズの微結晶では短波数で不対称になるラマンスペクトルが報告されている
１１－１３)。図１２（中央）のスペクトルはアパタイトのナノ結晶だと考えられる。図１２のラマンスペクトルの中心波数、半値全幅をアニーリング温度依存性から示した結果を図１３に示す。図のように 360 ℃を境に物性が急激に変化していることが分かる。また、360 ℃以上でも温度上昇に伴いスペクトルが狭帯域化している。これは結晶粒界が大きくなることを示している。さらにジルコニア基板とアパタイト結晶の熱膨張係数から高温時に成膜したアパタイト結晶は冷却後、応力によりラマンシフトが発生していることが分かる。この熱膨張係数、アニール温度、成膜の膨張を考慮すると、応力は熱膨張係数とアニール温度と室温の差で決まる。また、高圧力下のアパタイト結晶のラマンスペクトルシフト１４）、成膜のような２次元を３次
図１０

エクリプス法の実験装置

元の応力の関係１５）を考慮するとラマンスペクトルの中心は点線のように波数が減少することが予想される。このと- 94 -200

under 350 ℃

over 390 ℃

360 ~ 370 ℃
CrystalAmorphous150350 °C

370 °C

600 °C

100230 °C

500 °C

5020 °C

360 °C

390 °C

01020 1000

980

960

940

920

1020 1000

980

960

940

920

1020 1000

980

960

940

920

900

Wavenumber [cm -1]
図１２

成膜のラマンスペクトルの温度依存性

き応力の無い室温の粉末を起点（▲）とした。しかし、実緻密、高純度、高結晶性アパタイト成膜がエクリプス法際にはラマンスペクトルの中心波数は増加傾向であった。

で実現する結果が得られた。この成膜は生体内で長期に維これはアパタイト結晶の大きさの増加に伴うラマンシフ持されるとともに骨形成を促進すると予想され生体イントとして説明ができる。このようにラマンスペクトルの不プラントの骨固着に効果的に働くと期待される。

対称性、狭帯域化、応力シフトなどから 360 ℃で結晶化したことがわかった。このアニール温度は従来の方法では４．まとめ500 ℃でも 80 %しか結晶化できなかった方法が、100 ℃インプラント歯、人工膝関節などの補綴材料の骨固着以上低いアニール温度でも完全に結晶化できることを示に大きな効果を発揮する結晶性アパタイト成膜にレーザしている。同時にこのアニール温度は PLD 法で結晶化しープロセスが最適であると考え、PLD 法による成膜の研たアパタイト成膜論文で報告されたもののうち最も低い究を行った。一般的な PLD 成膜の方法ではジルコニア基温度であった。

板上において 500 ℃のアニール温度でもアパタイト膜の完全結晶化、緻密な成膜が達成できなかった。これはアブレーション粒子の内、液滴によると示唆された。液滴による影響を実証するためアブレーションプルーム中の原子状粒子、μm サイズの２種類の粒子の膨張を観測した。その結果、結晶化が最適な条件である 0.15 Torr 以上では原子状粒子の膨張が抑制され、相対的に液滴の比率が高くなることがわかった。つまり、液滴を除外して成膜を行うことで低温度での結晶化が可能なことがわかった。この結果を受けて液滴除去が幾何学的にできるエクリプス型 PLD法での成膜を行った。この液滴を排除した成膜では 360 ℃のアニール温度で緻密、高純度、高結晶性の膜を実現できることをラマン分光により実証した。この温度は従来の成膜と結晶化を同時に行う方法と比較して 100 ℃近い温度低下を可能にした。また、高温度化することでラマンスペクトルの狭帯域化から結晶性が向上した結果が得られた。
今後、この方法で作成したアパタイト膜は生体内で骨形成図１３

ラマンスペクトルの中心波数及び半値全幅の基板温度依存性を促進すると予想されるため、骨固着を要する生体用インプラントへの応用が期待できる。

- 95 -

謝7)

辞(2022) 131602.

本研究は，公益財団法人天田財団からの一般研究助成及び AMED 橋渡し研究（T-CReDO シーズ C）により実施

H. Yashiro, M. Kakahata, Appl. Phys. Lett. 120,

8)

8)C.M. Cotell, D.B. Chrisey, K.S. Grabowski,した研究に基づいていることを付記するとともに，同財団

J.A. Sprague, C.R. Gossett, J. Appl. Biomater. 3,

AMED に感謝いたします。また、本研究を行うにあたり(1992) 87.

共同研究者として助言、協力を頂いた欠端雅之博士、梅林

9） Y. B. Zel’dovich and Y. P. Raizer, Physics of Shock

信弘氏、伊藤敦夫博士、大矢根綾子博士、六崎裕高博士、

Waves and High Temperature Hydrodynamic

吉原久美子博士に感謝いたします。

Phenomena (Academic, New York, 1966) Vol. 1, p.
94.
10) K. Kinoshita, H. Ishibashi, and T. Kobayashi, Jpn.

参考文献
1)

J. Appl. Phys. 33, (1994) L417-420.

F. Duttenhoefer, M.E. Mertens, J. Vizkelety, F.
Gremse, V.A. Stadelmann, S. Sauerbier, Clinical11) I.H. Campbell and P.M. Fauchet, Solid State
Comm, 58 (1986) 739-741.

Oral Implants Res. 26 (2015) 1195-1202.
2)12) H. Xia, Y.L. He, L.C. Wang, W. Zhang, X.N. Liu,

M. Kakehata, A. Oyane, H. Yashiro, A. Ito, Y.
ofX.K. Zhang and D. Feng, J. Appl. Phys. 78 (1995)

P.I. Bränemark, J. of Prosthet Dent., 50 (1983)

13) M. Yoshikawa, Y. Mori, M. Maegawa, G. Katagiri,

Okazaki,andK.

Torizuka,Proceedings

LAMP2019 A20.
3)
4)6705-6708.

399-410.

H. Ishida, and A. Ishitani, Appl. Phys. Lett. 62

青木秀希、驚異の生体物質アパタイト、医歯薬出版株(1993) 3114-3116.
14） J. Liu, U.A. Glasmacher, M. Lang, C. Trautmann,式会社.
5)

H. Yashiro, M. Kakehata, N. Umebayashi, and A.

Miletich, Appl Phys. A 91 (2008) 17-22.

Ito, Jap. J. Appl. Phys. 60, (2021) 065501.
6)K.O. Voss, R. Neumann, G.A. Wagner, and R.

H. Yashiro, N. Umebayashi, M. Kakehata, Jap. J.

15) H. Windischmann and K.J. Gray, Diamond Relat.
Mater. 4 837-842 (1995).

Appl. Phys. 60, (2021) 066601.

- 96 -