例3产物)和D-Mg0晶须(实施例6产物)按一定质量比 与PLLA(重均分子量为150000)基体材料通过双筒混炼机均匀混合。其中混炼温度为200°C， 混炼时间为8min。
[0121] 步骤(2):将上述步骤（1)混炼后得到的混合物通过精密注射机注射成型，得到板 状的D-CHN晶须/D-Mg0晶须/PLLA三元复合材料，其中注塑温度为200°C。
[0122] 对上述实施例13所制备的D-CHN晶须/D-Mg0晶须/PLLA三元复合材料的力学性能 进行了研究，结果见表7。
[0123] 表7 D-CHN晶须/D-Mg0晶须/PLLA三元复合材料的力学性能
[0126] 表7的数据显示，在PLLA基体材料中加入一定量的D-CHN晶须和D-MgO晶须，PLLA基 体材料的拉伸强度和拉伸模量显著增加，断裂伸长率提高；而且，表中数据表明，本实施例 中三元复合材料D-CHN晶须/D-MgO晶须/PLLA的力学性能显著优于相应的本实施例中的D-CHN晶须/PLLA二元复合材料和D-MgO晶须/PLLA二元复合材料，这表明不同含量和配比的D-CHN晶须和D-MgO晶须可以协同增强增韧PLLA基体。
[0127] 将本实施例中表7数据与实施例12中表6的数据对比可知，本实施例中制备的D-CHN晶须/D-MgO晶须/PLLA三元复合材料的拉伸强度和断裂伸长率显著大于相应的实施例 11中含相同质量百分比的CHN晶须/MgO晶须/PLLA三元复合材料，这说明D-CHN晶须和D-MgO 晶须由于其表面改性的聚多巴胺层能够作为晶须与PLLA基体之间相互结合的桥梁，有效改 善了晶须在PLLA基体材料中的分散性，提高了晶须与PLLA基体材料的界面结合力，从而赋 予三元复合材料更为优异的力学强度和韧性。
[0128] 附图3为实施例13中纯PLLA的拉伸断面的扫描电镜图，从图3中可以看出，纯PLLA 材料的拉伸断面光滑，表现为典型的脆性断裂。
[0129] 附图4为实施例13中D-CHN晶须/D-MgO晶须/PLLA复合材料(其中各组份质量比为 2.5/2.5/95)的拉伸断面扫描电镜图。从图4中可以看出，D-CHN晶须/D-MgO晶须/PLLA三元 复合材料的拉伸断裂面粗糙，晶须在基体中的分散性良好，材料的韧性明显提高，在拉伸过 程中出现了拉丝现象，这表明D-CHN晶须和D-MgO晶须的加入显著提高了 PLLA基体材料的韧 性，起到了对PLLA基体材料的增强增韧效果。
[0130] 对实施例13中采用的PLLA以及制备的D-CHN晶须/D-MgO晶须/PLLA(组分质量比为 2.5/2.5/95)三元复合材料、D-CHN晶须/D-MgO二元复合材料和D-MgO晶须/PLLA二元复合材 料以及本发明实施例12中制备的CHN晶须/MgO晶须/PLLA(组分质量比为2.5/2.5/95)三元 复合材料体外成骨细胞培养过程中碱性磷酸酶的活性进行测试，测定结果如图5所示，从图 5中可以看出，D-CHN晶须/D-MgO晶须/PLLA三元复合材料（其中各组份质量比为2.5/2.5/ 95)表面成骨细胞分泌的碱性磷酸酶的活性显著高于相应的CHN晶须/MgO晶须/PLLA(其中 各组份质量比为2.5/2.5/95)三元复合材料、以及D-CHN晶须/PLLA (其中各组分的质量比为 5/95)和D-MgO晶须/PLLA(其中各组分的质量比为5/95)二元复合材料。由于碱性磷酸酶的 活性是体现早期骨组织形成的最主要的指标之一，因此，上述结果一方面表明D-CHN晶须和 D-MgO晶须均可以促进PLLA基体材料的成骨活性，另一方面也表明D-CHN晶须和D-MgO晶须 表面改性的聚多巴胺层也具有成骨作用，可进一步改善三元复合材料的促骨组织形成能 力。
[0131] 实施例14:熔融共混法制备CHN晶须/MgO晶须/聚乙交酯(PGA)三元复合材料
[0132] 采用熔融共混法制备三元复合材料的具体操作如下：
[0133] 步骤(1):将CHN晶须(实施例1产物)和MgO晶须(实施例4产物)按一定质量比与PGA (重均分子量为180000)基体材料通过双筒混炼机均匀混合。其中混炼温度为210°C，混炼时 间为8min。
[0134] 步骤(2):将上述步骤（1)混炼后的得到的混合物通过精密注射机注射成型，得到 板状的CHN晶须/MgO晶须/PGA三元复合材料。其中注塑温度为210°C。
[0135] 对上述实施例14所制备的CHN晶须/MgO晶须/PGA三元复合材料的力学性能进行了 研究，结果见表8。
[0136] 表8 CHN晶须/MgO晶须/PGA三元复合材料的力学性能
[0139] 表8中的数据显示，通过熔融法制备的CHN晶须/MgO晶须/PGA三元复合材料的拉伸 强度和拉伸模量明显高于CHN晶须/PGA二元复合材料和MgO晶须/PGA二元复合材料以及纯 聚丙交酯的拉伸强度和拉伸模量，并且在各组份质量比为4/1/95时力学性能达到最优，这 充分表明不同含量和配比的CHN晶须和MgO晶须可以协同增强增韧PGA基体材料。
[0140] 实施例15:恪融共混法制备D-CHN晶须/D-Mg0晶须/聚乙交酯(PGA)三元复合材料 [0141 ]采用熔融共混法制备三元复合材料的具体操作如下：
[0142] 步骤（1):将D-CHN晶须(实施例3产物)和D-Mg0晶须(实施例6产物)按一定质量比 与PGA(重均分子量为180000)基体材料通过双筒混炼机均匀混合。其中混炼温度为210°C， 混炼时间为8min。
[0143] 步骤(2):将上述步骤（1)混炼后的得到的混合物通过精密注射机注射成型，得到 板状的D-CHN晶须/D-Mg0晶须/PGA三元复合材料。其中注塑温度为210°C。
[0144] 对上述实施例15所制备的D-CHN晶须/D-Mg0晶须/PGA三元复合材料的力学性能进 行了研究，结果见表9。
[0145] 表9 D-CHN晶须/D-Mg0晶须/PGA三元复合材料的力学性能
[0146]
[0147] 表9的数据显示，在PGA基体材料中加入一定量的D-CHN晶须和D-MgO晶须使得PGA 基体材料的拉伸强度和拉伸模量显著增加，断裂伸长率提高;而且，表中数据表明，本实施 例中三元复合材料D-CHN晶须/D-MgO晶须/PGA三元复合材料的力学性能显著优于本实施例 中D-CHN晶须/PGA二元复合材料和D-MgO晶须/PGA二元复合材料的力学性能，这表明不同含 量和配比的D-CHN晶须和D-MgO晶须可以协同增强增韧PGA基体材料。
[0148] 将本实施例中表9数据与实施例14中表8的数据对比可知，本实施例中制备的D-CHN晶须/D-MgO晶须/PGA三元复合材料的拉伸强度和断裂伸长率显著大于相应的实施例14 中含相同质量百分比的CHN晶须/MgO晶须/PGA三元复合材料，这说明D-CHN晶须和D-MgO晶 须由于其表面改性的聚多巴胺层能够作为晶须与PGA基体之间相互结合的桥梁，有效改善 了晶须在PGA基体材料中的分散性，提高了晶须与PGA基体材料的界面结合力，从而赋予三 元复合材料更为优异的力学强度和韧性。
[0149] 实施例16:静电纺丝法制备D-CHN晶须/D-MgO晶须/聚（ε-己内酯）（PCL)三元复合 材料
[0150] 采用静电纺丝法制备三元复合材料的具体操作如下：
[0151] 步骤（1):将数均分子量为150000的聚（ε-己内酯）（PCL，2g)溶于一定量的六氟异 丙醇溶剂中，配制浓度为10% (w/v)的聚（ε-己内酯)溶液。
[0152] 步骤(2):将一定量的D-CHN晶须(实施例3产物）、D-Mg0晶须(实施例6产物)按一定 质量比同时分散在聚（ε_己内酯)溶液中，超声分散得到均匀的悬浮液。在20kV的静电压、接 收板距针孔为15cm、喷丝速率为3.0mL/h的条件下，纺丝制备D-CHN晶须/D-MgO晶须/PCL三 元纳米复合纤维膜。
[0153] 对上述实施例16所制备的D-CHN晶须/D-MgO晶须/PCL三元复合纤维膜的力学性能 进行了研究，结果见表10。
[0154] 表10 CHN晶须/MgO晶须/PCL三元复合材料的力学性能
[0157] 表10中的数据显示，通过静电纺丝法制备的D-CHN晶须/D-MgO晶须/PCL三元复合 材料的拉伸强度和拉伸模量明显高于D-CHN晶须/PCL二元复合材料和D-MgO晶须/PCL二元 复合材料以及纯PCL的拉伸强度和拉伸模量，并且在各组份质量比为2.5/2.5/95时力学性 能达到最优，这充分表明在一定浓度范围的D-CHN晶须和D-MgO晶须可以协同增强PCL的拉 伸性能。
[0158] 实施例17:30打印法制备(：圆晶须/1%0晶须/聚〇^-丙交酯）（？11^)三元复合材料
[0159] 3D打印法制备CHN晶须/MgO氧化镁晶须/PLLA三元复合材料按照如下表11所示的 组分质量比实施：
[0160] 表11 3D打印法制备复合材料的组份质量比
[0162] 步骤(1):将CHN晶须(实施例2产物)和MgO晶须(实施例5产物)与