Untersuchungen zur Degradation und Biokompatibilität von intramedullären Implantaten auf Magnesiumbasis im Kaninchenmodell: Prüfung der Degradation im
Langzeitversuch und Untersuchung des Einflusses einer Fluoridbeschichtung
INAUGURAL-DISSERTATION
Zur Erlangung des Grades einer Doktorin der Veterinärmedizin -Doctor medicinae veterinariae-
(Dr. med. vet.)
vorgelegt von Martina Thomann
aus Wiesenbronn
Hannover 2008
Wissenschaftliche Betreuung: Univ.-Prof. Dr. Andrea Meyer-Lindenberg
1. Gutachterin: Univ.-Prof. Dr. Andrea Meyer-Lindenberg
2. Gutachter: PD Dr. Carsten Staszyk
Tag der mündlichen Prüfung: 19.11.2008
Diese Dissertation ist im Rahmen des von der Deutschen Forschungsgesellschaft (DFG) geförderten Sonderforschungsbereiches 599 im Teilprojekt R6 (Teilprojekt R6 - Degradable Knochenimplantate: „Degradable Osteosynthese: Optimierung der Knochenregeneration durch stabilitätsgesteuerte Implantatresorption unter Verwendung resorbierbarer Leichtmetalle“) entstanden.
Für meine Familie
Inhaltsverzeichnis
1 Einleitung...11
2 Literaturübersicht...13
2.1 Knochen ...13
2.1.1 Makroskopischer und mikroskopischer Aufbau langer Röhrenknochen...13
2.1.2 Grundlage der Knochenneubildung und des bone remodeling ...15
2.1.3 Knochenstoffwechsel ...17
2.1.4 Reaktionen auf das Einbringen intramedullärer Implantate...18
2.2 Implantatmaterialien ...19
2.2.1 Nicht resorbierbare Implantatmaterialien ...19
2.2.1.1 Rostfreier Edelstahl ...20
2.2.1.2 Titanimplantate...21
2.2.2 Keramische Werkstoffe, Biogläser und Kompositmaterialien...22
2.2.2.1 Keramiken ...22
2.2.2.2 Biogläser ...24
2.2.2.3 Kompositmaterialien ...25
2.2.3 Resorbierbare Implantate ...26
2.2.3.1 Polymere ...26
2.2.3.2 Magnesium...28
2.3 Beschichtungen und Oberflächenbehandlungen von Implantatmaterialien ..42
2.3.1 Beschichtung von nichtresorbierbaren und resorbierbaren Implantaten ...42
2.3.2 Beschichtung und Oberflächenbehandlung von Magnesium ...44
2.4 Untersuchungsmethoden von Implantatmaterialien ...46
2.4.1 Untersuchungen zur Biokompatibilität ...46
2.4.1.1 Histologische Untersuchung ...48
2.4.1.2 Fluoreszenzmikroskopische Untersuchung ...51
2.4.1.3 µ-computertomographische Untersuchung ...52
2.4.2 Methoden zur Untersuchung von Implantaten sowie deren Degradation ...53
2.4.3 Mechanische Untersuchung von Knochen und Implantaten ...55
3 Eigene Untersuchungen...57
3.1 Versuchstiere und Versuchstierhaltung...57
3.2 Material für die Durchführung des Tierversuches...58
3.2.1 Implantatmaterialien und deren Herstellung ...58
3.2.2 Medikamente, Verbrauchsmaterialien und Geräte...60
3.3 Methoden...64
3.3.1 Versuchsgruppen ...64
3.3.2 Versuchsdurchführung ...65
3.3.2.1 Operationsvorbereitung ...65
3.3.2.2 Operationsdurchführung und postoperative Versorgung...66
3.3.3 Untersuchungen und Behandlungen im Laufe des Tierversuches...68
3.3.3.1 Klinische Untersuchung...68
3.3.3.2 Polychrome Sequenzmarkierung...70
3.3.4 Beendigung der Tierversuche und Probengewinnung ...72
3.3.5 Postmortale Untersuchungen der Implantate (linke Tibiae) ...74
3.3.5.1 Stereomikroskopische Untersuchung ...74
3.3.5.2 Rasterelektronenmikroskopische Untersuchungen und EDX-Analyse ...74
3.3.5.3 Flusssäurebehandlung und Bestimmung des Masse- bzw. Volumenverlustes...75
3.3.5.4 Mechanische Prüfung...75
3.3.6 Untersuchungen des Implantat-Knochenverbundes ...77
3.3.6.1 µ-computertomographische Untersuchungen ...77
3.3.6.2 Histologische Untersuchung ...78
3.3.6.2.1 Einbettung der Proben...78
3.3.6.2.2 Anfertigen der histologischen Schnitte...79
3.3.6.2.3 Fluoreszenzmikroskopie ...81
3.3.6.2.4 Untersuchung histologischer Schnitte im Rasterelektronenmikroskop und EDX-Analyse ...81
3.3.6.2.5 Färbung der Präparate mit Toluidinblau...83
3.4 Auswertung ...84
3.4.1 Klinische Untersuchung...84
3.4.2 Röntgenologische Untersuchung...84
3.4.3 Untersuchungen des Implantates und der Implantatumgebung...86
3.4.3.1.1 Auswertung der stereomikroskopischen Aufnahmen der Implantate....86
3.4.3.1.2 Auswertung der rasterelektronenmikroskopischen Aufnahmen und EDX-Analysen...86
3.4.3.1.3 Gewichts- und Volumenbestimmung ...87
3.4.3.1.4 Dreipunktbiegung ...87
3.4.4 Untersuchung des Implantat-Knochenverbundes ...87
3.4.4.1 µ-computertomographische Auswertung ...87
3.4.4.2 Histologische Schnitte ...93
3.4.4.2.1 Fluoreszenzmikroskopie ...93
3.4.4.2.2 Rasterelektronenmikroskopische Untersuchung und EDX-Analyse der histologischen Querschnitte ...94
3.4.4.2.3 Toluidinblaufärbung ...94
3.4.5 Statistische Auswertung ...100
4 Ergebnisse...101
4.1 Klinische Untersuchung...101
4.2 Röntgenologische Verlaufskontrollen...103
4.2.1 Knochenzubildungen an der Implantationsstelle...103
4.2.2 Gasbildung...106
4.2.3 Periostale Zubildungen im Bereich der Tibiadiaphyse ...107
4.2.4 Besonderheiten ...108
4.2.5 Implantatresorption...111
4.3 Untersuchungen der Implantate und Implantatbereiche...115
4.3.1 Makroskopische Beurteilung der Tibiae und Implantatbereiche...115
4.3.2 Stereomikroskopische Untersuchung ...119
4.3.3 Rasterelektronenmikroskopische Untersuchung der Oberfläche und punktuelle EDX-Analysen ...125
4.3.4 Bestimmung des Implantatgewichtes bzw. des Implantatvolumens...135
4.3.5 Mechanische Prüfung der Implantate ...139
4.4 Untersuchungen des Implantat-Knochenverbundes...142
4.4.1 µ-Computertomographie ...142
4.4.1.1 Bewertung der Schnittebenen anhand eines Scores ...142
4.4.1.2 Ergebnis der Vermessung der Implantatquerschnittsflächen ...154
4.4.2 Histologische Untersuchung...157
4.4.2.1 Fluoreszenzmikroskopie...157
4.4.2.2 Rasterelektronenmikroskopische Untersuchung und EDX-Analyse (line scans) histologischer Dünnschliffe...164
4.4.2.3 Auswertung der toluidinblaugefärbten histologischen Schnitte ...173
4.4.2.4 Statistische Auswertung der histologischen und histomorphometrischen Ergebnisse der toluidinblaugefärbten Präparate...193
5 Diskussion...198
6 Zusammenfassung...227
7 Summary...229
8 Literaturverzeichnis...231
9 Anhang...260
Abkürzungsverzeichnis
Ø Durchmesser
Abb. Abbildung
EDX energy dispersive X-ray spectroscopy E-Modul Elastizitätsmodul
ggr. geringgradig
GPa Gigapascal
hgr. hochgradig
i.c. intracardial
i.m. intramuskulär
KGW Körpergewicht [kg]
L links
LAE442 Magnesiumlegierung mit 90 wt% Magnesium, 4 wt%Lithium 4 wt%Aluminium und 2 wt% Seltenen Erden
MAR mineral apposition rate
MgCa0,8 Magnesiumlegierung mit 99,2 wt% Magnesium und 0,8 wt% Calcium
MgF2 Magnesiumfluorid
mgr. mittelgradig
Mo Monat
OP Operation
PLA Poly-L-Lactidsäure
R rechts
REM Rasterelektronenmikroskop
s.c. subkutan
SD Standardabweichung
SBF simulated body fluid
SPF spezifisch pathogen frei
Tab. Tabelle
Vol.-% Volumenprozent
wt% Gewichtsprozent
Im Rahmen dieser Dissertation entstandene Veröffentlichungen:
M.Thomann, Ch. Krause, D. Bormann, N. von der Höh, H. Windhagen, A. Meyer- Lindenberg: Vergleich der resorbierbaren Magnesiumlegierungen LAE442 und MgCa0,8 bezüglich der Degradation und Biokompatibilität im Zeitraum von 12 Monaten. Jahrestagung der deutschen Gesellschaft für Biomaterialien, Hannover.
Biomaterialien 8 (3), 2007, S.182
A. Meyer-Lindenberg, A. Krause, C. Krause, D. Bormann, H. Windhagen:
Entwicklung der mechanischen Eigenschaften von degradablen intramedullären Implantaten auf Magnesiumbasis nach unterschiedlicher Implantationsdauer,
Jahrestagung der deutschen Gesellschaft für Biomaterialien, Hannover.
Biomaterialien 8 (3), 2007, S.180
A. Meyer-Lindenberg, M. Thomann, A. Krause, C. Krause, D. Bormann, T. Hassel, H.
Windhagen:
Influence of magnesium fluoride coating of degradable magnesium implants (MgCa0.8) on the degradation behavior, Annual Meeting of the
Orthopaedic Research Society, San Francisco, 2008. S.1041
M.Thomann, Ch. Krause, D. Bormann, N. von der Höh, H. Windhagen, A. Meyer- Lindenberg:
Comparison of the resorbable magnesium alloys LAE442 and MgCa0,8 concerning their mechanical properties, gradient of degradation and bone-implant-contact after 12 months implantation in rabbit model, 10th International Symposium on Biomaterials, Essen, 2008.
M.Thomann, C. Krause, N. von der Höh, A. Krause, D. Bormann, T. Hassel, H.
Windhagen, A. Meyer-Lindenberg:
in vivo Degradationsverhalten von beschichteten Leichtmetallimplantaten aus einer calciumhaltigen Magnesiumlegierung, 5. Ranshofener Leichtmetalltage, Österreich, 2008. Tagungsband: S.239.
M.Thomann, C. Krause, N. von der Höh, H. Windhagen, A. Meyer-Lindenberg:
Flächenmessung von Implantatquerschnitten und Bestimmung des Volumenverlustes verschiedener Magnesiumlegierungen nach Implantation im Kaninchenmodell., Biomaterial- und Biomechaniktage, München, 2008.
Biomaterialien 9 (1/2), 2008, S.66
N. von der Höh, M.Thomann, D. Bormann, T. Hassel, H. Windhagen, A. Meyer- Lindenberg:
Einfluss verschiedener Implantate aus Magnesiumlegierungen auf den periostalen Knochenzuwachs in der Kaninchentibia, Biomaterial- und Biomechaniktage, München, 2008.
Biomaterialien 9 (1/2), 2008, S.70
1 Einleitung
Resorbierbare Implantatmaterialien stehen derzeit im Blickpunkt der Forschung (VAN DER ELST et al. 2000; KRAUSE 2008; VON DER HÖH 2008), da sich durch ihre Anwendung die bisher notwendige Entfernung herkömmlicher Implantate erübrigt (KULKARNI et al. 1966). Dies ist von Vorteil, da dauerhafte Implantate immer einen Fremdkörper im Organismus darstellen und ein gewisses Infektionsrisiko beinhalten (WITTE et al. 2004). Die Implantatentfernung stellt einen Routineeingriff dar, der mit Kosten und einem bei jeder Operation einzukalkulierenden Risiko verbunden ist (ROKKANEN et al. 2000; WITTE et al. 2004). Ebenfalls von Nachteil ist, dass Metallimplantate eine höhere Steifigkeit als kortikaler Knochen besitzen und zum so genannten „stress shielding“, einer Belastungsabschirmung des Knochens und dadurch eventuell zur Refrakturierung (HOFMANN 1995; GOGOLEWSKI 2000), führen. Die größte Herausforderung bei der Erforschung resorbierbarer Materialien ist es, Implantate zu entwickeln, deren Degradationsgeschwindigkeit an die Knochenheilung angepasst ist. Sobald der Knochen eine ausreichende Stabilität wiedererlangt hat, sollte sich das Implantat komplikationslos abbauen und die Abbauprodukte sollten ausgeschieden werden. Zwar werden derzeit bereits degradable Polymere in der Osteosynthese eingesetzt (SIMON et al. 1997; WEILER et al. 1998; VAN DER ELST et al. 2000), allerdings können diese Kunststoffe nur begrenzt verwendet werden, da ihre Stabilität nicht zum Einsatz am gewichttragenden Knochen ausreicht (HOFMANN 1995; CLAES u. IGNATIUS 2002).
Weiterhin ist die Komplikationsrate, die mit Implantatversagen und Frakturdislokation bzw. mit der Ausbildung steriler Sinus im Bereich der Implantatlokalisation einhergeht, relativ hoch (CLAES 1992; HOFMANN 1995).
Auf der Suche nach neuen Materialien wurde bereits Anfang des 20. Jahrhunderts das Leichtmetall Magnesium für den Einsatz in der Orthopädie entdeckt (LAMBOTTE 1932). Es ist ein natürlicher Bestandteil des Körpers und erfüllt dort wichtige Funktionen (VORMANN 2003; WOLF u. CITTADINI 2003). Es weist im Vergleich zu anderen Implantatmaterialien günstige Zug- und Druckfestigkeiten, sowie eine dem Knochen ähnliche Dichte und einen ähnlichen Elastizitätsmodul (E-Modul) auf (SHIKINAMI u. OKUNO 1999; STAIGER et al. 2006; SONG 2007). Diese
Eigenschaften sind vorteilhaft, um die Belastungsabschirmung zu umgehen. Bei bisheriger Anwendung von Magnesium und dessen Legierungen wurde häufig über eine zu rasche Korrosion in Verbindung mit einem Verlust der mechanischen Eigenschaften und der Bildung von Wasserstoff berichtet (LAMBOTTE 1932;
VERBRUGGE 1934; MCBRIDE 1938; TROITSKII u. TSITRIN 1944; SWITZER 2005;
LI et al. 2008; VON DER HÖH 2008). Um der zu schnellen Korrosion von Magnesiumlegierungen vorzubeugen, gibt es verschiedene Ansätze wie beispielsweise die Verwendung hochreiner Legierungen, die Zulegierung neuer Elemente bzw. die Oberflächenbearbeitung oder die Beschichtung (MAKAR u.
KRUGER 1993; SONG u. ATRENS 1999). Die Magnesiumlegierungen MgCa0,8 und LAE442 zeigten in einer in vivo Studie viel versprechende Ergebnisse (KRAUSE 2008).
Da LAE442 die besten Resultate lieferte, diese Legierung jedoch nach sechs Monaten noch nicht vollständig resorbiert war (KRAUSE 2008), sollte sie in der vorliegenden Studie unter vergleichbaren Bedingungen über einen längeren Zeitraum untersucht werden.
Die Implantate aus MgCa0,8 lieferten bezüglich der Verträglichkeit ebenfalls sehr gute Ergebnisse, jedoch degradierten sie deutlich schneller und ungleichmäßiger als LAE442 (KRAUSE 2008). In in vitro Studien wurde beschrieben, dass die Korrosionsbeständigkeit von Magnesium durch eine Beschichtung mit Magnesiumfluorid (MgF2) verbessert werden kann (STAESCHE 1948; BACH et al.
2005; CHIU et al. 2007). Daher war es ein weiteres Ziel der vorliegenden Arbeit zu prüfen, ob sich die Korrosionsbeständigkeit von MgCa0,8 auch in vivo durch eine Beschichtung mit MgF2 verbessern lässt.
2 Literaturübersicht 2.1 Knochen
2.1.1 Makroskopischer und mikroskopischer Aufbau langer Röhrenknochen Der Röhrenknochen besteht aus dem mittleren Knochenschaft, der Diaphyse, sowie zwei Endstücken, den Epiphysen. Als Metaphyse wird der Bereich zwischen Diaphyse und Epiphyse bezeichnet (NICKEL et al. 2004).
Histologisch wird zwischen Geflechtknochen und Lamellenknochen unterschieden (JUNQUEIRA u. CARNEIRO 2004). Geflechtknochen (Faserknochen) treten bei Knochenneubildung, Reparaturvorgängen und Frakturheilung auf (JUNQUEIRA u.
CARNEIRO 2004). Zunehmende mechanische Belastung führt schon früh zum Umbau des Geflechtknochens in einen Lamellenknochen, da die mechanischen Festigkeiten des Geflechtknochens gering sind (SCHWARZ et al. 1999; AN 2003, JUNQUEIRA u. CARNEIRO 2004; NICKEL et al. 2004).
Makroskopisch können auf einem Querschnitt durch einen Röhrenknochen eine äußere, kompakte Schicht (Substantia compacta oder Substantia corticalis) und eine schwammartige Schicht (Substantia spongiosa) (SCHWARZ et al. 1999;
JUNQUEIRA u. CARNEIRO 2004) unterschieden werden. Die Diaphyse des Röhrenknochens besteht hauptsächlich aus Substantia compacta, die die Markhöhle als dickwandige Röhre umgibt. Die Epiphysen werden vorwiegend aus Spongiosaknochen gebildet und im Außenbereich von einer dünnen Schicht von Substantia corticalis überzogen (v. ENGELHARDT u. BREVES 2000; SUMNER- SMITH u. FACKELMAN 2002; NICKEL et al. 2004).
Mit Ausnahme der von Knorpel bedeckten Gelenkflächen wird der Knochen von einer Schicht straffen Bindegewebes, dem Periost, überzogen. Das Periost besteht zum einen aus einem äußeren Stratum fibrosum, zum anderen aus einem inneren Stratum cambium (SUMNER-SMITH u. FACKELMAN 2002; NICKEL et al. 2004). Die Markhöhle sowie die Zwischenräume in der Substantia spongiosa sind mit dem Endost, der inneren Knochenhaut, ausgekleidet (GENESER 1989; SUMNER-SMITH u. FACKELMAN 2002; NICKEL et al. 2004).
Die kleinste Einheit des Knochens ist das Osteon (Havers-System). Im Zentrum des Osteons liegt der gefäßführende Havers-Kanal. Die Volkmanngefäße verlaufen senkrecht oder schräg zur Knochenlängsachse und verbinden sich mit den Haverschen Gefäßen (SCHWARZ et al. 1999). Dieses System dient der Ernährung des Knochens (GENESER 1989). Um den Havers-Kanal legen sich konzentrische Knochenlamellen, die Speziallamellen. Neben diesen existieren zudem Schaltlamellen, bei denen es sich um Bruchstücke von Osteonen handelt, die bei Umbauvorgängen des Knochens teilweise abgebaut wurden. Weiterhin gibt es Generallamellen, die unmittelbar an Periost und Endost angrenzen (GENESER 1989; JUNQUEIRA u. CARNEIRO 2004).
Zu den wichtigsten, zellulären Bestandteilen des Knochengewebes gehören Osteozyten, Osteoblasten und Osteoklasten. In Lakunen, die zwischen bzw. in den Lamellen lokalisiert sind, liegen die Knochenzellen, die Osteozyten. Sie sind durch ihre Fortsätze, die in feinen Kanalikuli liegen, miteinander verbunden und ermöglichen den interzellulären Austausch von Metaboliten und Signalstoffen (GENESER 1989; JUNQUEIRA u. CARNEIRO 2004). Osteozyten reagieren auf mechanische Beanspruchung des Knochens und halten die extrazelluläre Matrix aufrecht (JUNQUEIRA u. CARNEIRO 2004).
Osteoblasten sind rundliche Zellen, die der äußeren und inneren Knochenoberfläche anliegen. Sie synthetisieren und sezernieren die organischen Komponenten der Knochenmatrix, die hauptsächlich aus Kollagen Typ 1 besteht (JUNQUEIRA u.
CARNEIRO 2004). Zusätzlich enthält sie nicht-kollagene Bestandteile (z.B.
Osteocalcin). Die noch nicht verkalkte Matrix wird als Osteoid bezeichnet. Das Osteoid wird durch Einlagerung von anorganischen Bestandteilen mineralisiert. Die anorganischen Komponenten bestehen zum einen aus kristallinem, calcium- und phosphatreichem Hydroxylapatit, zum anderen aus nicht-kristallinen Anteilen, wie Calciumphosphat, Calciumkarbonat, Magnesiumphosphat und Calciumfluorid.
Osteoblasten, die von der Grundsubstanz eingeschlossenen werden, gehen in einen inaktiven Zustand über, erhalten einen spindelförmigen Körper und werden nun als Osteozyten bezeichnet (v. ENGELHARDT u. BREVES 2000; SUMNER-SMITH u.
FACKELMAN 2002; NICKEL et al. 2004).
Als weitere zelluläre Bestandteile finden sich im Knochen vielkernige Riesenzellen, die Osteoklasten. Sie entstehen durch die Fusion von mononukleären Vorläufern des Monozyten-Makrophagen-Systems (SUMNER-SMITH u. FACKELMAN 2002; AN 2003; JUNQUEIRA u. CARNEIRO 2004). Sie liegen über eine stark gefaltete Zone (ruffled border) der mineralisierten Knochenoberfläche an. Zwischen ruffled border und Knochenoberfläche findet der Abbau der mineralischen Knochenmatrix in Resorptionslakunen statt. Dies erfolgt durch Sezernierung lysosomaler Enzyme sowie einer zusätzlich initiierten pH-Wertabsenkung zur Demineralisierung des Knochens. Anschließend wird die organische Matrix von den freigesetzten Enzymen zersetzt (JUNQUEIRA u. CARNEIRO 2004).
Im Periost und Endost sind zusätzlich so genannte „bone lining cells“ vorhanden die die Vorläufer der Osteoblasten darstellen (AN 2003).
2.1.2 Grundlage der Knochenneubildung und des bone remodeling
Die Neubildung des Knochens tritt sowohl im Rahmen des natürlichen Wachstums als auch bei Frakturen oder anderen pathologischen Prozessen auf. Die Knochenneubildung kann direkt aus Bindegewebe entstehen (desmale Ossifikation).
Durch die desmale Ossifikation entsteht ein einfaches, gefäßhaltiges Knochengewebe, der Geflechtknochen. Er bleibt in Form so genannter Deckknochen am Schädeldach und Angesichtsschädel zeitlebens erhalten (SCHWARZ et al. 1999;
JUNQUEIRA u. CARNEIRO 2004). Bei allen anderen Knochen des Säugetierskeletts folgt auf die einleitende desmale Ossifikation, die zum Geflechtknochen führt, die chondrale Ossifikation. Hierbei erfolgt die Knochenbildung aus Knorpelgewebe. Die chondrale Ossifikation findet zuerst in Form der perichondralen (von außen erfolgenden) Ossifikation statt (SCHWARZ et al. 1999; LIEBICH 2004). Bei dieser erfolgt die Umwandlung von mesenchymalen Zellen aus dem perichondralen Bindegewebe zu Osteoblasten. Das Perichondrium differenziert sich entsprechend zum Periost. Die entstandenen Osteoblasten bilden einen Geflechtknochen, der die Diaphyse des Knorpelmodells manschettenartig umschließt, epiphysenwärts auswächst und damit zunehmend die Ernährung des Knorpelmodells unterbindet.
Die so vom Stoffwechsel mehr und mehr abgeschnittenen Knorpelzellen beginnen
die sie umgebende Grundsubstanz zu resorbieren. Dadurch vergrößern sich die Knorpelzellhöhlen und ebenfalls die Knorpelzellen blasenartig (Blasenknorpel).
Durch die Tätigkeit von Osteoklasten entstehen in der Knochenmanschette Löcher bzw. feine Kanälchen. Über diese Öffnungen dringen vom Periost aus Blutgefäße und mesenchymale Zellen in den Blasenknorpel ein. Damit sind die wesentlichen Voraussetzungen für die enchondrale Ossifikation gegeben. In deren Verlauf wird das eingeschlossene Knorpelgewebe kontinuierlich abgeräumt und durch Geflechtknochen ersetzt (SCHWARZ et al. 1999; LIEBICH 2004). In den Knorpel eingewanderte Mesenchymzellen differenzieren sich zu Chondroklasten, die enzymatisch die Reste der verkalkten Knorpelmatrix auflösen und zu Osteoblasten, die neue Knochengrundsubstanz produzieren (NICKEL et al. 2004; JUNQUEIRA u.
CARNEIRO 2004). Der primär gebildete Geflechtknochen wird im weiteren Verlauf allmählich durch Lamellenknochen ersetzt (LIEBICH 2004).
Knochengewebe ist sehr dynamisch und unterliegt auch nach Abschluss von Wachstum und Modellierung des Skelettes weiteren Umbauvorgängen, die als „bone remodeling“ bezeichnet werden (FROST 1969; HILL 1998). Es handelt sich um einen gekoppelten Prozess, in dem sowohl die Entfernung von altem Knochen, als auch der Ersatz durch neu gebildeten Knochen stattfinden (HILL 1998). Durch diese Möglichkeit des individuellen Umbaus wird eine Anpassung an Belastungen oder Veränderungen durch Traumata und externe Reize möglich, fast ohne Quantität, Geometrie oder Größe des Knochens zu ändern (FROST 1969; JUNQUEIRA u.
CARNEIRO 2004). Unter physiologischen Bedingungen besteht ein Gleichgewicht zwischen von Osteoklasten resorbiertem und von Osteoblasten gebildetem Knochen (HILL 1998).
FROST (1966) stellte das „BMU-Konzept“ vor, das ausschließlich auf Umbauvorgänge im kompakten Knochen angewendet werden kann (SCHENK 1978).
Eine BMU („basic metabolizing unit“) besteht nach FROST (1966) aus einer Ansammlung von Osteoklasten (cutter cone), aus einem axialen Blutgefäß bzw. einer Blutschlinge, sowie einer flächigen Anordnung von Osteoblasten, die die Wand des Resorptionskanals auskleiden.
FROST benannte die „basic metabolizing unit“ (FROST 1966) schließlich in „basic multicellular unit“ (FROST 1969) um.
Die so genannte „ARF-Regel“ von FROST (1969) gibt die zeitliche Abfolge des Erneuerungszyklusses eines Osteons von der Aktivierung über die Resorption, bis hin zur Formation wieder. Der initiale Stimulus, der das Remodeling anregt, ist noch nicht identifiziert, wobei erwiesen ist, dass mechanische Belastungen zu Veränderungen der Knochenarchitektur führen (HILL 1998). In der Aktivierungsphase werden Mesenchymzellen zur Zellbildung angeregt, wobei Osteoblasten und Osteoklasten entstehen. Nach der Aktivierungsphase tritt eine Latenzphase ein, die auf einige Wochen geschätzt wurde (FROST 1969). In der Resorptionsphase wandern vielkernige Osteoklasten zum Gebiet des Remodelings und resorbieren einen bestimmten Bereich mineralisierter Knochenmatrix (HILL 1998). In einer von HILL (1998) beschriebenen Umkehrphase, die zwischen Resorptions- und Formationsphase liegt, wandern Osteoblastenvorläuferzellen in die Resorptionslakune und schließen die Osteoklastentätigkeit ab. Auch zwischen Resorptions- und Formationsphase entsteht eine kurze Pause, die aber nur auf zwei bis drei Tage geschätzt wird. In der Formationsphase bringen Osteoblasten eine zentripetale Apposition neuer Knochenlamellen hervor, die den Kanal konzentrisch umschließt, bis die Größe eines Haverschen Kanals erreicht ist. Die Appositionsrate, bei der es sich um die von den Osteoblasten pro Tag abgelagerte Schicht handelt, beträgt ca. 1 µm (FROST 1969). Nach der Formationsphase folgt nach HILL (1998) eine Ruhephase, in der sich in Osteoid eingebettete Osteoblasten in ausgereifte Osteozyten differenzieren.
2.1.3 Knochenstoffwechsel
Das Skelett besitzt nicht nur Stützfunktion, sondern es ist außerdem der Hauptspeicherort der Mengenelemente Calcium (ca. 99 %) und Phosphor (75-85 %).
Ihre Aufnahme in den Knochen bzw. die Freisetzung aus ihm wird insbesondere durch die Hormone Parathormon, Calcitriol (Vitamin-D-Metabolit) und Calcitonin reguliert. Das Parathormon wird in der Nebenschilddrüse produziert und bei einem Absinken der Calciumkonzentration in das Blut ausgeschüttet. Es bewirkt eine
Aktivierung der Osteoklasten, die durch Abbau der mineralisierten Knochenmatrix zu einem Anstieg der Calcium- und Phosphorkonzentration im Blut führen. Zusätzlich hemmt Parathormon die renale Calciumausscheidung und erhöht die Synthese von Calcitriol. Calcitriol greift in die Regulation der Calcium- und Phosphorhomöostase ein, indem es die enterale Resorption von Calcium und Phosphor fördert. Calcitonin, ein Hormon der C-Zellen der Schilddrüse, stimuliert die Osteoblasten, hemmt die Osteoklastentätigkeit und fördert den Calciumeinbau in den Knochen. Es wird ausgeschüttet, sobald ein Anstieg der Calciumkonzentration im Blut erfolgt. Auch eine Reihe weiterer Hormone, wie Schilddrüsenhormone und Geschlechtshormone nehmen Einfluss auf den Knochenstoffwechsel (GENESER 1989; v. ENGELHARDT u. BREVES 2000; JUNQUEIRA u. CARNEIRO 2004).
2.1.4 Reaktionen auf das Einbringen intramedullärer Implantate
Die intramedulläre Marknagelung gilt als Standardverfahren bei der Behandlung diayphysärer Femur- und Tibiaschaftfrakturen (DECKER 2004). Dabei ist zwischen aufgebohrter Technik, bei der vor Einbringen des Nagels die Markhöhle in 0,5 mm Bohrschritten erweitert wird und unaufgebohrter Technik, bei der der Marknagel direkt eingeschlagen wird, zu unterscheiden (SCHLEGEL 2004). Das Operationsverfahren führt sowohl in aufgebohrter als auch unaufgebohrter Technik zu einer Störung der kortikalen Perfusion (DANCKWARDT-LILLIESTRÖM 1969;
DANCKWARDT-LILLIESTRÖM et al. 1970; GRUNDNES et al. 1998; SCHEMITSCH et al. 1998), die sowohl medullär als auch endostal lokalisiert ist.
Die Folge der gestörten endostalen Blutversorgung ist eine reflektorische Füllung und Proliferation periostaler Gefäße, die die Kortex somit kompensatorisch versorgen können (DANCKWARDT 1969; REICHERT et al. 1995). Für die Dauer der Kompensation der initial zerstörten Blutversorgung werden acht bis 12 Wochen genannt (SCHEMITZSCH 1998).
Die Störung und Reduzierung der kortikalen Durchblutung wird durch verschiedene Mechanismen verursacht. Zum einen werden durch den mechanischen Vorschub des Nagels bzw. des Bohrers Gefäße zerstört. Zum anderen kann die
Vaskularisation durch Hitzeentwicklung und Druckerhöhung geschädigt werden (DECKER 2004).
Beim Bohrvorgang kommt es zu einer Wärmeentwicklung, die die kortikale Blutversorgung im Sinne einer Hitzenekrose schädigt (BONETTA 2006). Laut MÜLLER et al. (1993) führten eine Temperaturerhöhung von mehr als 47°C in Abhängigkeit von der Einwirkdauer zur Entstehung von kortikalen Nekrosen.
Das Vorschieben des Bohrers bzw. des Nagels führt zu einer Verdrängung des Knochenmarks und damit verbunden zu einer intramedullären Druckerhöhung, die zu einer Einschwemmung von Fett- und Zellbestandteilen aus dem Markraum in die Blutbahn führen kann (DANCKWARDT 1969; KRETTEK 2001). Dies kann zu schweren systemischen Beeinträchtigungen führen.
Neben lokalen Veränderungen durch die Markraumaufbohrung müssen auch eine Reihe anderer Effekte berücksichtigt werden. Diese beinhalten unter anderem intramedulläre Volumenverschiebungen, temperatur-bedingte Veränderungen des Gerinnungssystems, pulmonale Embolisierung, humorale, neurale und inflammatorische Reaktionen (KRETTEK 2001).
2.2 Implantatmaterialien
2.2.1 Nicht resorbierbare Implantatmaterialien
Zur chirurgischen Versorgung von Knochenfrakturen werden derzeit hauptsächlich Edelstahl und Titan als Osteosynthesematerialien verwendet (DISEGI 2000; DISEGI u. ESCHBACH 2000; SCHMIDT et al. 2001).
Ein ideales Knochenkontaktmaterial erhebt den Anspruch auf eine biokompatible Zusammensetzung, eine akzeptable Stärke und einen hohen Tragewiderstand (SCHMIDT et al. 2001). Weiterhin sollten ein exzellenter Korrosionswiderstand im physiologischen Milieu sowie ein dem Knochen ähnliches Elastizitätsmodul vorhanden sein (SCHMIDT et al. 2001).
2.2.1.1 Rostfreier Edelstahl
Rostfreier Edelstahl (Synonyme: medizinischer Stahl und chirurgischer Stahl) zeichnet sich durch seine günstigen Anschaffungskosten, seine positiven mechanischen Eigenschaften und einen hohen Korrosionswiderstand aus und ist daher das gebräuchlichste Material in der Chirurgie (DISEGI u. ESCHBACH 2000;
SINGH u. DAHOTRE 2007). In der Osteosynthese werden beispielsweise Platten, Schrauben, Drähte und Nägel aus diesem Material verwendet (DISEGI u.
ESCHBACH 2000; MOSES et al. 2002).
Rostfreier Edelstahl wurde 1904 von Leon Guillet entdeckt. 1926 patentierte Benno Strauss eine Chrom-Nickel-Stahl-Legierung, die durch Molybdän und Chrom einen erhöhten Korrosionswiderstand erlangte, der benötigt wurde, um eine Implantation des Materials im menschlichen Körper zu ermöglichen (DISEGI u. ESCHBACH 2000). Die Zusammensetzung, Mikrostruktur und die tensilen Eigenschaften von rostfreiem Edelstahl sind nach ISO („International Organisation for Standardization“) und ASTM („American Society for testing materials“) international standardisiert. Die im Vergleich zu Titan viel höhere Duktilität von Stahl macht ihn zu einem sehr gut formbaren Implantatmaterial (POHLER 2000), was bei Osteosynthesematerialien wie Cerclagedrähten als essentiell anzusehen ist (DISEGI u. ESCHBACH 2000).
Rostfreier Edelstahl besitzt mit 7,9 g/cm3 beinahe die zweifache Dichte von Titan (4,51 g/cm3). Seine Steifigkeit ist mit einem E-Modul von 186 GPa im Vergleich zu Titan (110 GPa) deutlich höher (DISEGI u. ESCHBACH 2000). Durch die signifikant höhere Steifigkeit der Metalle im Vergleich zum Knochen (E-Modul = 1-20 GPa) kommt es zum so genannten „stress shielding“. Darunter ist zu verstehen, dass die Implantate die auftretende Belastung übernehmen und der Knochen die normale mechanische Last nicht mehr tragen muss. Es kommt zu einer Veränderung der normalen Stimuli für das Knochenwachstum. Eine Reduktion von Knochenmasse um das Implantat kann die Folge sein (GEFEN 2002). Im schlimmsten Fall kommt es nach Implantatentfernung zu einer Refrakturierung (HOFMANN 1995;
GOGOLEWSKI 2000).
Ebenfalls nachteilig bei der Anwendung von rostfreiem Edelstahl ist die Tatsache, dass seine Komponenten, insbesondere Nickel, Allergien hervorrufen können
(HIERHOLZER u. HIERHOLZER 1992; SINGH u. DAHOTRE 2007). Sobald sie durch Korrosion des Materials in den Körper gelangen sind ebenfalls septische oder aseptische Entzündungen möglich (HIERHOLZER u. HIERHOLZER 1992; SINGH u.
DAHOTRE 2007). Mit dem Ziel, Edelstahlimplantate dauerhaft im Körper belassen zu können, musste daher nickelfreier Edelstahl entwickelt werden. Nickel wird dabei durch Stickstoff ersetzt, welcher zusätzlich die Korrosionsbeständigkeit des Basismaterials erhöht (SUMITA et al. 2004). Die hohe Verfestigung und die geringe Wärmeleitfähigkeit führen jedoch zu einer schlechteren Bearbeitbarkeit des Materials (SUMITA 2004).
2.2.1.2 Titanimplantate
Titanimplantate zeichnen sich durch eine exzellente Korrosionsbeständigkeit und sehr gute mechanische Eigenschaften aus (SINGH u. DAHOTRE 2007). Sie sind in unterschiedlichsten Zusammensetzungen verfügbar. Derzeit sind Implantate aus reinem Titan und Titanlegierungen mit Alpha- und Betastrukturen sowie Beta- Titanlegierungen erhältlich. Bei erhöhtem Risiko von Infektionen werden häufig Implantate aus reinem Titan verwendet, da die Wahrscheinlichkeit einer allergischen Reaktion stark verringert wird (POHLER 2000). Reines Titan und seine Legierungen werden insbesondere in Form von Platten, Schrauben und Nägeln verwendet. Die nicht ausreichende Duktilität der Materialien schränkt ihre Anwendung deutlich ein (GUPTA 2001; BORG et al. 2004; SYRCLE u. COOK 2004).
Die Forschung konzentriert sich derzeit hauptsächlich auf Beta-Titanlegierungen, da deren E-Modul sich noch stärker dem des Knochens annähert und sie zusätzlich einen verbesserten Korrosionswiderstand und eine höhere Duktilität besitzen (DISEGI 2000). Sie eignen sich daher beispielsweise zum Einsatz von Unterkieferplatten, Platten für den distalen Radius oder für Beckenrekonstruktionen und erweitern somit das Spektrum des Einsatzes von Titanlegierungen (DISEGI 2000).
Im Vergleich zu rostfreiem Edelstahl verfügen Titanimplantate über eine bessere Biokompatibilität (ARENS et al. 1996), eine stärkere Korrosionsbeständigkeit und verringern durch ihrer geringere Steifigkeit die Belastungsabschirmung des
Knochens (COHEN et al. 2006). Auf der Oberfläche des Materials entwickelt sich eine passive Oxidschicht, die den Korrosionswiderstand erhöht und möglicherweise für die guten biologischen Eigenschaften des Materials verantwortlich ist (DISEGI 2000; SCHMIDT et al. 2001; SINGH u. DAHOTRE 2007).
Sowohl Stahl als auch Titan führen durch ihre Strahlenundurchlässigkeit zu Artefakten in der Computertomographie (LINK et al. 2000; MAHNKEN et al. 2003).
Dies gilt jedoch nicht für die Magnetresonanztomographie. Im Vergleich zu chirurgischem Stahl treten bei Titan in deutlich geringerem Maße Artefakte auf.
Durch die gute Visualisierung im MRT sind sie daher von großem Nutzen in der Neurochirurgie (DISEGI 2000).
Konventionelle Implantate besitzen neben dem bereits beschriebenen „stress shielding“-Phänomen und der möglichen Sensibilisierung noch weitere Nachteile.
Sowohl in der Humanmedizin (WARD et al. 1990; RADHI et al. 1998; MCDONALD et al. 2002) als auch in der Veterinärmedizin (BRUNNBERG et al. 1980; SINIBALDI et al. 1982; STEVENSON et al. 1982) wurde über ein Auftreten von Tumoren in Verbindung mit metallischen Osteosynthesematerialien berichtet.
Durch Implantatkorrosion kann es außerdem zu Metallablagerungen im Gewebe, der so genannten Metallose kommen (LÜDINGHAUSEN et al. 1970; CONTZEN 1973;
BRÜCKNER 1978; BREEN u. STOKER 1993).
Die Ablagerungen können schließlich zu Komplikationen wie Toxizität, Kanzerogenität und Pseudotumorbildung führen (AGINS et al. 1988). Unter anderem sind Metallosen die Ursache für die Entfernung von Implantaten (LÜDINGHAUSEN et al. 1970; CONTZEN 1973; BRÜCKNER 1978).
2.2.2 Keramische Werkstoffe, Biogläser und Kompositmaterialien 2.2.2.1 Keramiken
Als keramische, nicht degradable Implantatmaterialien sind hauptsächlich Aluminium- und Zirkonoxide von Bedeutung (WINTERMANTEL u. HA 1996).
Keramiken werden in großem Umfang in der Endoprothetik, beispielsweise bei der totalen Hüftarthroplastik, als Femurkopf oder als Acetabulumpfanne angewendet
(NAVARRO et al. 2008). Aluminiumoxid wird zusätzlich als Dentalimplantat und in der Gesichtschirurgie genutzt (WINTERMANTEL 2002).
Aluminiumoxid vermeidet zwar die in der Endoprothetik bekannten Abriebsprobleme, ist als System jedoch relativ bruchanfällig. Zirkonoxid zeichnet sich durch seine hohe Festigkeit aus. Nach Implantation erwiesen sich Zirkonoxid-Endoprothesen jedoch als sehr verschleissanfällig (RIEGER 1999).
Auch der Einsatz von resorbierbaren Calciumphosphat-Keramiken als Knochenersatzwerkstoff ist Stand der Technik (WINTERMANTEL 2002). Dabei werden Hydroxylapatit und ß-Tricalciumphosphat für die Heilung von Knochendefekten im Dentalbereich sowie in der Orthopädie und der maxillofacialen Chirurgie eingesetzt (WINTERMANTEL 2002). Hydroxylapatit (Ca5(PO4)3(OH)) kommt natürlich vor, kann aber ebenfalls synthetisch hergestellt werden (HOLMES u.
BEEBE 1971). Die Motivation beim Einsatz von Hydroxylapatit ist die Verwendung eines Materials, welches eine ähnliche chemische Zusammensetzung hat wie der mineralische Anteil von Knochen und Zähnen (WINTERMANTEL 2002). Es weist sowohl eine gute Biokompatibilität als auch eine hervorragende osteokonduktive Wirkung auf (HING et al. 1999). Im Vergleich zu Tricalciumphosphaten unterliegt es einem sehr langsamen Abbau (LU et al. 2002). ß-Tricalciumphosphat ist mit Tricalciumphosphat nahezu chemisch identisch, besitzt jedoch eine andere kristallographische Struktur (BOHNER 2000). GUO (2004) stellte in einer Studie die Eignung des ß-Tricalciumphosphats als Ersatzmaterial bei osteochondralen Defekten fest.
Aufgrund der limitierten mechanischen Eigenschaften können Calciumphosphatkeramiken nur in nicht lasttragenden Anwendungen eingesetzt werden (KLEIN et al. 1999; WINTERMANTEL 2002).
Durch Hitzebehandlung von Glas können Glaskeramiken hergestellt werden, die neben einer Glasphase eine kristalline Phase enthalten (KOKUBO 1999). Es gibt nicht degradierbare Glaskeramiken, wie Apatit/Wollastonit-Glaskeramiken, die als Wirbelersatz und zur Konstruktion des Beckenkammes verwendet werden und hohe
Druckfestigkeiten erreichen (KOKUBO 1999). Daneben gibt es degradierbare Glaskeramiken, die gegenüber Tricalciumphosphat eine erhöhte Resorption aufweisen (BERGER et al. 1998). Sie können als schnell resorbierendes Knochenersatzmaterial zur Behandlung mechanisch unbelasteter osseärer Defekte eingesetzt werden (BERENS et al. 2000).
2.2.2.2 Biogläser
Die direkte Knochenanbindung an Gläser (Bioaktivität) mit speziellen chemischen Zusammensetzungen erfolgte zuerst 1969 durch Hench (WINTERMANTEL 2002).
Die so genannten Biogläser oder bioaktiven Gläser enthalten die Komponenten Siliciumoxid, Calciumoxid, Natriumdioxid, und Phosphortrioxid (HENCH u. WILSON 1999; WINTERMANTEL 2002). Sie unterscheiden sich von anderen bioaktiven Keramiken und Glas-Keramiken durch die Möglichkeit, in einem gewissen Bereich die chemischen Eigenschaften und die Bindungsrate an das Gewebe zu steuern (HENCH UND ANDERSSON 1999). Das biologische Verhalten der Implantate hängt stark von ihrer Zusammensetzung ab. Die Spanne reicht dabei von nicht resorbierbaren bioaktiven, bis zu annähernd inerten Gläsern. Weiterhin gibt es Gläser, die innerhalb von 10-30 Tagen resorbiert werden (HENCH UND ANDERSSON 1999).
Die Anwendung erfolgt in Form von Mittelohrimplantaten, als Zahnstifte in der Dentalchirurgie, als Knochenfüllmaterial, sowie in der Gesichtschirurgie als Platten zur Frakturfixation (WILSON et al. 1999; WINTERMANTEL 2002).
Vorteilhaft bei der Anwendung von Biogläsern ist ihre rasche und direkte Anbindung an den Knochen (HENCH u. WILSON 1999; WINTERMANTEL 2002). Von Nachteil sind ihre geringen mechanischen Eigenschaften und ihre Bruchzähigkeit aufgrund ihres amorphen, zweidimensionalen Glasnetzwerkes. Daher sind diese Werkstoffe nicht für die Anwendung als lasttragende Implantate geeignet (HENCH u. WILSON 1999; WINTERMANTEL 2002).
2.2.2.3 Kompositmaterialien
Komposite oder Verbundwerkstoffe bestehen aus zwei oder mehr Komponenten.
Diese Kombination verschiedener Werkstoffe soll zur Verbesserung von physikalischen, mechanischen und biologischen Eigenschaften führen (RAIHA 1992). Es gibt sowohl inerte als auch biodegradierbare Kompositmaterialien (NAVARRO et al. 2008). Als nicht degradable Komposite sind beispielsweise Hydroxylapatit-Polyethylen-Komposite als Mittelohrimplantate im klinischen Einsatz (GUILD u. BONFIELD 1998). Ein weiteres Komposit aus Polyurethan und Calcium- Silicophosphat-Glaskeramik kann auch in belasteten Knochendefekten angewendet werden und zeigt in vivo eine gute Knochenbindung und Biokompatibilität (IGNATIUS et al. 1997).
Degradierbare Komposite stehen in zahlreichen Variationen aus Polymeren und Calciumphosphatkeramiken zur Verfügung.
Die Einsatzbereiche sind, wie die Zusammensetzung, sehr vielfältig und reichen von Frakturfixation über Knie- und Hüftprothesen (WINTERMANTEL u. HA 1996; ZHANG et al. 1996) bis zu Knochenersatzmaterialien (WANG et al. 1998).
Nachteilig bei Anwendung von Kompositmaterialien ist insbesondere der durch die unterschiedlichen Materialien bedingte komplizierte Herstellungsprozess (HOOPER 1998).
2.2.3 Resorbierbare Implantate
Bioresorbierbare Implantate sind eine Alternative zu den nicht resorbierbaren Implantaten. Sie sollen während der Heilung des Knochens eine adäquate Fixation garantieren, sich allmählich auflösen und eine Belastungsübertragung auf das heilende Gewebe ermöglichen. Da eine zweite Operation zur Entfernung der resorbierbaren Implantate nicht nötig ist, werden Risiken und Kosten minimiert (ROKKANEN et al. 2000; WITTE et al. 2004).
2.2.3.1 Polymere
Die derzeit am häufigsten verwendeten resorbierbaren Implantate sind die Polymere.
Sie bestehen aus den aliphatischen Polyestern Polyglykolsäure (PGA), Poly-L- Lactidsäure (PLA) und deren Kopolymeren (PGA/PLA) (VAN DER ELST et al. 2000).
Polymere werden schon seit Jahrzehnten als resorbierbare Nahtmaterialien genutzt, wobei heute vor allem Dexon (aus PGA) und Vicryl (ein Kopolymer aus Glycoliden und Lactiden) Verwendung finden (MATSUSUE et al. 1991). Ein Vorteil von Polymeren ist ihre umweltfreundliche und kostengünstige Herstellung aus Biomassematerialien (VAN DER ELST et al. 2000). Die Bedingungen der Herstellung und Weiterverarbeitung des Materials, sowie der Sterilisationsprozess bestimmen die mechanischen Eigenschaften der Implantate (GOGOLEWSKI 2000). Neben der Anwendung als Nahtmaterial werden Polymere in der Chirurgie unter anderem in Form von Schrauben, Platten und Membranen eingesetzt (GOGOLEWSKI 1992;
GOGOLEWSKI 2000; VAN DER ELST et al. 2000). In der Humanmedizin werden Polymere bei der Versorgung diverser Frakturen verwendet, wie etwa Frakturen des proximalen Humerus, des Olekranons, des Femurkopf- und kondylus und des Tibiakondylus (ROKKANEN 1998). Kontraindiziert ist die Anwendung bei frakturierten, gewichttragenden Knochen (REHM et al. 1997), Wirbelkörpern und Beckenknochen, da die initiale Stärke der Implantate und die Langzeitstabilität nicht ausreichen. Ebenso sollten diese biodegradablen Implantate nicht bei Patienten mit Wundheilungsstörungen, generalisierten, metabolischen Erkrankungen, Malignomen und Refrakturen eingesetzt werden (HOFMANN 1995).
Der Abbau von Polymeren findet durch Hydrolyse und in geringerer Ausprägung durch nicht spezifische Enzymreaktionen statt. Die Ausscheidung der Abbauprodukte erfolgt durch Urin, Fäzes und Respiration (VAN DER ELST 2000).
Die Gewebeverträglichkeit von Polymeren hängt hauptsächlich von der chemischen Zusammensetzung, der Degradationsrate und der Toxizität der Degradationsprodukte ab. Weitere Faktoren, die die Reaktion des Kontaktgewebes beeinflussen können, sind die Form, physikalische Struktur und Masse des Implantates sowie eventuell auftretende Mikrobewegungen im Bereich des Implantat- Gewebekontaktes (GOGOLEWSKI 2000). Es wurde beispielsweise über klinische Fremdkörperreaktionen in Form von sterilen Sinus berichtet (BÖSTMAN et al. 1990;
BÖSTMAN 1992; ROKKANEN et al. 2000), als deren mögliche Ursache die hydrophilen Eigenschaften der Polymere und der durch diese erhöhte osmotische Druck, genannt wurden (BÖSTMAN 1992). Sie traten meist acht bis 16 Wochen nach der Operation auf und heilten in wenigen Wochen ab (ROKKANEN et al. 2000). Auch in tierexperimentellen Studien wurde über das Auftreten unspezifischer Fremdkörperreaktionen berichtet (PISTNER et al. 1993; SUGANUMA u.
ALEXANDER 1993; SAIKKU-BÄCKSTRÖM et al. 2004). Beim Einbringen von PLLA- Plättchen in Implantationskammern intramedullär in Femura von Jagdhunden wurde in den ersten sechs Wochen postoperativ eine gute Biokompatibilität nachgewiesen, die mit beginnender Degradation der Implantate dramatisch abfiel (SUGANUMA u.
ALEXANDER 1993).
Der Einfluss von bioresorbierbaren Implantaten auf den Knochen wurde kontrovers beschrieben. PIHLAJAMÄKI et al. (1994) nutzten PLLA-Implantate zur Fixation transverser transkondylärer Osteotomien an 35 Kaninchen und stellten dabei einen osteostimulierenden Effekt des Poly-L-Lactids fest. Ebenso wurde über die Entstehung osteolytischer Prozesse berichtet (BÖSTMAN 1991; YETKIN et al. 2000).
Polymere scheinen kein allergenes Potential zu besitzen (HOFMANN 1995; HALLAB et al. 2000). Bezüglich der Karzinogenität wurde in einer Studie über die Ausbildung von Sarkomen und einem Histiozytom berichtet (HOPPERT et al. 1992).
Beim Einsatz von Polymeren müssen nicht nur Einschränkungen hinsichtlich der Stabilität, sondern auch bei der Anwendung bildgebender Verfahren beachtet werden. Die konventionelle, röntgenologische Darstellung von Polymeren kann nur mithilfe von röntgendichten Zusätzen erfolgen (HOFMANN 1995).
Sowohl im CT als auch im MRT sind bei reinen Polymeren keine Artefakte erkennbar (REHM et al. 1997; VAN DER ELST et al. 2000).
2.2.3.2 Magnesium
Magnesium ist ein essentieller Mineralstoff, der innerhalb des Organismus kontinuierlich reguliert wird (VORMANN 2003).
Etwa die Hälfte des Magnesiumanteils im menschlichen Körper ist im Knochen lokalisiert. Ein weiterer Anteil ist in verschiedenen Organen und in geringem Maße im Blutplasma zu finden (WACKER 1980; TOPF u. MURRAY 2003). Magnesium ist ein wichtiger Cofaktor für Enzym-Substrat-Wechselwirkungen und stabilisiert Zwischenprodukte (WOLF u. CITTADINI 2003). Weiterhin ist das Element für die neuromuskuläre Reiz- und Erregungsübertragung zuständig (WACKER 1980;
ANDERS 1986). Das Hauptausscheidungsorgan des Elementes sind die Nieren (TOPF u. MURRAY 2003).
Die Ursachen von Hypomagnesämien können sowohl extrarenal, insbesondere bei Vorliegen enteraler, aber auch kutaner und osseärer Erkrankungen liegen. Renale Störungen, wie tubuläre Dysfunktionen oder ein gesteigerter tubulärer Fluss können ebenfalls Magnesiummangel auslösen. Ein Magnesiummangel allein ist häufig asymptomatisch bzw. schwierig abzuklären, da er oft von Hypokaliämien, Hypocalcämien und Hyponatriämien begleitet wird (MARTIN 1998; TOPF u.
MURRAY 2003).
Durch die hohe Ausscheidungsfähigkeit der Nieren kommen Hypermagnesämien relativ selten vor (HARRISON u. FAUCI 1998). Schwere Symptome wie Arrythmien, Schwächeanfälle bis hin zu Paralysen, Atem- oder Herzstillstand werden nur im Rahmen therapeutischer, intravenöser Applikation erreicht (HERMANS et al. 1996;
KNOCHEL 1998).
Magnesium als Leichtmetall besitzt mit 1,74 -2,0 g/cm3 eine um 1,6 bzw. 4,5 mal geringere Dichte als Aluminium bzw. Stahl (KAMMER 2000). Sein Vorteil als Osteosynthesematerial besteht in den günstigen Druck- und Zugfestigkeiten, sowie in dem Elastizitätsmodul (41-45 GPa), welcher der Knochenkortikalis im Vergleich zu den anderen metallischen Implantaten am nächsten kommt (KAMMER 2000; KAESE 2002; STAIGER et al. 2006).
Die Möglichkeit von Magnesium zu korrodieren ist essentiell, um als degradables Implantatmaterial eingesetzt zu werden. Allerdings ist die sehr starke Korrosionsanfälligkeit des Materials auch sein Hauptschwachpunkt (STAIGER et al.
2006). Als Korrosion wird die Reaktion eines metallischen Werkstoffes mit seiner Umgebung bezeichnet, die eine messbare Veränderung des Werkstoffes bewirkt und zur Beeinträchtigung der Funktion des mechanischen Bauteils führen kann (Kammer 2000).
Unter atmosphärischen Bedingungen bildet Magnesium an der Oberfläche eine weiße, kristalline Magnesiumhydroxidschicht aus, die innerhalb einer relativ weiten pH-Wert-Spanne einen gewissen Korrosionsschutz bieten kann (SONG u. ATRENS 1999). In chloridhaltigen Medien und somit ebenso in menschlicher Körperflüssigkeit und Blutplasma zeigen Magnesium und seine Legierungen eine relativ rasche Korrosion (SONG u. ATRENS 1999; SONG u. ATRENS 2003). Der Korrosionswiderstand wird zusätzlich herabgesetzt, wenn eine Magnesiumlegierung spezifische, metallische Verunreinigungen, insbesondere Eisen, Nickel und Kupfer enthält (SONG u. ATRENS 1999; WITTE et al. 2007b).
Die Gesamtreaktionsgleichung der Magnesiumkorrosion in wässriger Lösung lautet:
Mg + 2H2O → Mg(OH)2 + H2 (MAKAR u. KRUGER 1993).
Im Rahmen der Korrosion entstehen Magnesiumhydroxid sowie freier Wasserstoff. In den meisten Fällen wird die Korrosion von Magnesium und Magnesiumlegierungen von Lochfraßkorrosion initiiert. Die Lochfraßkorrosion muss aber nicht ausschließlich in Form von Löchern auftreten, sondern kann ebenso flach und ausgedehnt erscheinen (SONG u. ATRENS 1999). Die Morphologie der Korrosion hängt dabei von der Legierungszusammensetzung sowie von den Umgebungsbedingungen ab.
Die Korrosionsrate von Magnesiumlegierungen liegt im Allgemeinen zwischen der von Aluminium und unlegiertem Stahl (SONG u. ATRENS 1999).
Neben positiver werkstofftechnischer Beeinflussung des Basiswerkstoffes sollten auch die Legierungskomponenten über eine gute Biokompatibilität verfügen (LI et al.
2008).
Bereits die Zulegierung von wenigen Zehntel-Prozenten Calcium erhöht den Korrosionswiderstand von Magnesium (KAESE 2002). Calcium kommt als essentielles Mengenelement im Körper und natürlicherweise im Knochen vor (KANNAN u. RAMAN 2008). Im Zusammenspiel von Calcium und Magnesium wird bezüglich der Knochenheilung ein positives Ergebnis erwartet, da Magnesium ein essentielles Element für den Einbau von Calcium in den Knochen ist (SERRE et al.
1998; LI et al. 2008). Bei Testung einer Magnesiumlegierung mit einem Prozent Calcium konnte während Zytotoxizitätstests keine toxische Auswirkung auf die Zellen beobachtet werden (LI et al. 2008). Andere Ergebnisse fanden dagegen BRAUN et al. (2007). Sie testeten reines Magnesium, eine Legierung mit 0,8 wt% Calcium und eine Legierung mit 3 wt% Aluminium und 0,8 wt% Calcium in Zellkulturexperimenten an Fibroblasten und Keratinozyten. Magnesium zeigte dabei in Konzentrationen über 10 mmol/l eine zytotoxische Wirkung. Calcium und Aluminium erwiesen sich in Konzentrationen von ca. 10 bzw. 0,1 mmol/l als zellschädigend.
Magnesium-Calcium-Legierungen wurden sowohl in vitro (KANNAN u. RAMAN 2008;
LI et al. 2008) als auch in vivo (KRAUSE 2008; LI et al. 2008; VON DER HÖH 2008) untersucht. Während KANNAN (2008) in vitro eine signifikante Erhöhung des Korrosionswiderstandes feststellte, wurden in in vivo Untersuchungen über eine deutlich erkennbare Degradation der Legierungen, teilweise in Verbindung mit einer Gasbildung (LI et al. 2008, VON DER HÖH 2008) berichtet.
Das Leichtmetall Aluminium kam innerhalb der Magnesiumforschung bereits häufig zum Einsatz (VERBRUGGE 1934; MCBRIDE 1938; ZNAMENSKII 1945;
REIFENRATH 2005; SWITZER 2005; WITTE et al. 2006; HUANG et al. 2007;
KRAUSE 2008; PARDO et al. 2008) und wird als eine der wichtigsten Legierungskomponenten angesehen (KAESE 2002). Aluminiumgehalte von 1-9 wt%
gelten als korrosionsschützend, wobei die Schutzwirkung mit steigendem Aluminiumgehalt erhöht wird (KAESE 2002).
Nach SONG et al. (2007) ist die Biokompatibilität dieses Elementes allerdings als gering anzusehen. Aluminium ist in hohen Konzentrationen als neurotoxisch bekannt und wird mit neurologischen Störungen wie Demenz, seniler Demenz und der Alzheimer-Krankheit in Verbindung gebracht (EL-RAHMAN 2003; LI et al. 2008).
Nach UNGETHÜM u. WINKLER-GNIEWEK (1984) verhält es sich jedoch selbst nach Aufnahme großer Mengen physiologisch neutral und wird vom Gewebe außerordentlich wenig absorbiert. Während in früheren Arbeiten bei Zulegierung von Aluminium über sehr rasche Korrosionsraten berichtet wurde (VERBRUGGE 1934;
MCBRIDE 1938; ZNAMENSKII 1945), zeigen neuere Studien insbesondere durch Zulegieren weiterer Elemente wie Zink (HUANG et al. 2007; PARDO et al. 2008) oder Seltene Erden (SWITZER 2005; KRAUSE 2008) eine verlangsamte Degradationsrate im Vergleich zu Reinmagnesium bzw. zu Vergleichslegierungen.
Das Legierungselement Lithium wird ebenfalls eingesetzt um die Korrosion von Magnesium zu verringern (HAFERKAMP et al. 2001; KAESE 2002).
Lithium besitzt eine wichtige therapeutische Funktion bei Behandlung von manisch- depressiven Erkrankungen sowohl bei akuter Problematik als auch zur Erhaltungstherapie. Ein Zusammenhang mit Teratogenität, Nierentoxizität und Manie wird diskutiert (MCINTYRE et al. 2001). Sowohl in vitro (HAFERKAMP et al. 2001) als auch in vivo (SWITZER 2005; KRAUSE 2008) zeigten lithiumhaltige Legierungen im Vergleich zu Reinmagnesium und Vergleichslegierungen eine verbesserte Korrosionsbeständigkeit.
Seltene Erden, wie Cer, Neodym oder Lanthan können als Legierungsbestandteil von Magnesium ebenfalls den Korrosionswiderstand erhöhen (SWITZER 2005; WU et al. 2005; KANNAN u. RAMAN 2008; KRAUSE 2008). Zur Wirkung und Toxizität der Seltenen Erden gibt es kontroverse Berichte. WELLS UND WELLS (2001) fassten in einem Buchkapitel diverse Studien über deren akute und chronische Toxizität zusammen. Bezüglich der Wirksamkeit der Seltenen Erden auf
Knochengewebe konnten bei einem Fütterungsversuch über sechs Monate sogar ein knochenprotektiver Effekt sowie eine positive Beeinflussung der Knochendichte nachgewiesen werden (FELDHAUS 2006). SONG (2007) hält die Anwendung Seltener Erden als Legierungselement in geringen Mengen für gut tolerierbar.
Bei Implantation von Seltene-Erden-haltigen Legierungen (LAE442 und WE43) im Meerschweinchen (SWITZER 2005) und Kaninchenmodell (KRAUSE 2008) zeigten diese im Vergleich zu ebenfalls getesteten Magnesium-Aluminium-Zink-Legierungen (AZ31 , AZ91) bzw. einer Magnesium-Calcium-Legierung (MgCa0,8) eine langsamere Degradationsrate. Beide Arbeiten berichteten über unterschiedliche Morphologien der Implantatdegradation. Während bei WE43 sowohl über eine gleichmäßige Korrosion (SWITZER 2005) als auch über eine unregelmäßige Lochfraßkorrosion (KRAUSE 2008) berichtet wurde, degradierte die Magnesium- Lithium-Aluminium-Seltene Erden-Legierung LAE442 langsam und gleichmäßig.
Die Anfänge des Einsatzes von Magnesium-Implantaten zur Frakturversorgung sind zu Beginn des 20. Jahrhunderts zu finden. Hierbei wurde reines Magnesium in Form einer Platte zur Versorgung einer Tibiafraktur beim Menschen angewandt. Die Platte wurde mit Stahlnägeln am Knochen fixiert. Durch die starke Korrosion des Reinmagnesiums hatte die Platte bereits nach einer Woche ihre Funktion verloren.
Weiterhin wurde eine starke Gasbildung festgestellt (LAMBOTTE 1932).
LAMBOTTE (1932) beurteilte die Einsatzmöglichkeit von Magnesium als Implantatmaterial kritisch und forderte ein stabileres, resorbierbares Material.
Über Versuche, die Korrosionsbeständigkeit durch Zulegieren verschiedener Elemente zu erhöhen, wurde bereits Mitte der Dreißiger Jahre berichtet.
VERBRUGGE (1934) setzte eine Magnesiumlegierung mit 8 wt% Aluminium ein.
Auch in diesem Fall wurde die zügige Resorption in Verbindung mit der Bildung von Gas beschrieben. Zu diesem Zeitpunkt wurde vermutet, dass es sich bei dem Gas um Wasserstoff handelte (LAMBOTTE 1932; VERBRUGGE 1934).
MCBRIDE (1938) setzte Platten und Schrauben einer Magnesium-Aluminium- Mangan-Legierung zur Frakturversorgung beim Menschen ein. Auch hier war eine zu schnelle Degradation in Verbindung mit der Entwicklung von Gas zu verzeichnen.
Außerdem wurde eine starke periostale Knochenproliferation festgestellt. McBride vermutete, dass die Absorptionsrate von Implantatmaterial im Rahmen von traumatisiertem Gewebe erhöht würde. Die Gasblasen wurden punktiert und das Gas analysiert. Als Hauptanteil wurde Stickstoff (80,6 %) nachgewiesen, Wasserstoff war nur mit 7,3 % vertreten.
Systemische Nebenwirkungen durch Magnesium konnten von den drei Autoren nicht festgestellt werden.
TROITSKII u. TSITRIN (1944) nutzten cadmiumhaltige Magnesiumlegierungen zur Versorgung diverser Frakturen beim Menschen. Die Implantatresorption fand relativ ungleichmäßig statt und schwankte zwischen drei Wochen und 12 Monaten. Als Ursache für die zum Teil sehr kurzen Degradationszeiten wurde ein pH-Wert-Abfall im Bereich einiger Frakturen genannt. Im Zuge dieser Untersuchung wurde außerdem von der Entstehung eines harten Kallusgewebes im Frakturbereich sowie von der Bildung von Wasserstoffgas berichtet. Platten, sowie zu deren Befestigung genutzte Pins aus Magnesium und zehn Gewichtsprozent Aluminium wurden von ZNAMENSKII (1945) zur Behandlung zweier Männer mit Schussverletzungen verwendet. Spätestens nach sechs Wochen waren sowohl Pins als auch Platten resorbiert.
NICOLE (1947) brachte Staub aus Reinmagnesium subkutan in die Tibia und die Muskulatur von Kaninchen und Hunden ein, um das Auftreten einer Metallose zu überprüfen. Es konnte überall eine Entzündung mit bindegewebiger Abkapselung festgestellt werden. Eine Metallose war im Weichteilgewebe zu finden. Ebenso trat Gasbildung im Weichteilgewebe auf.
1971 wurde erneut eine Magnesiumlegierung mit Cadmiumanteil in der Osteosynthese eingesetzt (STROGANOV et al.). Hierbei wurde über die geringe Freisetzung von Wasserstoffgas, aber über die starke Freisetzung des toxischen Cadmiums berichtet.
2005 wurden Magnesiumschwämme der Legierung AZ91 (9 wt% Aluminium, 1 wt%
Zink) hinsichtlich ihrer Auswirkung auf die Knorpelregeneration bei Knorpel- Knochendefekten im Kaninchenmodell getestet (REIFENRATH 2005; REIFENRATH et al. 2007; WITTE et al. 2007c).
Es konnte keine Verbesserung der Knorpelregeneration im Vergleich zur Kontrollseite mit einer osteochondralen Umkehrplastik festgestellt werden, wobei die schnelle Implantatdegradation und die damit verbundene Freisetzung von Korrosionsprodukten als Ursache postuliert wurde (REIFENRATH 2005;
REIFENRATH et al. 2007; WITTE et al. 2007c).
In der Arbeit von SWITZER (2005) wurden die Legierungen AZ31 (3 wt% Aluminium, 1 wt% Zink), AZ91, WE43 (4 wt% Yttrium, 3 wt% Seltene Erden) und LAE442 als stiftförmige Implantate (1,5 mm x 20 mm) intramedullär in die Femura von Meerschweinchen eingesetzt. Als Vergleichslegierung dienten Implantate aus Titan und PLA. Die Legierung LAE442 degradierte am langsamsten und gleichmäßigsten.
Nach 18 Wochen waren alle Implantate resorbiert (SWITZER 2005; WITTE et al.
2005; WITTE et al. 2006). Rasterelektronenmikroskopische Untersuchungen zeigten auf allen Implantaten eine calcium- und phosphatreiche Degradationsschicht (WITTE et al. 2005). Die Elemente der Seltenen Erden verteilten sich homogen innerhalb des Implantates und der Degradationsschicht, waren in der Implantatumgebung aber nicht mehr detektierbar (WITTE et al. 2005).
Auch während dieser Studien wurde das Auftreten von Gas nach einer Woche beschrieben, welches bei den Seltene Erden-haltigen Legierungen am geringsten war. Weiterhin wurde über eine Stimulation endostaler und periostaler Knochenneubildung mit deutlicher Verdickung der Femura berichtet.
Es konnte außerdem ein Anhaften von Knochen an die Implantatoberfläche beobachtet werden. Insgesamt wurde ein signifikant erhöhter Anteil an Knochengewebe im Vergleich zu den Polymerimplantaten beobachtet.
Bindegewebsansammlungen im periimplantären Bereich waren nur gering. Eine Überprüfung des Magnesiumgehaltes in verschiedenen Organen der Versuchstiere ergab keine erhöhten Konzentrationen (SWITZER 2005).
Eine weitere in vivo Studie beschäftigte sich mit der allergenen Wirkung der Magnesiumlegierungen AZ31, AZ91, WE43 und LAE442. Als Vergleichsmaterialien dienten Titan und PLA. Im Meerschweinchenmodell zeigte keine der Legierungen allergene Effekte (MEYER-LINDENBERG et al. 2003; WITTE et al. 2007a).
In einer Studie von WITTE et al. (2006) fand ein direkter Vergleich der in vitro und in vivo Korrosion der Legierungen AZ91 und LAE442 statt. Die Korrosionsraten in vivo erwiesen sich als um vier Zehnerpotenzen geringer als in vitro. Die Legierung LAE442 erwies sich in vitro als die korrosionsanfälligere Legierung, in vivo zeigte sie sich allerdings beständiger als AZ91. Auch SONG (2007) untersuchte unter anderem aluminiumhaltige und manganhaltige Magnesiumlegierungen, die zum Teil auch durch Anodisierung oberflächenbehandelt wurden, in SBF-Lösung. Als Ergebnis der Studie wurden 0,01 ml/cm2 pro Tag als tolerierbarer Wert an täglich freigesetztem Wasserstoff errechnet. Durch die Anodisierung der Oberfläche konnte eine Degradationsverlangsamung erreicht werden.
PARDO et al. (2008) untersuchten die Legierungen AZ31, AZ80 (8 wt% Al, 0,5 wt%
Zink) und AZ91 in physiologischer Kochsalzlösung. Im Laufe der Degradation entstand eine magnesiumhydroxidhaltige Korrosionsschicht.
Rasterelektronenmikroskopische Untersuchungen und EDX-Analysen stellten außerdem eine erhöhte Konzentration von Aluminium in der Schicht fest. Bei Testung der in vivo Degradation der Magnesiumlegierung AZ31B (1,92 wt% Al, 0,74 wt% Zn, <0,0003 wt% Eisen, 0,0003 wt% Nickel, 0,0028 wt% Kupfer) konnte im Vergleich zu reinem Magnesium eine geringere Degradationsrate nach Implantation in Kaninchenfemura ermittelt werden (HUANG et al. 2007).
In vitro und in vivo Studien mit Legierungen mit unterschiedlichen Calciumkonzentrationen (1-3 wt%) zeigten, dass sowohl der Calciumgehalt, als auch der Herstellungsprozess einen Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften von Implantaten haben (LI et al. 2008). Als bestes Material hatte sich die stranggepresste Magnesium-Calcium-Legierung mit 1 wt% Calcium herausgestellt. Sie zeigte auch in Zytotoxizitätstests das beste Ergebnis. Weiterhin berichteten LI et al. (2008) im Rahmen der Korrosion über die Ausbildung einer rissigen, mikroporigen Schicht aus Magnesiumhydroxid und Hydroxylapatit. Im Anschluss an die in vitro Tests wurden Mg-1Ca-Implantate in Kaninchenfemura implantiert und für ein bis drei Monate dort belassen. Als Kontrollmaterial wurden Titanimplantate verwendet. Die Magnesiumimplantate degradierten im Laufe der Implantationszeit und bildeten auch in vivo eine Magnesiumhydroxidschicht aus. Im Weichgewebe sowie um das
Implantat konnte jedoch eine Gasbildung beobachtet werden. Nach drei Monaten war außerdem eine verstärkte Knochenneubildung erkennbar. In histologischen Untersuchungen zeigte sich periimplantär im Vergleich zur Kontrollgruppe eine hohe Aktivität von Osteoblasten (LI et al. 2008).
Auch KANNAN (2008) prüfte die Auswirkung einer Zulegierung von 0,4 wt% Calcium bzw. 1 wt% Calcium zu Aluminium-Zink-Legierungen (AZ61, AZ91) auf den Korrosionswiderstand im Vergleich zu einer Aluminium-Zink-Legierung (AZ91) ohne Calciumzusatz in modifizierter SBF-Lösung. Er stellte dabei bei den calciumhaltigen Legierungen eine signifikante Erhöhung des Korrosionswiderstandes im Vergleich zu der calciumfreien AZ91-Legierung fest.
VON DER HÖH (2008) testete den Einfluss der Oberflächenbearbeitung von Magnesiumlegierungen auf deren Degradation in vivo. Hierzu wurden Magnesium- Calcium-Legierungen mit unterschiedlichen Calciumkonzentrationen zwischen 0,2 %- 2,0 wt% verwendet. Zylinder mit rauer, glatter und gestrahlter Oberfläche wurden in die Femurkondylen von Kaninchen implantiert. Die Materialien wurden gut vertragen, verursachten aber auch hier eine geringe Menge an Gas. VON DER HÖH (2008) analysierte die Implantatdegradation auf µ-computertomographischen Schnittbildern anhand eines Scorings. Dabei wurde festgestellt, dass eine glatte Oberfläche den vorteilhaftesten Einfluss auf die Degradationsgeschwindigkeit der Implantate hatte, eine erhöhte Oberflächenrauheit dagegen zu einer schnelleren Implantatdegradation führte. Auch ein Einfluss der Implantatlokalisation konnte nachgewiesen werden.
Dabei wiesen marknah gelegene Implantatbereiche einen deutlich stärkeren Strukturverlust auf als Bereiche, die vorwiegend kortikal platziert waren.
In der Arbeit von KRAUSE (2008) wurden drei verschiedene, stranggepresste Magnesiumlegierungen (LAE442, MgCa0,8, WE43) im Vergleich zu den konventionellen Materialien Titan und PLA hinsichtlich der Biokompatibilität, der mechanischen Eigenschaften und des Degradationsverhaltens im Tiermodell untersucht. Dafür wurden Implantate von 25 mm Länge und 2,5 mm Durchmesser der fünf Materialien in die Markhöhlen von Kaninchentibiae implantiert. Die Implantationsdauer betrug drei bzw. sechs Monate. Die rechten Tibiae wurden µ- computertomographisch gescannt. Es erfolgte eine Auswertung der
zweidimensionalen Schnittbilder mit einem Scoring, das den Gesamteindruck des Knochens, die Implantatdegradation, das Knochenanwachsverhalten an die Implantatoberfläche sowie vom Endost ausgehende Knochentrabekel bewertete. Bei allen Magnesiumimplantaten wurden Knochentrabekel, die sich an die Implantatoberfläche anhefteten, festgestellt, wobei keine deutlichen quantitativen und qualitativen Unterschiede zwischen den drei Legierungen beobachtet wurden. Die Knochenreaktionen der Materialien Titan und PLA zeigten sich im Vergleich stärker ausgeprägt. Bei Beurteilung des Vorhandenseins vom Endost ausgehender Knochentrabekel zeigten Schnittbilder von MgCa0,8 mit Abstand die meisten Trabekel.
KRAUSE (2008) nutzte zur Auswertung von toluidinblaugefärbten Trenndünnschliffen mit den Magnesiumlegierungen MgCa0,8, LAE442 und WE43, sowie den konventionellen Implantatmaterialien PLA und Titan ein semiquantitatives Scoring.
Hiermit wurden verschiedene Knochenveränderungen sowie zelluläre und bindegewebige Reaktionen beurteilt. Bei Betrachtung des Gesamteindruckes als Parameter für stattgefundene Knochenveränderungen zeigte das Polymer PLA die geringfügigsten Veränderungen der Knochenstruktur. Beim Vergleich innerhalb der Magnesiumlegierungen schnitt LAE442 am besten ab. KRAUSE (2008) bewertete ebenso im Knochen vorkommende Kavitäten, wobei diese bei den Vergleichsmaterialien Titan und PLA am seltensten, bei den Magnesiumlegierungen MgCa0,8 und WE43 am stärksten auftraten. Alle in der Arbeit untersuchten Materialgruppen zeigten periostales Remodeling in unterschiedlicher Ausprägung, welches ca. vier Wochen nach Implantation auftrat. PLA zeigte dabei die geringste, Titan innerhalb der Dreimonatsgruppen und MgCa0,8 innerhalb der Sechsmonatsgruppen die stärkste Ausprägung. Auch Remodeling im Bereich der endostalen Kortikalis wurde von KRAUSE (2008) in jeder Materialgruppe festgestellt.
MgCa0,8 zeigte nach dreimonatiger Implantationsdauer die stärksten Umbauvorgänge. Nach sechs Monaten war bei den WE43-Implantaten das stärkste Remodeling im Bereich der endostalen Kortex erkennbar. Beim quantitativen Vergleich beider Lokalisationen überwog in den meisten Fällen das endostale Remodeling. Als möglicherweise typische primäre Reaktion von Knochen auf die
