D. Composites poreux à squelette polymèredocinsa.insa-lyon.fr/these/2008/peroglio_martynovitch/14-chapitre... · Figure D-1 : schéma du procédé d’élaboration du substitut

Chapitre D : Composites poreux à squelette polymère

Thèse « Composites organiques-inorganiques poreux pour la substitution osseuse » 117

D. COMPOSITES POREUX A SQUELETTE POLYMERE............................................................117 D.I. CONCEPT...................................................................................................................................118 D.II. MATERIAUX MODELES : POLYURETHANE DE FILTRATION RECOUVERT DE PLATRE................119

D.II.2) Elaboration du polyuréthane de filtration ........................................................................119 D.II.3) Elaboration du plâtre .......................................................................................................120 D.II.4) Préparation des échantillons PU de filtration-plâtre .......................................................121 D.II.5) Propriétés mécaniques PU de filtration-plâtre.................................................................125

a) Plâtre dense .......................................................................................................................................... 125 b) Plâtre poreux ........................................................................................................................................ 127 c) Plâtre « armé » ..................................................................................................................................... 132

D.III. MATERIAUX REELS : POLYURETHANE (PU) BIOCOMPATIBLE RECOUVERT DE CIMENT PHOSPHOCALCIQUE (CAP).....................................................................................................................134

D.III.2) Elaboration de la mousse PU biocompatible ...............................................................134 D.III.3) Elaboration du ciment CaP ..........................................................................................136

a) Traitement thermique ........................................................................................................................... 136 b) Broyage................................................................................................................................................ 137 c) Caractérisation du ciment..................................................................................................................... 141

– Choix du liquide et optimisation du rapport L/P pour l’infiltration de mousses .............................. 141 – Effet d’un promoteur de cohésion.................................................................................................... 144

D.III.4) Préparation des échantillons PU biocompatible-ciment CaP ......................................146 D.III.5) Structures du composite PU biocompatible-ciment CaP..............................................147 D.III.6) Propriétés mécaniques du composite PU biocompatible-ciment CaP .........................151 D.III.7) Propriétés biologiques..................................................................................................156

a) Quantification d’ADN.......................................................................................................................... 157 b) Caractérisation morphologique ............................................................................................................ 158 c) Analyse immunocytochimique............................................................................................................. 158 d) Conclusions et perspectives de l’étude biologique............................................................................... 160

D.IV. CONCLUSIONS ET PERSPECTIVES ...........................................................................................162 D.V. REFERENCES CHAPITRE D.....................................................................................................163

D. Composites poreux à squelette polymère Les ciments phosphocalciques (ciment CaP) injectables représentent une solution

bien adaptée pour réparer des os affectés par l’ostéoporose. Ils présentent à la fois une bioactivité suffisante, une microporosité adéquate et des propriétés mécaniques comparables à celles de l’os spongieux[1]. Toutefois, leur mise en place est difficilement contrôlable dans des grosses cavités osseuses et ils ne présentent pas de macroporosité, ce qui rend impossible leur colonisation à court terme par les cellules.

Outre les ciments phosphocalciques, des mousses polymères (sans ou avec charges

minérales) ont été proposées[2]. Ces matériaux sont plus facilement manipulables et peuvent garantir un contact intime avec les parois de cavités de forme complexe. En revanche ils sont moins bioactifs que les phosphates de calcium. Les mousses en élastomère biocompatible proposées par Gogolewski et al.[3] peuvent remplir des cavités de géométrie complexe ; la macroporosité favorise une bonne osteoconductivité ce qui rend ces mousses adaptées au comblement de cavités même de grosse taille. Mais ces mousses sont a priori moins bioactives que les matériaux à base de phosphate de calcium et leurs propriétés mécaniques sont faibles (en particulier leur module d’élasticité).

Nous avons choisi de combiner ces deux types de matériau pour en obtenir un

composite poreux. Pour cela une mousse élastomère biorésorbable sera recouverte avec un ciment phosphocalcique et la prise aura lieu in-situ.

M. Peroglio, Laboratoire MATEIS, INSA Lyon, 2008



D.I. Concept Le processus d’élaboration qui permet d’obtenir un scaffold composite poreux

polyuréthane-ciment se décompose de la manière suivante (voir figure D-1) : a) découpage de la mousse avec une forme et une taille convenable par rapport à la

cavité à combler ; b) introduction dans la mousse polymère de la quantité de ciment correspondant à la

porosité finale visée ; c) homogénéisation de la répartition du ciment dans la mousse polymère ; d) positionnement du substitut dans la cavité ; e) prise du ciment in situ.

Préparation du ciment Infiltration et

homogénéisation de l’éponge

Mise en place du composite dans la cavité

à combler

Prise in situ du ciment

Figure D-1 : schéma du procédé d’élaboration du substitut mousse élastomère-ciment phosphocalcique.

Ce système présente les caractéristiques suivantes : a) Pendant la mise en place du substitut, le matériau (mousse polymère+pâte de

ciment) est souple, d’où une facilité d’insertion du substitut pour le chirurgien. b) Après prise in-situ, on obtient une structure macro- et microporeuse (avec une

porosité contrôlée en taille et pourcentage), rigide mais pas fragile, de propriétés mécaniques comparables à celles de l’os spongieux. Du fait du caractère élastomère de la mousse polymère, le substitut peut former un contact intime avec l’os et, grâce à la présence du ciment, la surface en contact avec l’os et les fluides biologiques est bioactive.



Thèse « Composites organiques-inorganiques poreux pour la substitution osseuse »

D.II. Matériaux modèles : polyuréthane de filtration recouvert de plâtre

D.II.2) Elaboration du polyuréthane de filtration Nous avons d’abord validé le concept sur une mousse polyuréthane (PU) de

filtration. Nous avons choisi une mousse polyuréthane à chaîne polyester (Plastiform’s) obtenue par bullage.

Cette mousse n’est pas biocompatible mais présente une porosité totalement interconnectée et très régulière. En figure D-2 on montre la microstructure de la mousse 45 PPI, mais la mousse à 20 PPI présente une structure équivalente.

Figure D-2 : micrographie MEB de la structure de la mousse polyuréthane de fià 45 PPI à deux échelles différentes.

Il s’agit d’un polyuréthane souple réticulé à porosité ouverte, les parois des

étant détruites lors du procédé de réticulation. Le tableau D-1 résucaractéristiques de la mousse données par le fournisseur. Au cours de cette étuavons utilisé les mousses de type 20 PPI et 45 PPI (à 20 ou 45 pores par(Pastiform’s, France).

Tableau D-1 : caractéristiques des mousses de filtration à chaîne polyest

Plastiform’s selon le fournisseur.

Type de mousse Propriétés Norme ISO 20 PPI 45 PPI Densité nette [kg m-3] 845 23-27 23-27 Résistance à la compression [kPa] 3386 2.0-4.0 2.0-4.0 Allongement à la rupture [%] 1798 250 300 Résistance à la rupture [MPa] 1798 100 150 Diamètre des cellules [µm] - 1080-1580 2300-3300

Les deux mousses présentent des struts (ou parois) denses à section triangulai

surfaces des deux mousses présentent une très faible rugosité comme on peutsur la figure D-3.

Comme on le voit en figure D-4, les struts présentent des « bords » et un

concave ce qui pourrait être avantageux pour retenir le ciment sur la mousse. Cela faible rugosité de surface ne donnera qu’une très faible accroche mécanique.


cmd

e

r

ep

500 µm
1 mm
119

ltration

ellules e les

e nous pouce)

r

e et les le voir

forme endant


5 µm50 µm

Figure D-3 : micrographie MEB de la structure de la mousse polyuréthane de filtration à 45 PPI : a) section d’un strut + b) surface d’un strut.
5 0 µm
Thèse « Composites organiques-inorganiques poreux p

Figure D-4 : micrographie MEB de la structuà 45 PPI : a) une porosité ; b) une paroi.

D.II.3) Elaboration du plâLa faisabilité du concept est testée tout

filtration infiltrée avec un plâtre commercial. est obtenu par hydratation d’un semihydratesuivante :

HOHCaSO 24 23

21

+⋅

Le semihydrate est produit par la cuisson d115 et 140°C. Si la déshydratation est effecobtenu garde la morphologie du gypse del’évaporation de l’eau (semihydrate de typautoclave (pression de vapeur d’eau > 0.1 Mest cristallisé sous forme de cristaux compacte

Du fait de sa porosité, le semihydrate de tyle gâchage (rapport massique eau/poudre E/P(E/P ~ 0.3). Le plâtre pris issu du semihydsemihydrate β.

On reporte les caractéristiques des semihydde sulfate de calcium dans le tableau D-2.


20 µm

our la substitution osseuse » 120

re de la mousse polyuréthane de filtration

tre d’abord sur la mousse polyuréthane de

Le plâtre (dihydrate de sulfate de calcium) de sulfate de calcium, selon la réaction

OHCaSOO 242 2⋅→

u gypse à une température comprise entre tuée à pression ambiante, le semihydrate départ avec de nombreux pores liés à e β). Quand la cuisson est réalisée en

Pa), le gypse est dissous et le semihydrate s (semihydrate de type α). pe β demande beaucoup plus d’eau pour

> 0.6) que celui de type α, bien cristallisé rate α sera plus dense que celui issu du

rates de sulfate de calcium et du dihydrate



Tableau D-2 : caractéristiques des sulfates de calcium[4].

Plâtre Alpha Beta Di-hydrate MM [g/mol] 145 145 172 MV [g/cm3] 2.76 2.63 2.31

Eau cristallisation [g] 9 9 36

100_ ⋅phase

ationcristalliseau

mm

6.21% 6.21% 20.93%

Système cristallin hexagonal hexagonal monoclinique La prise du plâtre a lieu par dissolution- recristallisation et le gypse précipite à

partir de la solution sursaturée (limite de solubilité du gypse dans l’eau à 20°C ~2 g L-1). On peut distinguer trois phases lors de l’hydratation : 1) dissolution rapide du semihydrate (dépend du degré de cristallinité et de la température), 2) germination du gypse (hétérogène à la surface du semihydrate, sur les impuretés en solution et sur le gypse incuit, et homogène dans la solution), 3) croissance des cristaux de gypse.

Le plâtre pris est constitué de cristaux de gypse enchevêtrés, liés par des liaisons Van der Waals et hydrogènes. Dans les conditions de gâchage que nous avons utilisées, les cristaux se présentent sous forme d’aiguille élancée d’environ 20*2*2 µm3. La présence d’adjuvants de prise peut modifier la forme des cristaux (plaquettes avec l’acide tartrique, cube avec acide citrique, …). Pour le plâtre de type β et pour un rapport eau/poudre (E/P) de 0.8, la porosité finale est proche de 55 vol.%, avec une taille moyenne des pores de 3 µm (par porosimétrie à mercure) et une surface spécifique de 1 m2/g.

Le concept mousse polyuréthane/plâtre a été testé sur deux types de plâtre : α et β. Le plâtre α demande moins d’eau que le plâtre β mais est beaucoup plus sensible aux variations du rapport E/P que le plâtre β. En effet, alors qu’avec un E/P=0.3 l’infiltration d’une mousse à gros pores est impossible (une séparation de phase se produit, une phase liquide rentre dans l’échantillon, alors que une phase très épaisse reste à la surface), un E/P=0.4 donne une pâte très fluide, à la limite de la sédimentation. Enfin, le temps de prise évolue rapidement avec le rapport E/P.

D.II.4) Préparation des échantillons PU de filtration-plâtre Nous avons décidé d’élaborer des échantillons cylindriques (15 mm de diamètre et

15 mm d’hauteur) contenant différentes quantités de ciment (entre 10 et 40 vol.%). Des cylindres de mousse ont tout d’abord été découpés à l’emporte pièce, puis infiltrés avec différentes quantités de plâtre. Le processus d’infiltration étant extrêmement dépendant de la rhéologie du plâtre, celle-ci a été adaptée à chaque mousse, en optimisant le rapport Eau / Plâtre (E/P) et la nature du plâtre (α ou β).

Le paramètre qui semble jouer le rôle le plus important sur la macrostructure finale est la viscosité (en particulier la contrainte seuil) de la pâte de plâtre, ce qui est directement lié au rapport E/P. Comme la viscosité du plâtre (sans l’utilisation de retardateur de prise) évolue rapidement dès les premières minutes après le gâchage, nous avons décidé d’effectuer les infiltrations toujours 5 minutes après le gâchage pour garantir des conditions d’infiltration homogènes. Comme la viscosité évolue d’autant plus rapidement que le rapport E/P est faible, il faut terminer l’infiltration des échantillons à 12 min. pour E/P=0,6 et 10 min. pour E/P=0,5 pour éviter tout endommagement prématuré des échantillons. D’autre part, la mise en forme a aussi été optimisée afin d’obtenir des échantillons bien cylindriques et présentant deux faces opposées planes et parallèles.




L’utilisation d’un moule, bien qu’il permette d’obtenir des échantillons avec une bonne planéité et un bon parallélisme, provoque la formation d’une « peau » sur la surface des échantillons en contact avec le moule (figure D-5 a). Ce phénomène est inévitable sur des moules en PVC même en utilisant un agent de démoulage. Sans le moule, on évite la peau à la surface des échantillons (très bonne homogénéité), mais ni la planéité ni le parallélisme ne sont alors assurés (figure D-5 b). Un compromis consiste à découper les échantillons à l’emporte-pièce et de les placer entre deux plaques parallèles (figure D-5 c).

a)

b)

c)

Figure D-5 : a-c : solutions successivement adoptées pour le moulage des échantillons. Sur la MPM (mousse à pores moyens), la rhéologie de la pâte de plâtre alpha avec

E/P=0.35 ne permet pas d’infiltrer la mousse. Une séparation de phase se produit, avec une phase dense qui s’accumule à la surface et une phase liquide qui rentre dans l’échantillon.

Sur la MPG (mousse à pores gros) avec le plâtre alpha (E/P=0.35), on remarque que

la reproductibilité d’un échantillon à l’autre est d’autant meilleure que la porosité visée est élevée (voir tableau D-3).

Tableau D-3 : dispersion des résultats sur les différentes séries d’échantillons.

Expérience (n.)

Porosité obtenue (%)

1 73 ± 3 2 74 ± 3 3 78 ± 1 4 81 ± 1 5 69 ± 4 6 62 ± 6

Les figures D-6 et D-7 mettent en évidence la structure de la mousse polyuréthane

après infiltration avec le plâtre. La mousse présente une couche de ciment à la surface des pores. La porosité est majoritairement ouverte même si certaines interconnections sont fermées. Les struts de la mousse sont recouverts par une couche de ciment qui présente une peau sur la surface libre (figure D-7 d). De plus, la couche de ciment introduite est microporeuse (la microporosité étant créée par l’évaporation de l’eau en excès) ce qui serait bénéfique à la repousse osseuse.



Thèse « Composites organiques-inorganiques poreux po

Figure D-6 : micrographie MEB de la macrostructure de la mousse de filtration MPG

avec plâtre β gâché à E/P=0.5.

a) b)

c)

Figure D-7 : micrographie MEB de la structuplâtre β gâché à E/P=0.5 : a) un pore ouversurface d’un strut.

Du fait de la faible rugosité de la surfaceplâtre sur la mousse est faible (voir figure D-8)

La microstructure du plâtre pris à la

comparable à celle d’un plâtre gâché dans les (voir figure D-9), ce qui laisse augurer de prop


peau

3 mm

200 µm
20 µm
20 µm
50 µm
ur la substitution osseuse » 123

d)

re de la mousse de filtration PPI 20 avec t ; b) un pore fermé ; c) un strut ; d) la

du polymère, l’accroche mécanique du .

surface de la mousse polyuréthane est mêmes conditions en absence de mousse riétés mécaniques intrinsèques similaires.


Thèse

Figure D-8 : micrographie MEB de la structure de la mousse de filtration PPI 20 avec plâtre β gâché à E/P=0.5 : (du haut vers la bas) couche de plâtre sur la mousse

polyuréthane, microstructure de la couche de plâtre et interface plâtre/polyuréthane.

20 µm

Figur

M. Per

20 µm

« Composites organiques-inorganiques poreux pour la

a)

e D-9 : micrographie MEB de la structure du de rupture d’un strut; b) surfa

oglio, Laboratoire MATEIS, INSA Lyon, 2008

20 µm

substitution osseuse » 124

b)

plâtre β dense, E/P=0.5 : a) surface ce d’un pore.



D.II.5) Propriétés mécaniques PU de filtration-plâtre L’introduction d’une porosité provoque une diminution de la résistance mécanique

quel que soit le type de matériau. Il est intéressant de connaître les propriétés mécaniques du matériau dense car elles vont représenter la limite haute pour les propriétés mécaniques des échantillons poreux.

a) Plâtre dense En premier lieu, nous avons caractérisé les propriétés mécaniques en compression

du plâtre dense. Les mesures sont effectuées sur des cylindres (diamètre 15 mm, hauteur 15 mm sur des échantillons moulés dans des moules cylindriques) à une vitesse de 1 mm/min. Les courbes caractéristiques du plâtre dense α et β gâchés avec différents rapports E/P sont reportées en figure D-10. Tous les plâtres gâchés présentent un comportement élastique linéaire avant le premier endommagement. Après le premier endommagement l’échantillon présente encore une certaine résistance mécanique, mais il est de plus en plus endommagé à cause de la formation et propagation de fissures.

La contrainte à rupture du plâtre diminue lorsqu’un rapport E/P plus grand est

choisi. Pour le plâtre β, la contrainte à rupture est maximale pour le rapport E/P=0.4 (dans le domaine étudié). Comme attendu, le taux de micropororosité diminue avec la diminution de l’eau de gâchage (rapport E/P), mais l’effet plus important est dû au type de plâtre : le remplacement du plâtre β par le plâtre α permet de réduire le rapport E/P (et par conséquence la microporosité finale) tout en ayant une rhéologie comparable. Le module d’Young, la résistance à rupture et l’énergie à la rupture (intégrale de l’aire sous la courbe force-déplacement) dépendent du taux de microporosité et leurs valeurs sont d’autant plus faibles que le taux de microporosité est conséquent.

Dans le tableau D-4-a qui suit on reporte les caractéristiques des plâtre α et β à l’état sec, gâchés à différents rapport E/P (moyennes sur 7 échantillons).

La figure D-11 permet de mieux visualiser la dépendance du comportement mécanique du plâtre dense avec le rapport E/P.

Figure D-10 : courbes caractéristiques des essais de compression simple (v=1 mm/min) des échantillons denses sec de plâtre α et β, gâchés avec différents rapports E/P.




Tableau D-4-a : propriétés du plâtre dense sec.

Type plâtre E/P MVapp (g cm-3)

π (%)

E (GPa)

σmax (MPa)

ε(σmax)

(%) Gmax

(kJ m-3) Beta 0.6 1.2 49 ± 1 1.4 ± 0.5 12 ± 2 1.7 ± 0.6 98 ± 29 Beta 0.5 1.3 45 ± 0.4 1.3 ± 0.3 17 ± 1 2.6 ± 0.2 161 ± 22 Beta 0.4 1.4 38 ± 1 1.9 ± 0.6 24 ± 2 2.5 ± 0.8 220 ± 49

Alpha 0.4 1.6 ± 0.03 32 ± 1 1.6 ± 0.3 39 ± 4 3.8 ± 0.2 531 ± 74 Alpha 0.35 1.6 ± 0.02 30 ± 1 2.1 ± 0.7 41 ± 7 2.3 ± 0.3 622 ± 160

Tableau D-4-b : propriétés du plâtre dense humide.

Type plâtre E/P MVapp (g cm-3)

E (MPa)

σmax (MPa)

ε(σmax)

(%) Gmax

(kJ m-3) Beta 0.6 1.681 434 ± 34 3.8 ± 0.2 1.1 ± 0.1 23.2 ± 2.5 Beta 0.5 1.608 477 ± 90 5.0 ± 0.3 1.3 ± 0.2 35.7 ± 4.7 Beta 0.4 1.549 679 ± 101 8.3 ± 1.0 1.3 ± 0.2 57.7 ± 13.5

Figure D-11 : évolution du module de Young et de la contrainte avec le rapport E/P sur des échantillons de plâtre β denses secs.

Il ne faut pas oublier que lors de l’implantation dans le corps humain, les substituts

osseux seront en contact avec les fluides biologiques. Le plâtre se trouvera alors dans un état humide. Il est connu que la résistance mécanique du plâtre diminue en présence d’humidité et que le plâtre présente une contrainte à rupture inférieure et une déformation plastique accrue dans ces conditions. Afin d’estimer la diminution de résistance que l’on pourrait avoir sur les échantillons poreux, on a commencé par mesurer les propriétés à rupture des échantillons denses à l’état humide*. Le module d’Young, la résistance à rupture et l’énergie à rupture qui en résultent sont diminués approximativement d’un facteur 3 dans des conditions humides par rapport aux échantillons secs (tableau D-4-b et figure D-12).

* Les échantillons sont saturés en eau à température ambiante dans des sachets étanches où une coupelle d’eau a été placée et le sachet est ouvert juste avant l’essai mécanique.




Figure D-12 : courbes caractéristiques des essais de compression simple (v=1 mm/min) des échantillons denses humides de plâtre β, gâchés avec différents rapport E/P.

b) Plâtre poreux Des échantillons composites poreux sont obtenus en infiltrant une mousse

polyuréthane de filtration avec une quantité connue de plâtre. Nous avons étudié l’influence de la taille des pores de la mousse de filtration (mousse à pores gros MPG ou mousse à pores moyens MPM), du type de plâtre (semihydrate α ou β) et de la quantité de plâtre introduite (c’est-à-dire la macroporosité de l’échantillon).

Tout d’abord nous avons étudié l’influence du rapport E/P du plâtre β sur les

propriétés mécaniques de la MPG. La contrainte à rupture la plus élevée est obtenu avec un rapport E/P=0.5. En effet il existe un optimum entre l’augmentation des propriétés due à l’amélioration des propriétés intrinsèques du plâtre (via la diminution du rapport E/P) et la diminution de l’homogénéité du remplissage due à une augmentation de la viscosité et de la contrainte seuil liées à la diminution du rapport E/P.

La MPG peut être efficacement infiltrée avec des plâtres de type β gâchés à E/P=0.5

ou 0.6. En revanche un rapport E/P=0.4 ne permet pas une infiltration efficace. Si le plâtre α gâché à E/P=0.35 présente la contrainte la plus élevée dans le cas d’échantillons denses, le comportement rhéologique de ce plâtre donne lieu à des composites poreux de faibles propriétés mécaniques (figure D-13 et tableaux 5-a et b). Cependant l’utilisation du plâtre α n’est pas sans intérêt car l’on observe une faible dispersion des valeurs de résistance à rupture pour ce système. Aussi, il faut tenir compte du fait que cette première série d’échantillon ne présente pas une porosité finale comparable pour tous les rapports E/P et donc les propriétés mesurées sont à la fois influencées par le rapport E/P et par la macroporosité finale des échantillons.




Il est possible que les meilleures propriétés obtenues sur les scaffolds infiltrés avec un plâtre β gâché à 0.5 soient essentiellement liées au fait que ce sont aussi les échantillons présentant la macroporosité la plus faible. Cependant les observations expérimentales pendant l’élaboration et les essais mécaniques montrent une meilleure homogénéité macrostructurale pour les scaffolds infiltrés avec un plâtre β gâché à E/P=0.5.

Figure D-13 : courbes caractéristiques du plâtre poreux sec avec une MPG et différents rapport E/P.

Tableau D-5-a : propriétés à rupture du plâtre poreux sec avec MPG.

Type plâtre E/P Etat π (%)

E (MPa)

σmax (MPa)

ε(σmax)

(%) σpalier

(MPa) Beta 0.6 sec 50 ± 5 45.9 ± 21.6 1.65 ± 0.64 11.1 ± 6.0 1.37 ± 0.49 Beta 0.5 sec 30 ± 5 112 ± 46 4.70 ± 1.61 7.92 ± 2.89 3.94 ± 1.02 Beta 0.4 sec 42 ± 6 274 ± 192 2.25 ± 1.04 2.43 ± 1.94 0.99 ± 0.37

Alpha 0.35 sec 73 ± 3 30.0 ± 8.6 0.42 ± 0.07 2.36 ± 1.37 0.23 ± 0.06

Tableau D-5-b : énergies à rupture du plâtre poreux sec avec MPG.

Type plâtre E/P Etat Gmax (kJ m-3)

Gε=5% (kJ m-3)

Gε=10% (kJ m-3)

Gε=20% (kJ m-3)

Beta 0.6 sec 120 ± 100 28 ± 15 97 ± 35 255 ± 90 Beta 0.5 sec 210 ± 149 78 ± 30 287 ± 78 729 ± 225 Beta 0.4 sec 28 ± 24 75 ± 32 144 ± 53 258 ± 96

Alpha 0.35 sec 7.6 ± 5.7 12.7 ± 3.6 26.3 ± 5.1 54.6 ± 9.2 Une mousse avec une taille de pores inférieure (MPM) est encore plus sensible à la

rhéologie de la pâte de plâtre. Si d’une part on obtient les meilleures propriétés mécaniques avec le rapport E/P=0.5 pour le plâtre β (tout comme pour la MPG), d’autre part les échantillons n’ont pas pu être infiltrés avec une pâte avec un rapport E/P=0.4. En effet, dans ce cas le plâtre s’accumule à la surface des échantillons et la compression la mousse entraine juste une séparation de la phase liquide (qui rentre au cœur de l’échantillon) et solide (qui reste coincée à la surface de l’échantillon). Ces échantillons ainsi obtenus sont trop inhomogènes pour être testé mécaniquement.




La figure D-14 et le tableau D-6 reportent les propriétés mécaniques obtenus sur la MPM avec le plâtre β gâché à E/P=0.5 et 0.6. Même si macroscopiquement on n’observe pas de séparation de phase pour ces rapports, néanmoins les propriétés mécaniques sont faibles comparées avec celles obtenus avec la MPG.

Figure D-14 : courbes caractéristiques du plâtre poreux sec de type β avec une MPM moyens et différents rapport E/P.

Tableau D-6-a : propriétés à rupture du plâtre poreux sec avec MPM.


E (MPa)

σmax (MPa)

ε(σmax)

(%) σpalier

(MPa) Beta 0.6 sec 54 ± 5 15.2 ± 8.5 0.47 ± 0.12 7.73± 2.28 0.49 ± 0.1 Beta 0.5 sec 37 ± 8 35.9 ± 26.6 1.31 ± 0.71 6.52 ± 2.63 1.00 ± 0.44

Tableau D-6-b : énergies à rupture du plâtre poreux sec avec MPM.


Gε=5% (kJ m-3)

Gε=10% (kJ m-3)

Gε=20% (kJ m-3)

Beta 0.6 sec 19.5 ± 2.2 9.6 ± 5.5 31.3 ± 11.0 81.3 ± 15.1 Beta 0.5 sec 43.8 ± 41.9 30.7 ± 22.0 89.0 ± 56.2 201 ± 107

La présence d’un rapport E/P optimum pour l’infiltration de la MPG est mis

clairement en évidence dans la figure D-15 où l’on observe un maximum de contrainte à rupture et d’énergie à rupture pour le rapport E/P=0.5. Le module d’Young ne dépend que du rapport E/P en première approximation.

Pour la mousse à plus petits pores (MPM) on a la même tendance si l’on considère

que les échantillons infiltrés avec un rapport E/P=0.4 étaient trop inhomogènes pour être testés mécaniquement.




0

100

200

300

400

500

0,3 0,4 0,5 0,6 0,7E/P

E (M

Pa)

MPGMPMPoly. (MPG)

a)

0

1

2

3

4

5

6

7

0,3 0,4 0,5 0,6 0,7E/P

σ max

(MPa

)

MPGMPMPoly. (MPG)

b)

0

200

400

600

800

1000

1200

0,3 0,4 0,5 0,6 0,7E/P

G20

% (k

J m

-3)

MPGMPMPoly. (MPG)

c)

vec du plâtrede type β. (Poly.(MPG) est une courbe de tendance de type polynomiale).

Figure D-15 : évolution de : a) module d’Young; b) contrainte de premier endommagement; c) energie à rupture, avec le rapport E/P pour des échantillons poreux secs infiltrés a




Nous avons étudié l’influence de la macroporosité sur les propriétés mécaniques des composites MPG-plâtre α. Les propriétés mécaniques mesurées sont reportées dans le tableau D-7. Qualitativement, nous avons observé qu’il est plus facile d’obtenir des échantillons homogènes avec un taux de porosité proche de 70%.

- p été ruptur u plâtre x se α) avec MPG.

Type plâtre E/P Etat ε

Tableau D 7-a : ropri s à e d poreu c (type

E π (%) (MPa)

σmax (MPa)

(σmax)

(%) σpalier

(MPa) Alpha 0.35 sec 74 ± 4 26.6 ± 7.7 0.25 ± 0.07 1.23 ± 0.14 0.10 ± 0.02 Alpha 0.35 sec 78 ± 1 18.3 ± 6.6 0.18 ± 0.04 1.67 ± 0.60 0.09 ± 0.02 Alpha 0.35 sec 81 ± 1 16.9 ± 7.4 0.17 ± 0.02 1.58 ± 0.78 0.07 ± 0.01 Alpha 0.35 sec 69 ± 4 38.7 ± 10.8 0.41 ± 0.10 1.87 ± 0.45 0.17 ± 0.04 Alpha 0.35 sec 62 ± 7 61.7 ± 43.7 0.61 ± 0.29 2.00 ± 1.00 0.26 ± 0.14 Alpha 0.35 sec 54 ± 6 66.1 ± 11.0 1.91 ± 0.68 4.83 ± 1.87 0.84 ± 0.36

Tableau D-7-b : énergies à rupture du plâtre poreux sec (type α PG.

Type plâtre E/P Etat ) avec M

Gmax (kJ m-3)

Gε=5% (kJ m-3)

Gε=10% (kJ m-3)

Gε=20% (kJ m-3)

Alpha 0.35 sec 1.9 ± 0.4 7.5 ± 1.7 13.0 ± 2.1 29.1 ± 4.8 Alpha 0.35 sec 1.7 ± 0.5 6.4 ± 1.1 11.0 ± 1.8 22.5 ± 3.5 Alpha 0.35 sec 1.3 ± 0.6 4.7 ± 0.5 8.5 ± 0.7 18.6 ± 1.2 Alpha 0.35 sec 3.7 ± 1.0 11.9 ± 2.9 21.7 ± 5.1 48.6 ± 12.2 Alpha 0.35 sec 5.4 ± 2.0 17.3 ± 9.1 32.0 ± 16.0 75.6 ± 46.5 Alpha 0.35 sec 50.2 ± 28.1 47.8 ± 8.5 109 ± 34 222 ± 75

Quantitativement nous avons mesuré un module de Weibull (m) plus élevé dans le

domaine de porosité 70-75% (figure D-16). Les grandes barres d’erreur dans le domaine des faibles porosités (60-65%) témoignent de la difficulté d’obtenir des échantillons homogènes dans ce domaine. Même si on ne peut pas connaître avec précision la relation existante entre porosité et module de Weibull (m), on peut tout de même observer une tendance avec un maximum de m dans le domaine 70-75% de porosité. La courbe d’interpolation des points expérimentaux doit être considérée comme une simple aide pour le lecteur.

Figure D-16 : évolution du module de Weibull avec la porosité.




Il serait sûrement intéressant d’étudier plus en détail la relation entre la rhéologie de la pâte de plâtre et les propriétés mécaniques des composites poreux, mais le but de cette étude avec des matériaux modèles était de déterminer les paramètres ayant le plus fort impact sur les propriétés mécaniques des composites poreux. Ces paramètres sont ess

- entiellement :

le rapport E/P du plâtre : un rapport E/P trop faible donne lieu à une pâte trop visqueuse qui reste à surfaces des pores, un rapport E/P important est favorable à l’infiltration mais le plâtre formé présente des propriétés mécaniques faibles dues

- à un taux de microporosité élevée.

la quantité de plâtre introduite : la reproductibilité est maximale pour un remplissage de 25-30% ; il est difficile de produire des échantillons homogènes avec des taux de matière faibles (<20%) et encore plus pour des taux de matière élevées (>30%) car dans ce cas, à la place de former une couche de plâtre de plus en plus épaisse à la surface des pores, on obtient plutôt des zones denses alternés

remplissage voulu avec une deuxième infiltration en utilisant un plâtre plus fluide.

D-17 et D-18. Les valeurs de résistance obtenues sont regroupées en tableau D-8 et D-9.

à des zones poreuses dans l’échantillon.

Pour obtenir des échantillons reproductibles avec des taux de matières très faibles et très élevées il faudrait changer de technique. Pour les remplissages faibles et dans le seul but d’augmenter la bioactivité de la mousse polymère, on pourrait envisager d’utiliser un plâtre fluide (avec un rapport E/P élevé). Pour atteindre des remplissages élevés on pourrait éventuellement envisager une double infiltration. Dans ce cas on pourrait introduire 20% de plâtre dans le scaffold avec une première infiltration, puis compléter jusqu’au

c) Plâtre « armé » Enfin, il est intéressant d’étudier le comportement des échantillons de mousse

complètement infiltrés avec le plâtre (échantillons « armés » : ils sont obtenus en immergeant la mousse dans le plâtre et puis en les laissant prendre dans un moule). Les courbes caractéristiques à l’état sec et humide sont reportées respectivement en figure

Figure D-17 : courbes caractéristiques en compression simple des échantillons armés secs.




Figure D-18 : courbes caractéristiques en compression simple des échantillons

armés humides.

Tableau D-8-a : propriétés à rupture du plâtre armé avec MPG.


E (GPa)

σmax (MPa)

ε(σmax)

(%) σpalier

(MPa) Beta 0.6 sec 11.1 ± 8.5 0.48 ± 0.11 4.8 ± 1.8 1.6 ± 0.8 2.9 ± 1.2 Beta 0.5 sec - 0.96 ± 0.14 10.2 ± 0.8 1.2 ± 0.1 4.1 ± 0.3

Beta dense 0.5 sec - 1.3 ± 0.3 17 ± 1 2.6 ± 0.2 - Beta 0.6 humide 5 ± 2 0.35 ± 0.11 2.4 ± 0.3 1.3 ± 0.3 1.4 ± 0.1 Beta 0.5 humide - 0.39 ± 0.03 4.0 ± 0.1 1.5 ± 0.1 1.6 ± 0.2

Beta dense 0.5 humide - 477 ± 90 5.0 ± 0.3 1.3 ± 0.2 -

Tableau D-8-b : énergies à rupture du plâtre armé avec MPG.


Gε=5% (kJ m-3)

Gε=10% (kJ m-3)

Gε=20% (kJ m-3)

Beta 0.6 sec 47 ± 29 201 ± 71 401 ± 156 712 ± 269 Beta 0.5 sec 76 ± 8 392 ± 28 676 ± 50 1121 ± 74 Beta 0.6 humide 15 ± 6 83 ± 6 164 ± 9 301 ± 13 Beta 0.5 humide 32 ± 3 133 ± 6 235 ± 9 407 ± 23

Tableau D-9-a : propriétés à rupture du plâtre armé avec MPM.


E (GPa)

σmax (MPa)

ε(σmax)

(%) σpalier

(MPa) Beta 0.6 sec 13 ± 9 0.44 ± 0.18 2.7 ± 0.4 0.97 ± 0.29 1.9 ± 0.3 Beta 0.5 sec 20 ± 7 0.22 ± 0.11 3.0 ± 0.8 2.45 ± 0.93 2.0 ± 0.3 Beta 0.6 humide 7 ± 3 0.25 ± 0.06 1.1 ± 0.2 0.47 ± 0.13 0.78 ± 0.05 Beta 0.5 humide 8 ± 3 0.10 ± 0.01 1.3 ± 0.2 3.57 ± 0.30 0.80 ± 0.12

Tableau D-9-b : énergies à rupture du plâtre armé avec MPM.


Gε=5% (kJ m-3)

Gε=10% (kJ m-3)

Gε=20% (kJ m-3)

Beta 0.6 sec 16 ± 6 111 ± 15 215 ± 26 424 ± 58 Beta 0.5 sec 51 ± 15 126 ± 25 251 ± 32 470 ± 48 Beta 0.6 humide 3 ± 1 42 ± 5 81 ± 10 160 ± 23 Beta 0.5 humide 29 ± 5 44 ± 7 89 ± 13 117 ± 23




Ce type d’échantillon (nommé « armé », par similitude au béton armé) présente des propriétés mécaniques supérieures aux échantillons poreux, mais inférieures aux échantillons de plâtre dense. Par contre, contrairement aux échantillons denses, les échantillons « armés » possèdent une certaine cohésion même après endommagement, tout comme les échantillons poreux.

Pour l’application de substitution osseuse, où la vascularisation joue un rôle

important sur la capacité de repousse osseuse, on peut envisager l’utilisation d’une mousse rapidement résorbable. Ceci permettrait d’avoir des propriétés mécaniques relativement élevées à court terme et une structure macroporeuse quelques heures/jours après l’infiltration.

D.III. Matériaux réels : polyuréthane (PU) biocompatible recouvert de ciment phosphocalcique (CaP)

Après avoir validé le concept sur des matériaux modèles, nous l’avons testé avec des matériaux dont la biocompatibilité était déjà prouvée. Les mousses polyuréthanes élaborées par Gogolewski et ses collaborateurs ont été retenues comme matrices polymères biodégradables car elles ont fait l’objet de nombreuses études à la fois sur leur propriétés mécaniques et thermiques, mais aussi biologiques[5-8]. A partir des années 80, de nombreuses compositions ont été proposées pour les ciments phosphocalciques. Nous avons décidé d’utiliser un système simple, constitué majoritairement de phosphate tricalcique de forme α.

D.III.2) Elaboration de la mousse PU biocompatible Une mousse polyuréthane biocompatible (nommée par la suite PU-p) a été fourni par

l’institut de recherche de la fondation AO (Suisse). Elle est obtenue par polycondensation de l’hexamethylene-1,6-diisocyanate et du diol de poly(ε-caprolactone). Le dilaurate de dibutyl étain est utilisé comme catalyseur et le 1,4,3,6-dianhydro-D-sorbitol est ajouté comme extendeur de chaîne. De plus ce polyuréthane est fonctionnalisé avec un prénol (3,7,11-trimethyl-2,6,10-dodecatrien-1 diaminobutyl amide) qui modifie ses propriétés de surface et de mise en forme et lui confère une possible activité antimicrobienne[9]. Pour les détails de la synthèse voir ref. 10-11. Les scaffolds sont obtenus par une méthode de lixiviation par sel - inversion de phase[6,11]. Brièvement, le polyuréthane est dissous dans un mélange de N,N-diméthylformamide, acétone et eau. Des cristaux de heptahydrate de phosphate de sodium sont ajoutés comme porogène et le mélange obtenu est moulé et laissé sécher à température ambiante. Le sel utilisé comme porogène est éliminé avec plusieurs rinçages à l’eau.

Des essais in vitro on montré que ce polyuréthane est cytocompatible[10] et des essais in vivo sur des souris montrent l’absence d’une réaction inflammatoire[12].

La mousse PU-p présente une structure très régulière et une haute interconnectivité, ce qui est nécessaire pour obtenir des composites avec des propriétés reproductibles après infiltration avec le ciment (figure D-19). La porosité mesurée par tomographie à rayons X est d’environ 93% et la distribution de la taille des pores centrée sur 400 µm. La surface de cette mousse est rugueuse (voir figures D-20 et D-21), ce qui pourrait promouvoir l’accroche mécanique du ciment sur la mousse. Cette rugosité est probablement due à l’inversion de phase qui a lieu pendant le procédé de fabrication des mousses.



T

La section des struts n’est pas régulière et parfois est creuse (voir figure D-2

500 µm

Fg

Fs

Fs

M

1 mm

hèse « Composites organiques-inorganiques poreux pour la substitution osseuse »

igure D-19 : micrographie MEB de la structure de la mousse PU-p à deux rossissements différents.

(a) (b)

igure D-20 : micrographie MEB de la structure de la mousse PU-p : a) strurface d’un strut.

(a)igure D-21 : micrographie MEB de la structure de la mousse PU-p : surface trut ; b) zone entre deux struts.

. Peroglio, Laboratoire MATEIS, INSA Lyon, 2008

20 µm

ut et b)

5 µm

5 µm

50 µm

2). 50 µm

135

(b)de : a)



10 µm 50 µm

Figure D-22 : micrographie MEB de la structure de la mousse PU-p : section de struts : a) strut dense ; b) strut poreux.

D.III.3) Elaboration du ciment CaP La poudre de ciment a été obtenue à partir de monétite (CaH(PO4)2) et carbonate

de calcium (CaCO3) par un traitement thermique à haute température, suivi d’un broyage.

a) Traitement thermique Dans un premier temps, nous avons préparé un mélange de 770 g de monétite et de

calcite (rapport molaire 2:1, ce qui équivaut à 635.5 g de monétite (Aldrich, analytical grade) et 134.5 g carbonate de calcium (Aldrich, analytical grade). Ce mélange a été homogénéisé dans un malaxeur (muni d’une pale en « épi de blé ») à une vitesse de rotation de 140 tr/min pendant 15 minutes. Etant limité par la taille de la chambre du four, nous avons traité thermiquement environ 150 g de mélange par cycle (deux creusets en alumine 99.8% (diamètre externe 65 mm, hauteur 100 mm) remplis avec 75 g de mélange de poudres par creuset). Du fait que le nez de la transformation α-TCP –β-TCP est très marqué, avec des vitesses de transformation pouvant être très rapides, nous avons attendu 15 minutes entre la trempe d’un creuset et du suivant pour revenir à la température de palier, ceci afin d’assurer des conditions de trempe reproductibles.

Des cycles thermiques avec une température de palier comprise entre 1300 et 1400°C et une durée du palier comprise entre 2 et 20 heures[13-16] ont été proposés en littérature. Sur la base du diagramme de phase CaP et des résultats obtenus par Ginebra et al.[16], nous avons suivi le cycle thermique suivant (figure D-23) :

Figure D-23 : cycle thermique suivi pour l’obtention d’α-TCP.




Au cours du cycle thermique, la réaction qui permet d’obtenir l’α-TCP est la suivante :

2 CaH(PO4)2 (s) + CaCO3 (s) → Ca3 (PO4)2 (s) + CO2 (g) + H2O (g)

Bien que moins rapide qu’une trempe à l’eau, une trempe à l’air a été choisie d’une part pour éviter que l’α-TCP puisse réagir avec l’eau (en formant de l’hydroxyapatite) et d’autre part car c’est moins dangereux pour l’opérateur. Le traitement à haute température engendre un frittage partiel des poudres en présence. Aussi, à la fin du traitement la poudre se présente sous forme d’un bloc très friable. La trempe à l’air consiste à détacher le bloc du creuset à l’aide d’une spatule, à le broyer grossièrement dans un mortier en porcelaine et à poser les morceaux sur une plaque métallique de grande taille afin de refroidir la poudre le plus rapidement possible. Les plus gros morceaux sont rebroyés une deuxième fois. Ensuite on laisse refroidir la poudre jusqu’à température ambiante. Une fois la poudre refroidie, elle est rebroyée grossièrement au mortier (taille de particules < 3mm) et stockée dans l’attente du broyage fin dans une étuve à 120°C afin d’éviter toute absorption d’humidité qui serait préjudiciable aux propriétés mécaniques finales du ciment.

La perte de masse lors de la transformation des poudres en α-TCP est de 17.2%, ce qui est cohérent avec la stœchiométrie de la réaction chimique. A cela il faut ajouter 2% de pertes de matière lors de la trempe. Ce procédé est répété plusieurs fois jusqu’à obtenir une quantité de poudre suffisante (1 kg de poudre au total).

Avant le broyage la teneur moyenne en α-TCP est de 63%. Néanmoins, la vitesse de trempe dépend de l’opérateur et une certaine dispersion du taux d’α-TCP a été constatée sur les différents lots : il varie entre 55 et 71%. Pour cette raison les différents lots seront re-mélangés après broyage.

b) Broyage Pour chaque lot, le broyage a été adapté afin d’obtenir un diamètre apparent médian

des particules (D50) de 5 µm. En effet, des particules trop petites (par exemple D50=1 µm) du fait de leur grande surface spécifique demanderaient trop d’eau pour obtenir une rhéologie du ciment utilisable, ce qui serait préjudiciable aux propriétés mécaniques du ciment ; d’autre part une taille de particules trop grande (par exemple D50=10 µm) pourrait causer un manque de cohésion de la pâte cimentière[17]. De plus, notre objectif est d’obtenir des scaffolds avec une porosité comprise entre 70 et 90%. Si la taille des interconnections est de 600 µm, cela signifie que la couche de ciment sera de quelques dizaines de µm d’épaisseur. Une épaisseur d’au moins 5 particules nous paraît être le minimum pour avoir une couche suffisamment résistante.

Le broyage permet d’obtenir une granulométrie contrôlée de la poudre. Il a été réalisé dans un broyeur planétaire en utilisant une jarre en agate (capacité 0.5 L). Nous avons broyé 55 g de poudre par cycle de broyage et 60 g d’éthanol ont été ajoutés à chaque fois lors de la première étape afin d’éviter un réchauffement de la poudre qui aurait réduit l’efficacité du broyage. L’ajout d’éthanol limite aussi l’agglomération des poudres. Le broyage a été effectué en deux étapes :

1) 1h avec 120 g de billes en agate (mélange de diamètres 5 et 10 mm). Ceci permet de réduire la taille des particules à D50=14 µm en moyenne sur les différents lots. La queue de distribution est autour de 30 µm, donc un tamisage n’est pas nécessaire.

2) 1h avec 200g de billes en zircone (diamètre 2 mm). Ceci permet de réduire la taille des particules à 5 µm environ (voir figure D-24).

Dans les deux cas la vitesse a été fixée à 300 tr/min.



Thè

Lors de la première étape avec les billes en agate, nous avons choisi de broyer 55 g de poudre (ce qui correspond à la masse d’un lot de poudre après trempe) par cycle de broyage (B/P=4). En broyant la moitié de poudre (B/P=8), on réduit de moitié le temps de broyage. Comme le gain de temps pour avoir la même quantité de poudre broyée est négligeable nous avons choisi de broyer les 55 g/cycle de broyage.

Après 1h de broyage, on obtient une distribution bimodale : le pic des particules plus grosses est centré sur 14.4 ± 0.3 µm (figure D-24) et celui des particules fines est centré sur 1.2 ± 0.3 µm. Le temps de broyage lors de la deuxième étape (avec les billes de zircone) a été adapté (de 1h à 1h50) afin d’obtenir une taille moyenne de 5.0 ± 0.3 µm.

Il est connu que la taille des billes doit être choisie en fonction de la granulométrie de la poudre à broyer. Les billes de grand diamètre sont efficaces au début du broyage ; elles permettent notamment d’avoir des distributions granulométriques qui terminent autour de 50 µm après une heure de broyage. Pour obtenir de particules plus fines, on peut continuer le broyage avec des billes en zircone de taille 1 mm. Elles sont d’autant plus efficaces que le rapport B/P (4 dans notre cas) est élevé et permettent d’atteindre des D50 de 5 µm (figure D-24).

Ce protocole est bien reproductible : sur cinq broyages, nous avons obtenu un D50 de 4.8 ± 0.2 µm. La distribution de la taille des particules est bimodale, centrée sur 1.2 et 6.2 µm.

Fl A

garfaitliqupouétap

Umélblé

Lsurcom

M. P
se « Composites organiques-inorganiques poreux pour la substitution osseuse » 138
igure D-24 : évolution de la taille de particules suite au broyage : granulométries à ’issue de l’étape 1 (diamants noirs) et 2 (disques blancs).

l’issue du broyage, les poudres ont été séchées dans un évaporateur rotatif et dées dans une étuve à 120°C. Les avantages de cette technique sont la rapidité et le que seuls des agglomérats « mous » – facilement redispersé par le contact avec le ide lors de la préparation de la pâte de ciment – sont formés. Un tamisage de la dre après séchage a l’évaporateur rotatif n’est donc pas nécessaire. A l’issue de ces es, 850 g de poudre ont été obtenus au total. ne fois terminés le broyage et séchage de toutes les poudres, nous avons re-

angé tous les lots pendant 15 minutes dans un malaxeur (muni d’une pâle à épi de à 140 tr/min). a distribution finale de la taille des particules du mélange est bimodale, centrée

1 et 6 µm avec un D50 volumique de 5.1 µm. Toutes les particules ont une taille prise entre 0.34 et 18.7 µm.

eroglio, Laboratoire MATEIS, INSA Lyon, 2008



Un traitement aux ultrasons (2 g de poudre dans 20 mL d’éthanol, puissance=500 W, mode pulsé avec 70% de temps actif) d’une minute permet de casser des agglomérats et de re-disperser les particules les plus fines, ce qui se traduit par une réduction du D10 et du D50 (le volume de particules de diamètre inférieur à 1.55 µm passe ainsi de 9.6 à 14%). Un traitement aux ultrasons plus long n’a pas d’effet sur la distribution granulométrique, comme on le voit en figure D-25.

Vol.%

Figure D-25 : évolution de la distribution granulométrique avec uultrasons de 0 à 5 minutes.

En effet, la taille des particules plus fines ne change pas avec

ultrasons, mais leur nombre augmente (voir figure D-26). Ceci n’est pla taille des particules est principalement influencée par la taille des bil

0

2

4

6

8

10

12

0.10 1.00 10.00diam

vol.%initial

1'Series5Series6

Vol.%

Figure D-26 : évolution de la distribution granulométrique avec uultrasons d’une minute (avec distribution cumulée).


Taille (µm)
n traitement aux
le traitement aux as surprenant car les de broyage.

100.00è

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

n

tre particule (µm)Taille (µm)

139

traitement aux


Sur la figure D-27 on peut voir l’évolution de la taille des particules d’α-TCP suite au broyage.
50 µm

Figure D-27 : micrographie MEB de la poudre d’α-TCP : a) après trempe et b) abroyage.

Nous avons remarqué que la teneur en α-TCP diminue de quelques pource

l’issue du broyage. Nous avons en effet utilisé de l’éthanol de pureté 96% pobroyage. Il se peut que pendant les 3h pendant lesquelles le ciment est restél’éthanol, les 4% d’eau restants puissent réagir avec l’α-TCP pour former de l’HAP

Après broyage et séchage, on obtient un taux moyen d’α-TCP de 60% (figu

28). Les pertes de matière lors du broyage (sur les media de broyage et les récipie

broyage et séchage) sont de l’ordre de 13%. Donc 1.22 kg de poudres a été trempéobtenir 0.82 kg de poudre finale.

α-TCP

β-TCP

Figure D-28 : diagramme de diffraction aux rayons X de la poudre après broya


5 µm

140

près

nts à ur le

dans .

re D-

nts de pour

ge.



c) Caractérisation du ciment Les ciments phosphocalciques (ciment CaP), tout comme les ciments de

construction, réagissent avec l’eau pour former une pâte qui durcit avec le temps pour donner lieu à un solide. Lorsque notre (ciment CaP) est mélangé avec un liquide (l’eau dans le cas de figure le plus simple), on obtient une pâte qui prend au bout de quelques minutes.

Notre ciment est constitué par 60% d’α-TCP et 40% de β-TCP, mais avec le court temps mis en jeu pour la prise du ciment, seule la forme α réagit, étant beaucoup plus soluble dans l’eau que la forme β. On peut donc écrire la réaction globale comme :

24354492243243 )())(()()( POCaOHPOHPOCaOHPOCaPOCa −+→+−+− ββα

La prise de l’α-TCP a lieu par dissolution - reprécipitation[18-19]. Le produit de réaction est une hydroxyapatite déficiente en calcium. La cinétique de dissolution-précipitation est contrôlée par plusieurs paramètres caractéristiques de la poudre comme :

– sa granulométrie (à une granulométrie plus fine correspond une dissolution plus rapide et une reprécipitation sous cristaux plus fins) ;

– sa cristallinité (une poudre amorphe recristallise beaucoup plus lentement qu’une poudre cristalline).

Aussi, le rapport liquide/poudre (L/P) joue sur la cinétique de prise : plus ce rapport est important, plus la recristallisation sera longue. On préfère utiliser ici la notation L/P à la place d’E/P car l’eau de gâchage contient aussi un accélérateur de prise et un dispersant.

La cinétique de prise peut être contrôlée via des adjuvants[13]. Il en existe de plusieurs type, certains avec un effet retardateur sur la prise (comme l’amidon), d’autres avec un effet accélérateur (comme l’acide citrique qui baisse le pH du liquide et favorise la dissolution ou les sels contenant des ions PO4

3- tel que le sel Na2HPO4 qui favorisent la reprécipitation). Les accélérateurs sont les plus utilisés dans ce domaine car le temps de prise doit être compatible avec l’opération chirurgicale.

– Choix du liquide et optimisation du rapport L/P pour l’infiltration de mousses

Les propriétés mécaniques des ciments sont principalement contrôlées par le rapport

L/P. L’eau stœchiométrique (nécessaire à la réaction ci-dessus) est très faible (5.48%) face à l’eau de mise en œuvre (35-38 % massique dans notre cas).

Une des solutions les plus efficaces utilisée dans le domaine de la construction pour réduire le rapport L/P tout en gardant une rhéologie acceptable est représentée par l’ajout de superplastifiants. A nos jours, des superplastifiants biocompatibles ne sont pas disponibles sur le marché, mais sont étudiés en recherche [20].

Au cours de notre étude, nous nous sommes limité à l’utilisation d’accélérateurs de prise donc la biocompatibilité est déjà prouvée.

En considérant le procédé de préparation du substitut, le comportement rhéologique recherché est le suivant :

1) une faible viscosité de la pâte cimentaire pendant l’infiltration de la mousse ;

2) un début de prise après l’introduction du substitut dans le corps du patient ;

3) une fin de prise rapide pour rétablir rapidement la mobilité du patient.

Ces trois phases sont représentées en figure D-29.




t32

η

1

Figure D-29 : comportement rhéologique idéal du ciment CaP vis à vis de l’application.

Nous avons vu dans le cas du plâtre qu’il existe un rapport eau/poudre optimum pour

lequel les propriétés mécaniques sont maximales. Cela est strictement lié à la rhéologie de la pâte de plâtre.

On peut s’attendre à un comportement similaire dans le cas d’un ciment

phosphocalcique. Afin d’obtenir de bonnes propriétés mécaniques, on tachera d’utiliser un faible rapport L/P, mais pour garantir une rhéologie correcte on ajoutera un dispersant (acide citrique, Aldrich). Aussi, pour garantir un temps de prise compatible avec l’opération chirurgicale, on ajoute un accélérateur de prise (monohydrogénophosphate de sodium-Na2HPO4, Aldrich). Nous nous sommes fondés sur les données existantes dans la littérature pour le choix des proportions des adjuvants. Comme le but de l’étude est d’avoir une vision globale de l’intérêt des composites mousse polyuréthane-ciment phosphocalcique du point de vue de l’élaboration, des propriétés mécaniques et de la biocompatibilité, nous n’avons pas optimisé la composition du liquide. Nous sommes tout de même conscient que de nombreuses solutions existent afin d’optimiser le temps de prise et la rhéologie vis-à-vis de l’application. Le tableau D-10 présente la composition du liquide utilisé au cours de notre étude pour préparer la pâte de ciment.

Tableau D-10 : composition du liquide pour la préparation de la pâte de ciment.

Constituant Masse (g)Eau permutée 96 Acide citrique 2.5

Monohydrogénophosphate de sodium 1.5

Nous n’avons pas caractérisé le comportement rhéologique de la pâte de ciment,

notre attention étant plutôt concentrée sur la qualité de l’infiltration obtenue avec des pâtes cimentières de rhéologie différente.

Pour cela nous avons mené un plan d’expérience sur des mousses polyuréthane

infiltrées avec trois rapports L/P différents (0.5, 0.55 et 0.6) et trois remplissages de pores différents (15, 25 et 35%). On a utilisé la mousse de filtration à moyens pores (MPM) comme matériau modèle de la mousse polyuréthane biocompatible. En figure D-30 on peut avoir une idée qualitative des résultats obtenus. La distribution la plus homogène semble être obtenue avec le rapport L/P le plus élevé.




Vu qu’à un rapport L/P plus élevé correspond un taux de porosité plus élevé (et donc

des propriétés mécaniques plus faibles), on peut s’attendre à un optimum de la résistance mécanique du scaffold (lié d’une part à homogénéité de la répartition du ciment et d’autre part à la résistance intrinsèque du ciment).

Cela n’est pas étonnant, mais vue la dépendance exponentielle de résistance

mécanique avec le rapport L/P, ce qu’on cherche à déterminer est la limite la plus faible du rapport L/P possible pour obtenir des échantillons avec une infiltration homogène.

Figure D-30 : reconstruction 3D par tomographie à rayons X des échantillons PU de filtration –ciment CaP avec 3 rapports E/P et trois remplissages différents.

Pour cela une analyse paramétrique est menée (figure D-31). On observe que l’écart

type de la fraction de solide dans l’échantillon est faible pour des remplissages intermédiaires (25%) quel que soit le rapport L/P.

Néanmoins, l’écart type devient plus important pour les rapports L/P=0.5 et 0.55 pour les remplissages faibles (15%) et forts (35%). On peut en conclure que le rapport L/P=0.6 est celui qui donnera les propriétés mécaniques les plus reproductibles (bon contrôle de la répartition de solide), mais que le rapport L/P=0.55 donne des échantillons encore relativement homogène et peut-être préféré dans certains cas (par exemple pour un remplissage de 25%).




Figure D-31: analyse paramétrique de la moyenne et de l’écart type de la fraction de solide mesurée par tomographie à rayons X sur les échantillons de MPG-ciment CaP.

– Effet d’un promoteur de cohésion L’un des problèmes qui limitent l’utilisation des ciments phosphocalciques est leur

faible cohésion en contact avec les fluides biologiques. Sans vouloir mener une étude approfondie, nous avons voulu explorer une piste pour résoudre ce problème qui pourrait être critique étant donnée la grande surface de ciment exposée aux fluides biologiques. De façon qualitative, on a pu voir que nos échantillons pouvaient être immergés dans du SBF (simulated body fluid) sans observer de perte de matière après un temps supérieur à 40 minutes et quand le scaffold étaient déjà rigide. Notre but est en revanche d’introduire le scaffold encore mou dans le corps du patient et qu’il se rigidifie par la suite.

Bonher a proposé le xanthane (un hydrogel) comme système qui favorise la cohésion des ciments phosphocalciques[17]. Sur la base de ses résultats, nous avons ajouté 0.3% massique de xanthane (Aldrich) dans le liquide de prise. Ceci nous a permis d’immerger les scaffolds encore mous (8 minutes après gâchage) dans du SBF sans constater de décohésion des échantillons.

La microstructure obtenue suite à l’immersion dans le SBF est reportée sur la figure D-32. Il s’agit d’un bloc dense de ciment car il est beaucoup plus facile d’obtenir une surface de rupture nette sur un échantillon sans mousse. On peut supposer que les revêtements de ciment à la surface de la mousse polyuréthane présentent une microstructure similaire. D’un point de vue macroscopique on observe des bulles dues à l’air piégée lors du gâchage dans le bloc de ciment. A la surface des bulles, les cristaux se disposent de façon compacte. A une échelle microscopique on peut apprécier que le ciment pris est constitué d’un enchevêtrement de fins cristaux d’hydroxyapatite.

En figure D-33 on reporte la microstructure d’un ciment gâché dans les mêmes conditions que le ciment de figure D-32, mais dont la prise a eu lieu dans des conditions différentes. En effet, les deux ciments ont tout d’abord été laissés à l’air un temps suffisant pour que la prise débute et leur assure une cohésion suffisante (120 min). Le ciment présenté sur la figure D-32 a été ensuite immergé dans du SBF (représentatif du milieu biologique) jusqu’à la fin de la prise, alors que celui présenté sur la figure 33 a été immergé dans de l’eau. Pour ce dernier, on remarque que seule une dissolution partielle des particules initiale a eu lieu, une couche d’hydroxyapatite se formant sur la surface des particules tandis que le cœur présente encore de l’α-TCP.



Thèse « Composites organiques-inorganiques poreux pour

Figure D-32 : a-d : micrographies MEB de la surface de rupture à différents grossissements d’un

gâché à E/P=0.5 avec acide citrique, xanthan a2HPO4 après immersion dans le SBF.

Figure D-33 : a-d : micrographies MEB de la surfaceciment gâché à E/P=0.5 avec acide citrique, xanthane e

(c)

(a)

(b)

(d)

(b) (a)

(c)


5 µm
10 µm
e et N50 µm

5 µm

500 µm

10 µm

ciment 500 µm

50 µm

la substitution osseuse » 145

de rupture à différents grossissements d’un t Na2HPO4 après immersion dans l’eau.

(d)



D.III.4) Préparation des échantillons PU biocompatible-ciment CaP

Afin de déterminer les paramètres qui ont le plus d’influence sur les propriétés microstructurales et mécaniques des composites PU biocompatible-ciment CaP, trois mousses polymères sont testées :

1. PU : mousse obtenue par bullage (sans porogène et sans fonctionnalisation prénol) ;

2. PU-p : mousse obtenue avec un porogène et fonctionnalisée prénol ;

3. PU-iso : comme la mousse 2, mais sans fonctionnalisation prénol. Le fonctionnalisation prénol modifie les propriétés de surface et de mise en forme du

polyuréthane et lui confère une possible activité antimicrobienne. Lors de cette étude préliminaire nous avons découpé des échantillons

parallélépipédiques (L = 12 mm, B=W = 8 mm). La poudre de ciment est mélangée à l’aide d’une spatule pendant 1’30 avec le liquide de gâchage (solution aqueuse avec 1.5 wt.% d’acide citrique et 2.5 wt.% d’hydrogenophosphate de sodium) avant l’introduction de la pâte de ciment dans les mousses. Vue la taille réduite des échantillons, la quantité de ciment nécessaire pour tous les échantillons (7 par série) est pesée et distribuée sur les échantillons. Ceux-ci sont ensuite disposés dans en sachet et homogénéisés à la main. Afin de permettre au ciment de réagir, on laisse les échantillons en saturation d’eau pendant 24h (pour cela les échantillons sont placés dans un sachet étanche en présence d’une coupelle d’eau). La préparation des échantillons se termine par un séchage en étuve (à 50°C) jusqu’à masse constante. Les échantillons ainsi obtenus sont caractérisés d’un point de vue microstructural (par MEB) et mécanique (essai de compression).

Des essais de compression complémentaires sont menés sur une deuxième série

d’échantillons. Cette fois les composites sont préparés à partir d’échantillons cylindriques (diamètre 15 mm, hauteur 30 mm) de mousse polyuréthane fonctionnalisée prénol (PU-p) découpés au jet d’eau. Comme auparavant la poudre de ciment est mélangée à l’aide d’une spatule pendant 1’30 avec le liquide de gâchage (solution aqueuse avec 1.5 wt.% d’acide citrique et 2.5 wt.% d’hydrogenophosphate de sodium) mais puis on pèse la quantité de ciment nécessaire pour chaque échantillon (on peut ainsi préparer trois échantillons par gâchage avant le début de la prise).

Vu que le volume des échantillons est beaucoup plus important dans ce cas (~7 fois

plus que les échantillons de la première série), nous avons préféré homogénéiser les échantillons à la main un par un. Ensuite les échantillons sont placés dans un moule (voir figure 5c) afin d’assurer leur planéité et laissés saturer en eau (24h dans un sachet étanche en présence d’une coupelle d’eau), avant démoulage et le séchage dans une étuve à 50°C jusqu’à masse constante. Les échantillons sont laissés dans l’étuve à 50°C jusqu’au moment des essais mécaniques.



Thèse « Composites organi

D.III.5) Structures du composite PU biocompatible-ciment CaP

Trois mousses polyuréthane sont testées afin de déterminer les caractéristiques plus adaptées pour l’infiltration avec le ciment. Dans la figure D-34, sont reportées les structures des mousses prises à différents échelles. La taille des pores de la mousse PU est environ 3 fois plus importante que celle des mousses PU-p et PU-iso. On remarque que la mousse obtenue par bullage présente une surface beaucoup plus lisse par rapport aux mousses obtenues avec un porogène. La microtopographie de surface est probablement liée à la fois à l’inversion de phase et à un attaque chimique de la surface de la mousse du au pH fortement basique créé par la dissolution du porogène.

Figure D-34 : microgdifférents grossissemen

Suite à l’infiltration

surface de toutes les mLe ciment semble m

une faible accroche s(figure D-36). Les trois65°), ce qui est à pNéanmoins, les moussquand elles sont plongcontact entre les mousinitialement comme un

De plus la microstruPU-iso : alors que leenchevêtrées du côté n’observe pas d’aiguillsuspecter que la prise d

M. Peroglio, Laboratoire M

5 µm

ques-inorganiques poreux pour la substitu

raphies MEB de la structure des ts avant l’infiltration avec le cime

avec le ciment CaP, on obtient uousses (figure D-35). ontrer une bonne adhésion sur les

ur la mousse PU (probablement mousses présentent un caractère h

riori peu favorable à l’adhésiones PU-iso et PU-p peuvent absorées dans l’eau, ce qui pourrait e

ses PU-iso et PU-p et le ciment Cae pâte riche en eau. cture du ciment pris n’est pas la m ciment présente une structure du ciment en contact avec les es sur la surface du ciment en contu ciment a été affectée par cette m

ATEIS, INSA Lyon, 2008

20 µm

100 µm

100 µm

tion osseuse »

trois mousses pnt CaP.

ne fine couche d

mousses PU-p eà cause de sa faydrophobe (angl

d’une pâte à bber jusqu’à 5% xpliquer en partP vu que le cime

ême sur PU et savec des aigui

mousses PU-p eact la mousse PUousse (figure D-3

100 µm

20 µm
20 µm
5 µm
5 µm
147

olyuréthane à

e ciment à la

t PU-iso, mais ible rugosité) e de contact > ase aqueuse. de leur poids ie le meilleur nt se présente

ur les PU-p et lles finement t PU-iso, on , ce qui laisse 7).


Thèse « Co

500 µm

500 µm 500 µm

1

Figure Daprès infi

Figure Dpolyuréth

Figure Ddes trois

M. Perogli

PU+CaP
100 µm 100 µm
00 µm

-35 : comparaison de la microstructure des trois mousses polyuréthane avant et ltration avec le ciment CaP.

PU-mousse PU-p PU-iso

5 µm 5 µm

-36 : micrographie MEB de l’interface ciment-polyuréthane sur les trois mousses ane.
10 µm
mposites organiques-inorga

-37 : micrographie MEBmousses polyuréthane.

o, Laboratoire MATEIS, INS

10 µm

niques poreux pour la substitu

de la microstructure de la

A Lyon, 2008

10 µm

t

5 µm
5 µm 5 µm
5 µm

ion osseuse » 148

couche de ciment à la surface


Thèse « Compos

Si l’on observe la structure du PU après infiltration avec le ciment CaP, on remarque aussi la présence de nombreuses fissures et décollements (figures D-38 et D-39), ce qui semble montrer qu’une taille de pores réduite et une microtopographie de surface sont favorables à l’accroche du ciment.

Figure D-38 : micrographie MEB des fissures et décollements présents dans la mousse PU infiltrée avec le ciment CaP.

Figure D-39 présents dans

M. Peroglio, La

500 µm

100 µm

ites organiques-inorganiques poreux pour la substitution osseuse »

: micrographie MEB de la vue d’ensemble des fissures et décol la mousse PU infiltrée avec le ciment CaP.

boratoire MATEIS, INSA Lyon, 2008

5 µm

50 µm

149

lements


T

En revanche, les mousses PU-iso et PU-p ne présentent pas de fissures ou de

décollements, une fine couche de ciment recouvrant les deux mousses sans défaut macroscopique.

100 µm

L’infiltration avec le ciment CaP ne semble pas affecter l’interconnectivité des

mousses : la mousse PU-p reste complètement interconnectée après infiltration et l’interconnectivité plus faible de la mousse PU-iso est probablement due à une interconnectivité inférieure de la mousse de départ (figures D-40 et D-41).

Fa

M

500 µm

hèse « Composites organiques-inorganiques poreux

(c)

100 µm

(a)

igure D-40 : MEB de la structure de la movec ciment CaP (b-d) à deux échelles différe

. Peroglio, Laboratoire MATEIS, INSA Lyon, 2008

100 µm

(b)

100 µm

pour la substitution osseuse » 150

(d) usse PU-p avant (a-c) et après infiltration ntes.



(b) (a)

(c)

Figure D-41 : micrographie MEB de la structure de la mousse PU-iso avanaprès infiltration (b-d) avec ciment Ca à deux échelles différentes.

D.III.6) Propriétés mécaniques du compositebiocompatible-ciment CaP

L’homogénéité de la structure de la mousse polyuréthane semble jouer un important sur le comportement à la compression des mousses infiltrées. A quciment équivalente, des valeurs de contrainte de premier endommagement plussont obtenues sur la mousse de structure plus régulière et ouverte (PU-p). De plla mousse PU-p la dispersion des résultats s’avère beaucoup plus faible (figureD-43). La mousse PU-iso présente une contrainte de premier endommamoyenne beaucoup plus faible et surtout une dispersion des valeurs relativemenC’est pour cette raison que la mousse PU-p sera préférée pour la suite de l’étude

Vu le nombre de défauts (fissures) observés dans la mousse PU, elle n’a

l’objet d’études ultérieures. La figure D-44 résume les différents types de comportement obtenus

mousses PU-p et PU-iso.


200 µm

(d)
100 µm
500 µm
500 µm
151

t(a-c) et

PU

rôle très antité de élevées us, avec

s D-42 – gement t élevée. .

pas fait

avec les



PU-p+ciment

Figure D-42 : comportement à la compression (v= 1 mm/min) de la mousse PU-p avec ciment. Une courbe de la mousse PU-p sans ciment est reportée pour comparaison.

PU-iso+ciment

Figure D-43 : comportement à la compression (v= 1 mm/min) de la mousse PU-iso avec ciment. Une courbe de la mousse PU-iso sans ciment est reportée pour comparaison.

PU-p+ciment

PU-iso+ciment

PU-iso PU-p

Figure D-44 : comparaison entre le comportement à la compression (v= 1 mm/min) de la mousse PU-iso et PU-p avant et après infiltration avec le ciment CaP.




La mousse ayant donné les meilleures propriétés mécaniques (PU-p) a fait l’objet d’une étude ultérieure avec des échantillons cylindriques, de volume plus important (diamètre = 15 mm, hauteur = 30 mm) et présentant un rapport hauteur/diamètre = 2, ce qui devrait permettre de réduire les effets de bord.

Le but de cette étude est de déterminer les propriétés du composite PU-p-ciment CaP

pour deux remplissages différents : 20 et 30 vol% de ciment dans le volume de la mousse. Figures D-45 et 46, on reporte les courbes relatives aux échantillons testés.

0.0

0.1

0.2

0.3

0.4

0.5

0.6

0.7

0.8

0.9

1.0

0% 10% 20% 30% 40% 50% 60%ε (%)

σ (M

Pa)

Figure D-45 : courbes de compression simple du PU-p avec 20 vol.% de ciment sec.

0.0

0.1

0.2

0.3

0.4

0.5

0.6

0.7

0.8

0.9

1.0

0% 10% 20% 30% 40% 50% 60%ε (%)

σ (M

Pa)

Figure D-46 : courbes de compression simple du PU-p avec 30 vol.% de ciment sec.




Comme on le voit dans le tableau D-11, les valeurs de résistance sont plus élevées sur les échantillons avec 30% de ciment, mais celles-ci sont accompagnées par une dispersion plus élevée. Or pour des applications de type substitution osseuse, il faut garantir des propriétés reproductibles.

Tableau D-11 : propriétés des composites PU-p-ciment CaP avec deux remplissages différents.

céramique (vol.%)

σend (MPa)

εend(%)

Gend(kJ m-3)

Gε=10%(kJ m-3)

Gε=20%(kJ m-3)

Gε=30%(kJ m-3)

Gε=40%(kJ m-3)

20 0.06 ± 0.03 1.0 ± 0.2 0.34 ± 0.17 8 ± 2 19 ± 3 30 ± 4 45 ± 7 30 0.15 ± 0.1 2.5 ± 1.7 1.8 ± 1.3 15 ± 5 37 ± 11 64 ± 16 103 ± 25

La contrainte de premier endommagement est assez faible, même dans le cas des

échantillons avec 30% de ciment. Plusieurs causes pourraient en être à l’origine :

1. un rapport hauteur/largeur des échantillons relativement élevé, ce qui entraine une rupture plus facile en cisaillement;

2. une répartition moins homogène de la céramique dans des échantillons de volume plus important (statistique de Weibull pour les matériaux fragiles : probabilité accrue d’avoir un défaut critique dans un échantillon de grande taille par rapport à un de petite taille);

3. si une « zone appauvrie » en céramique existe, il se peut en outre que la taille des pores (et donc des défauts) résultante soit plus élevée dans cette zone. Comme la résistance du composite dépend en première approximation de la quantité de céramique présente, ces zones appauvries en céramique sont tout particulièrement sensibles à l’endommagement.

Les phénomènes 1) et 3) ont été bien modélisés par Tang et al.[21]. En effet, les

fissures se propagent plus facilement dans un échantillon avec un rapport hauteur/diamètre élevée par rapport à un échantillon présentant un faible rapport hauteur/diamètre. De plus, les fissures s’initient plus facilement aux pôles d’un grand pore plutôt que d’un petit. On peut rajouter le fait qu’en présence d’un échantillon non homogène, il est possible que localement existent des zones plus poreuses qui pourraient causer un endommagement prématuré de l’échantillon (rupture fragile de la zone dense). Aussi, il est probable que les effets de bord deviennent non-négligeables pour des échantillons de petite taille.

Toutes les raisons pourraient expliquer pourquoi des propriétés mécaniques

supérieures ont été obtenues sur les échantillons de plus petite taille utilisés lors des essais préliminaires (parallélépipèdes avec une largeur et une épaisseur de 8 mm et une hauteur de 12 mm avec une taille des pores autour de 400 µm ; alors qu’ici on a des cylindres de diamètre 15 mm et hauteur 30 mm et taille des pores estimée autour de 800 µm). Cet effet de taille est confirmé par une analyse de Weibull des résultats des essais de compression (figure D-47). On obtient un module de Weibull de 33 pour les échantillons « petits » et ~2 pour les échantillons « grands » (respectivement 1.9 pour les cylindres avec 30 vol% de ciment et 2.5 pour les cylindres avec 20 vol.% de ciment).




20

30

m=2.5

m=1.9 m=33

Figure D-47 : probabilité de rupture pour trois séries d’échantillons PU-p – ciment CaP.

D’autre part l’homogénéité du revêtement céramique obtenu par infiltration manuelle

est plus difficile à contrôler sur des échantillons de plus grande taille. La céramique ne serait donc pas distribuée de façon homogène : si nous avons par exemple un taux de céramique de 30 vol.% en moyenne, il se peut que localement nous ayons des zones avec 20% de céramique et d’autres avec 40% de céramique. Les zones pauvres en céramique représentent des défauts dans la structure et risquent de casser en premières.

Tang[21] a montré que si les fissures sont initiées dans la direction de la force

appliquée, par la suite il y a une forte concentration des contrainte de cisaillement dans le sens diagonal par rapport à la force appliquée. Cela fait qu’une série de pores disposés diagonalement dans l’échantillon vont conduire à une rupture prématurée de celui-ci. Dans notre cas de figure (échantillons à autre porosité interconnectée), les défauts seraient des zones plus pauvres en céramique (« section faible »). S’il existe une zone diagonale faible, celle-ci va casser en première (voir figure D-48), mais des sections faibles peuvent se présenter dans n’importe quelle direction et peuvent suivre des orientations assez complexes, dues à l’hétérogénéité de l’échantillon.

a) b)

Figure D-48 : image d’un échantillon composite : a) avant et b) pendant l’essai de compression.

Généralement les échantillons avec 30 vol.% de céramique s’endommagent plus tard

- c’est-à-dire pour des valeurs de déformation et de contrainte plus élevées- par rapport aux échantillons avec 20 vol.% de céramique, mais la dispersion des valeurs est plus grande pour les échantillons infiltrés avec 30 vol.% de ciment.




En effet, avec notre procédé d’élaboration, on a pu voir sur le système mousse de filtration-plâtre que le taux de céramique optimum en termes d’homogénéité des échantillons se situe autour de 20 vol.%. Pour comparaison, on a trouvé un optimum autour de 25 vol.% remplissage avec le plâtre sur une mousse polyuréthane de filtration avec une taille des pores autour de 2.8 mm. Il est difficile de contrôler l’homogénéité des échantillons avec moins de 10% et plus de 30% de céramique avec cette technique d’infiltration. Il est possible également que la porosité ne soit pas complètement ouverte dans le cas des échantillons infiltrés avec 30 vol.% de céramique. La présence à la fois de porosité ouverte et fermée pourrait être en partie responsable de cette dispersion.

Comme on pouvait s’y attendre, la contrainte d’endommagement est contrôlée par le taux de céramique présent dans l’échantillon. L’énergie à rupture est aussi étroitement liée à la quantité de céramique.

On peut conclure que bien qu’un taux relativement élevé (30 vol.%) de céramique ait

été introduit dans les scaffolds, la contrainte de premier endommagement reste faible. Il est néanmoins intéressant de noter que la courbe contrainte-déformation ne présente pas de chute de résistance. Cela veut dire qu’au-delà de quelques pourcentages de déformation, une contrainte minimale est toujours assurée.

Par la suite on pourrait envisager un rapport liquide (L/P) plus élevé dans le but

d’améliorer la répartition de la céramique dans le scaffold. Aussi, la technique d’infiltration peut sûrement être améliorée. Enfin on pourrait utiliser un ciment plus résistant dans le but d’augmenter les propriétés en compression de ces composites.

D.III.7) Propriétés biologiques Après avoir montré la faisabilité du concept d’un point de vue de l’élaboration et des

propriétés mécaniques, il nous reste à voir si ce type de composites (PU-prénol – ciment phosphocalcique) est biocompatible. Même si les constituants du système sont a priori biocompatibles, il faut tout de même prouver la cytocompatibilité de chaque nouveau système.

Pour cela des scaffolds composite avec un taux volumique de ciment d’environ 20 vol.% sont élaborées en conditions stériles.

Cette première série d’échantillons ne présente pas une infiltration homogène : en effet les échantillons présentaient un gradient de concentration du ciment avec une accumulation du ciment à la surface des échantillons, le cœur étant vide (figure D-49).

Figure D-49 : reconstruction 3D par tomographie à rayons X de : a) la mousse PU-p ; b) la mousse PU-p après infiltration avec le ciment (vue d’ensemble) ; c) la mousse PU-p après infiltration avec le ciment (section transversale) (à noter que le cœur de l’échantillon ne présente pas de ciment).




a) Quantification d’ADN Le test de Hoechst est utilisé pour la quantification de la prolifération cellulaire.

Cependant, les matériaux seuls (utilisé comme blancs pour la mesure) présentent un signal important (le blanc peut représenter jusqu’à 30% du signal), ce qui rend difficile la quantification d’ADN.

En tableau D-12 on reporte les résultats obtenus en soustrayant le blanc matériau.

Les mêmes résultats sont aussi représentés en figure D-50. Ces figures présentent l’évolution du nombre de cellules (en milliers) avec le temps (moyenne sur deux échantillons par matériau et par jour de culture):

Tableau D-12 : nombre de cellules mesurés par le test Hoechst.

Nombre de cellules (en milliers)

CP PU Jour 1 783 ± 44 459 ± 52 Jour 7 448 ± 142 806 ± 16 Jour 14 621 ± 36 480 ± 75

PU : polyuréthane ; CP : polyuréthane infiltré avec le ciment CaP.

Figure D-50 : représentation graphique du nombre de cellules mesurés par le test Hoechst.

Il est difficile de tirer des conclusions avec un nombre d’échantillons si faible. Sur la

base de ces premiers essais on peut néanmoins conclure que le matériau n’est pas cytotoxique.




b) Caractérisation morphologique On peut avoir une appréciation qualitative de la prolifération cellulaire dans les

scaffolds avec des observations au MEB. Après 14 jours de culture, les pores présentent une couche cellulaire à la surface, cependant les pores restent encore interconnectés (figure D-51).

Pour ce qui est des échantillons composites, on observe des cellules à la surface du

ciment ainsi que de la matrice extracellulaire (figure D-52).

a) b)

Figure D-51 : micrographie de la structure du PU : a) sans cellules ; b) après 14 jours de culture.

a) b)

Figure D-52 : micrographie de la structure du CP : a) sans cellules ; b) après 14 jours de culture.

c) Analyse immunocytochimique

On a aussi analysé l’expression des protéines qui indiquent une orientation de la croissance osseuse vers la lignée ostéoblastique tels que : le collagène de type I, l’ostéonectine, l’ostéopontine et la sialoprotéine osseuse de type II grâce à des analyses immunochimiques. Les cellules vivantes présentent une coloration pâle avec une coloration des noyaux beaucoup plus foncée. Lorsque la protéine recherchée est exprimée, les cellules présentent une coloration intense. Toutes ses protéines examinées sont exprimés après 14 jours de culture à la fois dans les scaffolds polyuréthanes (figure D-53) et dans les composites (figure D-54).




a) b)

Figure D-53 : coloration du PU après 14 jours de culture : a) contrôle; b) ostéopontine.

La morphologie des cellules parait plus arrondie dans le cas scaffolds composites, ce qui pourrait indiquer une orientation plus précoce des cellules souches vers des ostéoblastes pour ce type d’échantillons. Cela nécessite d’être confirmé par des analyses complémentaires.

a) b)

Figure D-54 : coloration du CP après 14 jours de culture : a) contrôle ; e) ostéopontine.

Le seul problème avec les scaffolds composites est que le ciment présente lui aussi une coloration, ce qui rend l’analyse plus complexe. L’utilisation d’un marquage fluorescent à la place d’un marquage colorimétrique permet de résoudre de problème. En figure D-55 on observe les noyaux des cellules. La mousse polyuréthane et le ciment restent incolores. Ces premiers résultats sont prometteurs, mais plusieurs aspects nécessitent d’être améliorés, à partir de l’homogénéité des échantillons.

a) b) Figure D-55 : a) coloration par fluorescence du PU-p après 14 jours de culture ; b) vue au microscope optique de la même zone que a).




d) Conclusions et perspectives de l’étude biologique Les scaffolds composites obtenus présentent une distribution inhomogène du ciment.

Nous pensons que l’inhomogénéité des échantillons soit liée à leur faible volume. L’idée à la base de la modification du procédé d’infiltration est l’augmentation du volume d’infiltration. Aussi, afin de limiter des inhomogénéités sur la surface des échantillons, on tachera d’éviter le contact entre le moyen d’homogénéisation et les échantillons. En tenant compte de cela, la méthode d’infiltration de figure D-56 a été mise au point.

Figure D-56 : méthode utilisée pour l’infiltration des scaffolds de petite taille. Il s’agit de remettre les échantillons dans la mousse d’origine pendant la durée

d’infiltration. Ainsi, on aura un volume beaucoup plus important à homogénéiser et les échantillons pourront aisément être récupérés après infiltration avec des pinces. Pour éviter le contact entre les échantillons et le rouleau utilisé pour l’homogénéisation, deux feuilles de mousses supplémentaires sont ajouté en dessous et en dessus de la mousse contenant les échantillons. Une feuille d’aluminium de chaque côté permet à la fois de garantir des conditions stériles d’infiltration et de limiter les pertes (et donc de maitriser la quantité de ciment introduite dans les scaffolds).

Les échantillons obtenus présentent une structure homogène et hautement interconnectée (figure D-57 et tableau D-13). La taille des parois et des pores de la mousse, mesurés par tomographie à rayons X, diffèrent selon le modèle analytique appliqué (TRI est en modèle 2D et VOX et un modèle 3D). A priori le modèle VOX devrait être plus fiable pour les scaffolds (structure 3D), mais le modèle TRI semblerait plus cohérent dans notre cas car avec le modèle VOX la taille des pores serait plus grande après infiltration, ce qui est absurde. Cela est sans doute dû au seuillage. En effet la grande différence de densité entre le polyuréthane et le ciment phosphocalcique rend difficile le choix d’un seuillage permettant de mesurer à la fois la partie céramique et polymère. Nous avons choisi de privilégier une mesure précise de la quantité et de l’épaisseur de la couche de ciment ; dans ce cas il en résulte que la densité de la mousse PU est en dessous du seuil et les « vides » correspondants aux parois polymère interviendront dans le calcul de la taille des pores par le modèle analytique. La taille des pores obtenue n’est pas représentative de la taille réelle de la porosité du scaffold. L’autre choix possible est d’utiliser un seuil qui tient compte de la mousse PU, mais à cause de la différence de densité entre partie céramique et polymère, la quantité et l’épaisseur de la couche de ciment seront surévaluées (et la mesure de la taille des pores résultante sous-évaluée).




La reproductibilité en termes de quantité de ciment et surtout d’interconnectivité est très bonne (respectivement 20 ± 5 vol.% ; interconnectivité complète).

Figure D-57 : reconstruction 3D par tomographie à rayons X d’un scaffold PU-p – ciment CaP obtenu avec la méthode de la figure D-56 : a) vue globale de l’échantillon ; b) section transversale.

Tableau D-13 : caractéristiques des scaffolds élaborés avec la méthode pour les échantillons de petite taille.

Modèle TRI VOX

Matériau Volume de mousse

(PU) ou volume de ciment (PU-CaP)

(%)

Epaisseur des

parois (µm)

Taille des pores (µm)

Volume de mousse

(PU) ou volume de ciment (PU-CaP)

(%)

Epaisseur des

parois (µm)

Taille des pores (µm)

PU-p 8 ± 3 30 ± 8 353 ± 35 8 ± 2 41 ± 12 422 ± 63 PU-p + CaP (L/P=0.55)

21 ± 7 83 ± 24 318 ± 51 21 ± 6 150 ± 47 565 ± 33

PU-p + CaP (L/P=0.6)

30 ± 4 112 ± 13 267 ± 19 29 ± 4 219 ± 23 574 ± 38

Au cours des essais biologiques, on a observé l’interférence des matériaux sur les

méthodes colorimétriques de prolifération cellulaire (mesures de quantification d’ADN par Hoechst) et immunocytochimiques (coloration avec hématoxyline). Un autre type d’essai de caractérisation de la prolifération cellulaire a donc été testé : le WST-1. Les blancs matériaux sont dans ce cas beaucoup plus faibles (~15-20% du signal avec cellules) ce qui devrait permettre de mieux comprendre les résultats expérimentaux.

Enfin une culture cellulaire à plus long terme (21 jours), la quantification de

l’activité de l’alcaline phosphatase et la quantification des gènes liés à la minéralisation devraient permettre de mieux caractériser la viabilité cellulaire de ce type de composites.




D.IV. Conclusions et perspectives La deuxième approche est conçue dans le but de proposer un substitut osseux offrant

une maniabilité encore accrue et une véritable alternative aux produits déjà existants. Dans le choix des matériaux, des mousses polyuréthane sont retenues à cause de leur caractère élastomère. Le plâtre de Paris et un ciment phosphocalcique sont utilisés pour le revêtement car ils ont été déjà implantés sur l’homme.

L’analyse microstructurale des composites a montré qu’une couche de plâtre (ou de ciment) recouvre les parois des pores sans entrainer de la porosité fermée dans la plupart des cas. La taille des macropores est déterminée par la taille des pores de la mousse élastomère. Le revêtement formé est microporeux à cause de l’excès d’eau nécessaire à la mise en œuvre du plâtre et du ciment. Une meilleure accroche du ciment a été observée lorsque la mousse polymère présente une certaine rugosité.

Sur les composites polyuréthane-plâtre on a vu qu’un rapport liquide/poudre optimal existe. En effet, lorsque la pâte est trop visqueuse, une séparation entre la phase liquide et solide se produit à la surface des mousses. Au contraire, dans le cas d’une pâte très fluide, l’infiltration est facilitée, mais les propriétés intrinsèques du plâtre pris sont inférieures. On a donc un rapport liquide/poudre optimal pour chaque système composite. On a pu aussi voir que l’homogénéité du revêtement de ciment devient critique lorsque les échantillons présentent un volume faible.

Les propriétés mécaniques des composites (module d’Young, contrainte de premier endommagement, énergie à rupture) sont largement contrôlées par le ciment. L’élastomère contribue très peu à la résistance mécanique du composite mais il permet de récupérer partiellement la déformation liée à la compression. On a pu voir à la fois sur les échantillons infiltrés avec le plâtre et avec le ciment qu’il était difficile d’augmenter la contrainte de premier endommagement en introduisant plus de ciment dans le scaffold. En effet, quand la répartition du ciment n’était pas homogène, la section la plus faible (contenant le moins de ciment) déterminait la contrainte de premier endommagement.

Des essais préliminaires de culture in-vitro avec des cellules souches humaines de la moelle osseuse ont montré la non cytotoxicité de ces composites. Après 14 jours de culture plusieurs protéines associées à la production osseuse (telles que l’ostéonectine, l’ostéopontine, le collagène de type I, la sialoprotéine osseuse de type II) étaient exprimées à la fois sur le polyuréthane et sur les scaffolds composites, ce qui suggère que les cellules souches se différentient en ostéoblastes. Cette hypothèse nécessite d’être confortée par la quantification des gènes associés à ces protéines.

Les perspectives à court terme de cette étude incluent la mesure de l’activité de l’alcaline phosphatase et la quantification des gènes associés à la production osseuse. La différentiation des cellules souches en ostéoblastes pourrait ainsi être confirmée.

A plus long terme, il serait intéressant de modifier la technique d’infiltration afin de mieux contrôler l’homogénéité des échantillons. Si des propriétés mécaniques supérieures sont recherchées, l’utilisation de superplastifiants pourrait être une solution intéressante. En effet, ces derniers permettent de réduire la quantité de liquide nécessaire au gâchage et par conséquence la micropororosité après prise, responsable des propriétés mécaniques du ciment. Aussi, in vivo le composite sera très rapidement en contact avec les fluides biologiques. Les ciments ont une tendance à se désintégrer en contact avec les fluides biologiques ; il est probable que l’utilisation d’un promoteur de cohésion soit nécessaire dans ce cas.

Après avoir évalué séparément les propriétés mécaniques et biologiques du composite, il serait peut-être intéressant d’étudier l’effet de stimulations mécaniques sur les propriétés biologiques (à travers l’utilisation de bioréacteurs).

La dernière étape de l’évaluation de ce composite serait une étude in vivo.




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D. Composites poreux à squelette polymèredocinsa.insa-lyon.fr/these/2008/peroglio_martynovitch/14-chapitre... · Figure D-1 : schéma du procédé d’élaboration du substitut