Горячее изостатическое прессование позволяет значительно снизить температуру достижения полного уплотнения керамики. Авторы [186] проводили горячее изостатическое прессование прессовок из порошка ГА, покрытых слоем нитрида бора и помещенных в вакуумируемую ампулу из стекла пирекс. Это позволило получить плотную, прозрачную ГА-керамику при температуре горячего изостатического прессования выше 8000С и давлении газа 100 МПа.

В работе [187] было исследовано влияние на свойства ГА-керамики соотношения Са/Р в исходном порошке ГА. Установлено, что спекание ГА малоэффективно при содержании ТКФ более 40 масс. %: материалы имеют пониженную прочность при изгибе. Однако наилучшие прочностные показатели были получены не на стехиометричном исходном порошке ГА, а для смеси ГА с ТКФ с соотношением Са/Р=1,6-1,66. Эти результаты подтверждаются и другими исследованиями [188], где установлено, что плотность, прочность при изгибе и твёрдость по Кнупу спечённой (на воздухе, выдержка 4 ч) ГА-керамики увеличивается с ростом температуры спекания, достигая максимума при 1150°С, и уменьшается при дальнейшем увеличении температуры, из-за разложения ГА на ТКФ и тетракальцийфосфат. При спекании в вакууме разложение ГА начинается при более низких температурах и механические свойства у такой керамики хуже, чем для спечённой на воздухе керамики. Влияние отклонений от стехиометрии ГА на значение прочности керамики при изгибе изучались в работе [189]. Лучшие результаты получены для ГА, содержащего ТКФ, тогда как для почти чистого ГА прочность при изгибе уменьшается до очень низких значений, соответствующих ГА, содержащему СаО. Предполагается, что упрочнение ГА происходит из-за формирования остаточных напряжений, возникающих за счёт β → α перехода в ТКФ.

Особенностью ГА костной ткани человека являются анионные замещения карбонат-группами и фтором и катионные замещения - ионами магния. Если ионы фтора повышают термодинамическую стабильность структуры ГА, то введение карбонат-групп и ионов магния приводит к существенному снижению устойчивости структуры ГА при воздействии высоких температур, необходимых для спекания. Керамика ФГА может быть получена двумя технологическими способами: спеканием предварительно синтезированного порошка ФГА или спеканием смеси порошков ГА и ФА, поскольку между ними происходит взаимодействие с образованием твердого раствора при температурах спекания. Второй способ обладает тем преимуществом, что возможно точное дозирование компонентов смеси, что не всегда удается достичь при химическом синтезе исходного ФГА.

В работе [157] исследовали технологические особенности и свойства ФГА керамики, полученной с использованием синтезированных порошков ГА и ФА. Использовали исходные порошки с высокой степенью кристалличности с удельной поверхностью 4,5 м2/г (ГА) и 13,5 м2/г (ФА). Смеси, приготовленные в шаровой мельнице, подвергали одноосному прессованию в металлических пресс-формах под давлением от 80 до 200 МПа с последующим спеканием при 1150 - 14000С в изотермическом режиме в течение 2 ч на воздухе. Данные химического анализа показали лишь незначительные изменения состава материалов в результате спекания при 12000С: масс. соотношение Са/Р изменялось от 2,11 в исходных порошках до 2,18 в керамике с 10 масс.%ФА, содержание фтора возрастало от 0,61 до 0,65 масс.%. Степень замещения групп ОНˉ на ионы Fˉ не превышала 10%.

установлены зависимости характеристик спекания керамики от состава и температуры. Из данных, приведенных на рис. 19 и 20, видно, что материалы всех составов начинают спекаться при температуре 1150˚С с усадкой до 3%. Скорость процесса (для составов, содержащих до 2% ФА) увеличивается в интервале 1200-1250˚С, усадка достигает 9% (1200˚С) и 13,6% (1250˚С), уплотнение 75 и 92%, соответственно. При 1300˚С процесс спекания практически завершается, плотность материалов возрастает до 99,4% при небольшом увеличении усадки (15,6%). С ростом температуры обжига до 1400˚С происходят незначительные изменения линейных размеров (16,3%) и плотности (99,5%), при этом, в результате рекристаллизации, размер зёрен керамики увеличивается в 5-7 раз и достигает 10-15 мкм. Спекание состава, содержащего 10% ФА, несколько отличается от описанных выше составов. С увеличением температуры обжига с 1200 до 1250˚С, линейная усадка возрастает от 6,2 до 11,1%, а пористость уменьшается от 27,7 до 14,3%. В интервале температур 1300-1400˚С наблюдается увеличение усадки (до 14-15%) и степени уплотнения (95-98%). Некоторое различие при спекании состава с более высоким содержанием ФА (10%) можно объяснить различной величиной коэффициентов диффузии ионов (в том числе ОНˉ и Fˉ), что приводит к образованию диффузионной пористости (эффект Френкеля).

Размер зёрен в спечённой керамике зависит от температуры обжига и состава исходных смесей. Для составов, содержащих до 2% ФА, средний размер кристаллов возрастает от 1,5-2 до 10 мкм, при увеличении температуры с 1250 до 1400˚С, соответственно. Образцы, содержащие 10% ФА, отличаются более низкой скоростью роста кристаллов при спекании в интервале 1300-1350˚С (размер кристаллов возрастает от 3,3 до 6,5 мкм). При достижении температуры 1400˚С скорость роста зёрен в процессе рекристаллизации возрастает, средний размер кристаллов достигает 10 мкм.

Установлены зависимости механических свойств (прочность при изгибе и микротвёрдость) от температуры обжига в интервале 1150-1400˚С. Показано (рис. 21), что с увеличением температуры с 1150 до 1400˚С прочность повышается и достигает максимальных значений (95-120 МПа) при 1400˚С для составов, содержащих до 1% ФА. Керамика составов 2 и 10% ФА имеет меньшую прочность: при температуре спекания 1150˚С керамика имеет минимальное значение прочности 5-20 МПа. В интервале температур обжига 1200-1400˚С происходит возрастание прочности с 40 МПа до 55-60 МПа, соответственно. Это связано с образованием диффузионной пористости при спекании материалов, обогащённых ФА, а также с повышением содержания ТКФ, снижающего прочность керамики, в образцах по мере увеличения количества ФА.

Определены значения трещиностойкости (разброс значений – в пределах 10%) для исследуемых составов в интервале температур обжига (см. табл. 9). Трещиностойкость образцов ГА-ФА, как и трещиностойкость ГА-керамики, имеет тенденцию к некоторому возрастанию с повышением температуры обжига, что обусловлено большей плотностью высокообожжённых материалов. Введение ФА практически не влияет на трещиностойкость (в пределах ошибки её измерения). Разрушение всех материалов – интеркристаллитное, происходящее в результате распространения магистральной трещины по границам зёрен, но с присутствием некоторой доли транскристаллитного скола, особенно на составах с малым содержанием ФА (рис. 22). Можно отметить, что существенное уменьшение размера зерна с увеличением содержания ФА практически не сказывается на значениях критического коэффициента интенсивности напряжений К1с.