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Chapitre A : Etude bibliographique

Thèse « Composites organiques-inorganiques poreux pour la substitution osseuse » 13

A. ETUDE BIBLIOGRAPHIQUE..........................................................................................................13 A.I. L’OS ............................................................................................................................................14

A.I.1) Composition........................................................................................................................14 A.I.2) Relation structure-propriétés mécaniques dans l’os humain..............................................15 A.I.3) Comment remplacer l’os ?..................................................................................................17

A.II. BIOMATERIAUX MONOPHASES.................................................................................................18 A.II.1) Biocéramiques ....................................................................................................................19

a) Phosphates de calcium............................................................................................................................20 b) Verres et vitrocéramiques bioactifs ........................................................................................................22 c) Ciments phosphocalciques......................................................................................................................24 d) Plâtre de Paris .........................................................................................................................................27

A.II.2) Polymères biodégradables..................................................................................................28 a) Polyesters aliphatiques ...........................................................................................................................28 b) Polysaccharides ......................................................................................................................................30 c) Collagène................................................................................................................................................31

A.III. COMPOSITES POLYMERE-CERAMIQUE POUR SUBSTITUTION OSSEUSE ......................................31 A.III.1) Types de scaffolds composites.........................................................................................32

a) Polymères chargés ..................................................................................................................................32 b) Polymères recouverts de céramique........................................................................................................32 c) Céramiques recouvertes de polymères....................................................................................................33 d) Composites à structure interpénétrée ......................................................................................................33 e) Ciments renforcés par des fibres de polymères.......................................................................................33 f) Granules de phosphate de calcium dans la fibrine ..................................................................................33

A.III.2) Obtention des structures composites poreuses ...............................................................34 A.III.3) Scaffolds composites : perspectives ................................................................................35

A.IV. OBJECTIFS DE CETTE THESE .....................................................................................................35 A.V. REFERENCES BIBLIOGRAPHIQUES DU CHAPITRE A...................................................................37

A. Etude bibliographique

Cette thèse porte sur l’élaboration de substituts osseux. La première partie de cette étude bibliographique est donc dédiée à l’os. De nombreux ouvrages ont déjà traité le sujet de façon très complète ; ici on se limitera à rappeler les caractéristiques essentielles de l’os, que l’on complétera avec quelques études récentes sur sa structure hiérarchique et le rôle de ses constituants organiques et inorganiques.

La deuxième partie de ce chapitre traite deux classes de biomatériaux : les

biocéramiques et les biopolymères. Les métaux pour le domaine médical ne sont volontairement pas traités car les systèmes composites que nous avons élaborés ne contiennent pas de métaux. Le panorama des biocéramiques et des biopolymères étant vaste et toujours en expansion, nous avons choisi de ne présenter que les matériaux utilisés sous forme de structures poreuses, ou scaffolds.

La troisième partie présente les différents types de composites pour la substitution

osseuse, les techniques utilisés pour les obtenir et leurs applications possibles.

M. Peroglio, Laboratoire MATEIS, INSA Lyon, 2008



A.I. L’os L’os possède divers types de structure à des échelles différentes qui travaillent en

concertation pour remplir des fonctions mécaniques, biologiques et chimiques. Macroscopiquement, on peut distinguer une partie dense et rigide (os cortical) et une partie moins résistante et poreuse (voir figure A-1 et la sous-section A.1.2).

Figure A-1 : structure d’un fémur humain[1].

A.I.1) Composition Le tissu osseux présente une structure hiérarchique de l’échelle du nm à celle du

cm. Cette structure hiérarchique explique l’exceptionnelle combinaison de propriétés de l’os, qui allie une bonne résistance à une grande ténacité.

La matrice extracellulaire comprend une partie organique (majoritairement collagène

de type I, mais aussi plus de 200 autres protéines matricielles) et une partie inorganique (sous forme de plaquettes d’hydroxyapatite carbonatée).

La partie inorganique représente environ 43 % du volume de l’os, la partie organique

environ 32 % et le reste (environ 25 %) est occupé par l’eau[2]. L’os représente le réservoir de calcium et de phosphore du corps humain. On y trouve 99 % du calcium et 85 % du phosphore d’un homme. La partie minérale de l’os est constituée par ce qu’on appelle de l’hydroxyapatite biologique : c’est une apatite carbonatée non-stœchiométrique en grande partie amorphe qui présente des sites cationiques lacunaires. On peut la représenter par la formule suivante:

Ca8. 3 (PO4)4. 3 (CO3)x (HPO4)y (OH)0. 3

où on a toujours x + y =1.68, mais x (la teneur en carbonate) augmente avec l’âge. La taille réduite des cristaux (inférieure à 4 nm d’épaisseur) et une plus faible

cohésion cristalline liée à la non-stœchiométrie expliquent la grande solubilité des apatites biologiques.

La partie organique de l’os est constitué par environ 90 % de protéines collagéniques

(à son tour constitué de 97 % collagène de type I et 3 % de collagènes de type III, IV et V). Les 10 % restant sont constitués de protéines non collagéniques, telles que l’ostéocalcine, l’ostéonéctine, l’ostéopontine, la sialoprotéine osseuse, les protéoglycanes, la fibronectine, les facteurs de croissance et les protéines morphogéniques (BMP).



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

Dans cette description de l’os, il ne faut pas oublier que l’os est un matériau vivant dans lequel on trouve plusieurs types de cellules. En effet le squelette est remodelé de façon continue par les cellules osseuses afin de répondre aux mieux aux contraintes mécaniques et biologiques auxquelles il est soumis. Plusieurs types de cellules participent à ce processus de remodelage. Les ostéoblastes sont capables de synthétiser un nouveau tissu osseux (ils synthétisent d’abord une matrice de fibres collagène qui est par la suite minéralisée). Les ostéocytes remplissent plusieurs fonctions. Ils régulent la minéralisation et les contraintes mécaniques locales. Ils sont aussi responsables du maintien de l’équilibre entre la partie organique et inorganique de l’os et remplissent une fonction de pompe pour le flux lymphatique. Enfin, les ostéoclastes détruisent le tissu osseux qui est tout de suite reconstitué par de nouveaux ostéoblastes. Le renouvellement osseux commence vers le sixième mois de la vie fœtale et continue toute la vie, même si son importance diminue avec l’âge.

Il a été démontré[3] qu’une relation existe entre la concentration de Ca2+ par volume

d’os et certaines propriétés mécaniques (comme le module de Young et la résistance ultime) pour un os sain indépendamment de l’âge, la fonction ou l’espèce considérée. Par contre, les facteurs qui influencent l’énergie à rupture ne sont pas encore clairs du fait que l’os est un matériau complexe, à la fois composite et poreux. A présent seules des relations empiriques ont été proposées. Plusieurs modèles décrivent les matériaux composites denses. Gibson et Ashby[4] ont récemment étudié le comportement des matériaux à structure cellulaire à une phase, mais pour l´instant les matériaux composites à haute porosité interconnectée restent un sujet ouvert et passionnant de la science des matériaux.

A.I.2) Relation structure-propriétés mécaniques dans l’os humain.

On distingue deux types de tissu osseux : l’os cortical et l’os spongieux. L’os cortical présente une structure dense et compacte (la seule porosité présente est due aux vaisseaux sanguins) et une résistance mécanique élevée qui lui permet de résister aux contraintes mécaniques auxquelles le squelette est soumis. L’os spongieux, comme son nom le suggère, possède une structure poreuse, avec un taux de porosité et une interconnectivité variables selon les endroits du corps. Les pores sont remplis de moelle osseuse (figure A-2). L’os spongieux est beaucoup plus actif que l’os cortical d’un point de vue métabolique et est remodelé beaucoup plus fréquemment que l’os cortical.

a) b)

Ligne de séparation

Os cortical

Canal central Os spongieux

Os cortical

Figure A-2 : structure de : a) l’os spongieux ; b) l’os cortical[1].

Du fait du taux élevé de porosité, les propriétés mécaniques de

nettement inférieures à celles de l’os cortical, mais elles sont qucompte-tenu du taux de porosité (tableau A-1).


Systèmes harvesiens

15

l’os spongieux sont and même élevées



A taux de porosité équivalente, les substituts osseux synthétiques se positionnement autour de la limite inférieure de la résistance de l’os spongieux.

Tableau A-1 : propriétés mécaniques de l’os[5].

Os cortical Os spongieux Module de Young (GPa) 7-30 0.5-0.05 Résistance à flexion (MPa) 50-150 10-20 Résistance à compression (MPa) 100-230 2-12 Allongement à rupture (%) 1-3 5-7 Ténacité à fracture KIC (MPa·m1/2) 2-12 -

Pour comprendre les propriétés mécaniques de l’os, il faut connaître les propriétés

mécaniques des matériaux qui le composent, mais aussi les relations qui existent entre les différents niveaux de cette structure hiérarchique. Comme représenté en figure A-3, on peut distinguer les structures suivantes[5-6] :

1) la macrostructure : os cortical et os spongieux ; 2) la microstructure (10-500 µm) : systèmes haversiens, ostéons, trabeculae ; 3) la sub-microstructure (1-10 µm) : lamellae ; 4) la nanostructure (de quelques centaines de nm à 1 µm) : fibrilles de collagène et

phase minérale; 5) la sub-nanostructure (tout ce qui est inférieur à quelques centaines de nm) 6) la structure moléculaire des constituants (phase minérale, collagène, protéines non

collagéniques).

ostéocytes

vaisseaux sanguins

ostéons

molécules de collagène

fibres de collagène

Figure A-3 : structure hiérarchique de l’os[6].

molécules de collagène

En analogie avec les principes de base de la mécanique de la rupture, l’organisation de

l’os à l’échelle nanométrique rend les cristaux minéraux (qui seraient normalement fragiles) insensibles à la propagation de fissures.




La mesure des propriétés mécaniques des constituants élémentaires de l’os apparaît très difficile avec les moyens d’investigation actuelle. Les cristaux d’hydroxyapatite carbonatée présentent une longueur et une largeur de quelques dizaines de nm, mais leur épaisseur est de seulement 2-3 nm ; les fibrilles de collagène possèdent un diamètre de 1.5-3.5 nm, elles sont regroupées en fibres de 50 à 70 nm de diamètre, qui elles mêmes s'organisent en écheveaux de fibres de 150-250 nm de diamètre.

La variation des propriétés mécaniques sur un même os suggère que les propriétés

mécaniques ne dépendent pas que de la densité. Sweeney[7] a étudié les propriétés mécaniques d’os dans lesquels soit la phase minérale soit la phase organique avait été éliminée. Les propriétés mécaniques mesurées étaient très faibles et les auteurs concluent que des liaisons complexes lient les deux phases. Cependant il est difficile d’être sûr que les traitements utilisés pour éliminer une phase, n’affectent pas l’autre phase aussi.

Currey et al.[8] ont montré que la dégradation du collagène par irradiation rend l’os

fragile sans que sa rigidité soit affectée. Au moins en première approximation, on peut considérer que la ténacité est largement liée à la partie organique et la rigidité à la partie minérale de l’os. Gao[9] a utilisé une approche théorique pour expliquer les propriétés exceptionnelles de l’os. Son modèle relie la ténacité essentiellement à la phase organique. Il note même que les protéines présentent la structure idéale pour absorber et dissiper l’énergie de rupture. Pour atteindre la ténacité maximale, une grande déformation à rupture ne sera pas suffisante. Il est aussi important que la partie organique soit capable de résister à un niveau de contrainte élevé même dans la zone plastique de la courbe force-déformation. Selon Thompson[10] cette capacité à résister à un niveau de contrainte élevé est du à un mécanisme de liaison sacrificielle dans lequel les ions Ca2+ lient les groupements peptides des protéines avec des charges négatives pour former des liaisons relativement fortes. Cette liaison sacrificielle peut se former non seulement entre différents groupements peptides, mais elle est aussi capable de lier les groupements peptides avec des groupes fonctionnels à la surface des cristaux minéraux. La plasticité est donc liée d’une part à la réticulation du polymère et d’autre part au fait que la déformation du polymère et le glissement à l’interface puissent avoir lieu à un niveau d’énergie comparable.

Grâce à la tomographie à rayonnement synchrotron, Thurner et ses collaborateurs[11]

ont pu caractériser le mode de rupture de l’os soumis à fatigue cyclique. Ils ont observé qu’après avoir subi de la fatigue, l’os casse de façon brutale, alors qu’un os non soumis à fatigue présente une zone caractéristique de rupture. De plus, les échantillons soumis à fatigue cyclique possèdent un volume associé aux microfissures beaucoup plus important par rapport à l’os n’ayant pas subi de fatigue. L’observation des surfaces de rupture au microscope à force atomique laisse supposer que c’est l’interface minéral-minéral qui présente la liaison la plus faible dans l’os.

A.I.3) Comment remplacer l’os ? Vue la complexité du système osseux, il n’est pas étonnant que le meilleur substitut

osseux soit l’os lui-même. Et tout particulièrement l’os du patient lui-même. En effet, l’autogreffe (transposition d’os d’un site à un autre du même patient) reste le la référence absolue. Les seules limitations sont une quantité disponible limitée et la nécessité d’opérer un deuxième endroit du corps pour prélever le greffon. Aussi, l’autogreffe est parfois impossible, en particulier dans le cas d'enfants, de personnes âgées et des patients présentant des pathologies graves des os.




D’autre part les allogreffes (greffes d'os provenant d'un autre être humain) ne sont pas non plus la solution idéale car le risque de transmission de maladie (SIDA, hépatites, …) ne peut pas être éliminé. Les xénogreffes (greffes d'os d'origine animal) peuvent s'avérer moins efficaces et elles présentent toujours le risque de transmission d’infections. Les traitements qui éliminent la partie organique de l’os permettent d’éliminer ces risques, mais la biocompatibilité et les propriétés mécaniques en sont fortement affectées.

Les implants synthétiques présentent comme avantages une disponibilité illimitée et

l’absence de risque de transmission de maladies. Les implants poreux (ou scaffolds*) doivent être : - biocompatibles, c’est-à-dire qu’ils ne doivent pas induire une réaction

inflammatoire chronique, ni être immunogéniques ou cytotoxiques ; - de propriétés mécaniques adéquates pour permettre la manipulation par le

chirurgien ; - avec une porosité interconnectée (afin de permettre la vascularisation de l’implant

et sa colonisation par les cellules) ; - avec des pores et des interconnections de taille convenable pour la repousse

osseuse (pores d’au moins 100 µm et un taux de porosité d’environ 90%[12] ; - faciles à stériliser ; - biorésorbables. Deux autres caractéristiques désirables pour les scaffolds sont la possibilité de

produire des pièces de dimensions proches des dimensions voulues (donc de diminuer les opérations d’usinage) (near-net-shape) et des coûts de production acceptables pour l’industrialisation du produit.

Les implants biorésorbables doivent avoir une cinétique de dégradation compatible

avec celle de la repousse osseuse. La dégradation doit être progressive pour éviter au corps de devoir éliminer des quantités de produits de dégradation trop importantes (ce qui se traduirait par une réaction inflammatoire plus ou moins forte et ceci quelque soit le stade du processus de guérison). Il faut aussi que les produits de dégradation des implants puissent être éliminés par l’organisme.

De plus, les implants devraient idéalement présenter les propriétés suivantes : - ostéoconduction : propriété d’un matériau de permettre une invasion vasculaire et

cellulaire à partir du tissu osseux receveur en contact avec ce matériau ; - ostéinduction : capacité à induire une différentiation cellulaire et synthétiser une

matrice osseuse minéralisable ; - ostéogénèse : capacité à promouvoir la construction de la matrice osseuse par des

cellules ostéoformatrices.

A.II. Biomatériaux monophasés Les premiers implants étaient essentiellement des matériaux denses et inertes pour

limiter le plus possible les réactions inflammatoires. De nos jours les substituts osseux sont conçus pour être résorbables (avec une cinétique de résorption adaptée à celle de repousse osseuse) et pour aider à la repousse osseuse. Pour cela des implants poreux ont été mis au point aux cours des dernières décennies.

* On notera ici que la traduction française de scaffold est « échafaudage » (c’est-à-dire une structure de base servant d’ossature à la repousse osseuse), mais étant le terme anglais habituellement utilisé dans ce domaine, on emploiera le terme anglais dans le reste du document.




Les axes de recherche plus récents visent à utiliser les scaffolds comme support pour introduire des cellules, des facteurs de croissance (ingénierie tissulaire) ou des gènes (thérapie génique) dans le corps. L’ingénierie tissulaire utilise le scaffold comme substrat pour introduire des cellules (cellules souches, ostéoblastes, …) dans le défaut osseux. La présence de cellules dans le scaffold permettant une repousse osseuse plus rapide qu’en absence de cellules. Il faut aussi noter que, sans une vascularisation rapide du scaffold, les cellules ensemencées ont peu de chance de survivre in vivo.

De nombreuses études visent à déterminer quels sont les paramètres structuraux

favorables à la colonisation cellulaire et à la vascularisation (taille des pores, taille des interconnections, taux de porosité, régularité de la structure, rugosité superficielle, chimie de surface, hydrophilicité, résistance mécanique du scaffold, …) mais les résultats sont difficilement comparables car les scaffolds sont élaborés dans des conditions très différentes. Karageorgiou et Kaplan[12] ont efficacement résumé l’état de l’art sur le sujet. Dans ce sens, une contribution importante devrait venir des techniques d’impression car elles permettent un contrôle précis de la morphologie des pores et des interconnections et peuvent être appliquées à de nombreux systèmes polymères. On peut ainsi découpler l’effet de la porosité de celui de la composition. Les premiers résultats obtenus avec des techniques d’impression montrent que :

- la taille des interconnections joue un rôle plus important que la taille des pores en elle-même ;

- un taux de porosité élevé semble favoriser la repousse osseuse ; - une surface rugueuse semble être plutôt favorable pour certains types

cellulaires ; dans ces cas, une topologie irrégulière à l’échelle nanométrique semble favorable[13].

A.II.1) Biocéramiques Les biocéramiques présentent généralement un module plus élevé mais une ténacité

inférieure à l’os (voir tableau A-2). Les biocéramiques peuvent présenter des phases très différentes : monocristalline

(saphir), polycristalline (alumine et zircone), vitreuse (Bioglass) ou vitrocéramique (par exemple la vitrocéramique A-W). Le choix est déterminé par les propriétés mécaniques et le degré de bioactivité recherchées. Par exemple, le saphir est préférée pour les implants dentaires à cause de sa résistance élevée, la vitrocéramique A-W offre un compromis intéressant de résistance mécanique et bioactivité qui la rend adaptée pour le remplacement de vertèbres, les verres bioactifs quant-à-eux possèdent des propriétés mécaniques faibles mais leur capacité à se lier rapidement à l’os les rend particulièrement adaptés pour la réparation de défauts osseux (dans des endroits du corps non soumis à des contraintes mécaniques).

De nombreux facteurs influencent la réactivité chimique d’une substance et déterminent son comportement in vivo. Entre autres on peut citer :

- la composition ; - la taille des particules ; - la cristallinité ; - la porosité ; - la surface spécifique ; - la présence des défauts. Les céramiques bioinertes (alumine, zircone et composites alumine-zircone) sont

utilisées pour les prothèses de hanche en couplage avec des cupules cotyloïdienne en polyéthylène de très haute masse molaire.




Les céramiques bioactives sont capables de former une couche d’hydroxyapatite carbonatée à leur surface qui est chimiquement et structuralement équivalente à la partie minérale de l’os. Les céramiques bioactives sont donc capables de se lier directement à l’os, ce qui limite les risques de perte d’adhésion à l’interface os-implant.

Tableau A-2 : propriétés mécaniques des principales biocéramiques[14].

Céramique E (GPa)

σcompression(MPa)

σtraction (MPa)

KIC (MPa·m1/2)

Hydroxyapatite ~ 100 > 400 ~ 40 ~ 1.0 Bioglass® 45S5 35 ~ 500 42 0.5-1 Vitro-céramique A/W 118 1080 215 2.0 Plâtre de Paris 5-13 4-12 (en flexion 3points) 0.1-0.4 HAP poreux (82-86%)

(0.83-1.6)·10-3 0.2-0.4 - -

Os cortical 12-18 130-180 50-150 6-8 Os spongieux 0.1-0.5 4-12 - -

Les biocéramiques pour la substitution osseuse sont commercialisées sous forme de

blocs poreux, scaffolds, granulés, poudres et ciments. On distingue ici les blocs poreux (qui possèdent une porosité pas forcement interconnectée) et les scaffolds (blocs poreux avec une porosité totalement interconnectée). Par la suite on ne traitera que des biocéramiques les plus couramment proposés comme scaffolds pour la substitution osseuse.

a) Phosphates de calcium Les phosphates de calcium (CaP) représentent toute une famille de céramiques. Ils

présentent différents rapports Ca/P (voir tableau A-3) et différentes valeurs de solubilité en solution (voir tableau A-5 page 17).

L’hydroxyapatite (HAP, de formule : Ca5(PO4)6(OH)2) est le phosphate de calcium qui présente la composition chimique la plus proche de la partie inorganique de l’os. Son rapport molaire Ca/P est de 1.667 et c’est le phosphate de calcium le plus stable dans un milieu aqueux de pH compris entre 4.2 et 8.

Tableau A-3 : liste des phosphates de calcium classés selon un ratio Ca/P décroissant.

Composé Abréviation Formule CaP

Phosphate tetracalcique TTCP Ca4O(PO4)2 2.0 Hydroxyapatite OHAp Ca10(PO4)6(OH)2 1.67 Phosphate de calcium amorphe ACP Ca10-xH2x(PO4)6(OH)2 Phosphate tricalcique (α, β, γ) TCP Ca3(PO4)2 1.50 Phosphate octacalcique OCP Ca8H2(PO4)6·5H2O 1.33 Phosphate dicalcique dihydraté (brushite) DCPD CaHPO4·2H2O 1.0 Phosphate dicalcique (monétite) DCP CaHPO4 1.0 Phosphate de calcium (α, β, γ) CPP Ca2P2O7 1.0 Pyrophosphate de calcium dihydraté CPPD Ca2P2O7·2H2O 1.0 Phosphate heptacalcique HCP Ca7(P5O16)2 0.7 Phosphate tétracalcique diacide TDHP Ca4H2P6O20 0.67 Phosphate de calcium monohydrate MCPM Ca(H2PO4)2·H2O 0.5 Metaphosphate de calcium (α, β, γ) CMP Ca(PO3)2 0.5 La composition et la cristallinité des CaP déterminent leur cinétique de dégradation.




La vitesse de dissolution de l’hydroxyapatite peut être modifiée grâce à des substitutions ioniques. De part sa structure, de nombreuses substitutions de nature cationique (Na+, K+, Sr3+ ou Mg2+ à la place du Ca) ou anionique (par exemple F- ou Cl- à la place d’OH-) sont possibles. L’hydroxyapatite carbonatée est, depuis sa découverte, la phase la plus étudiée, car l’ion carbonate est l’ion de substitution le plus répandu dans l’os (où il représente 3-8 % du poids total). Les substitutions ioniques jouent sur la bioactivité des hydroxyapatites (par exemple les hydroxyapatites carbonatées présentent une bioactivité supérieure aux hydroxyapatites non substituées et la substitution d’OH- par F- diminue la solubilité de l’hydroxyapatite). Selon le type de traitement, la substitution avec l’ion carbonate a lieu sur le site de l’ion OH- (apatites de haute température) ou sur le site de l’ion PO4

3- (apatites de basses température). Dans les apatites biologiques, la substitution du carbonate a lieu sur le sur le site de l’ion PO4

3-. La diminution de charges négatives liée à cette substitution est compensée par la perte d’ions Ca2+ et la perte d’un anion monovalent (OH- dans le cas de l’hydroxyapatite).

Le phosphate tricalcique (TCP, de formule : Ca3(PO4)2) possède un rapport molaire Ca/P de 1.5, inférieur à celui de l’hydroxyapatite et il se dissout plus rapidement quand immergé dans une solution aqueuse. Il faut noter que plusieurs formes de TCP existent. Dans le domaine médical, les formes α et β du TCP sont les plus utilisées. La forme β-TCP est la forme stable du TCP jusqu’à 1125°C. Au dessus de cette température et jusqu’à 1430°C c’est la forme α qui est stable ; on peut obtenir une phase α-TCP métastable en trempant le β-TCP à partir de températures comprises entre 1125°C et 1430°C.

Dans le passé c’étaient les matériaux qui donnaient lieu à la réponse la plus faible

quand implanté dans le corps humain (matériaux bio-inertes) qui étaient préférés. L’hydroxyapatite répond bien à ce critère, mais aujourd’hui la tendance est à la création d’implants résorbables avec une cinétique de résorption en accord avec celle de repousse osseuse. Les phosphates de calcium présentent en général une cinétique de dégradation relativement lente, mais celle-ci peut être accélérée par exemple via une substitution avec des ions carbonate[15].

Selon certains auteurs, l’HAP présente une cinétique de résorption trop lente et le β-TCP trop rapide par rapport à celle de la repousse osseuse normale pour le comblement de défauts osseux. C’est pourquoi les mélanges d’HAP-β-TCP (nommés phosphates de calcium biphasés, ou BCP) ont été proposés par Daculsi et al.[16] au début des années 90. Ainsi, ils ont pu obtenir une cinétique de résorption compatible à celle de la repousse osseuse, en jouant sur les proportions relatives entre les deux phases. Les BCP avec 60-70% d’HAP sont ceux qui ont montrés les meilleurs résultats en termes de repousse osseuse. Même si ces céramiques ne sont pas ostéoinductrices, elles restent tout de même ostéoconductrices. De nombreuses études in vitro et in vivo ont montré que les phosphates de calcium sous forme de bloc dense, poreux, revêtement ou poudre, promeuvent l’adhésion, la différentiation et la prolifération des cellules souches et des ostéoblastes.

Selon Daculsi, les deux phases des BCP ont des vitesses de résorption différentes mais complémentaires :

- le TCP se résorbe en quelques mois et amorce l’ostéointégration en formant de l’HAP biologique qui se lie rapidement à l’os natif ;

- l’HAP, qui se résorbe beaucoup plus lentement, permet de garantir des propriétés mécaniques acceptables pendant la croissance du nouveau tissu osseux. Aussi, la structure tridimensionnelle est préservée et le scaffold reste ostéoconducteur.

Parmi les applications des phosphates de calcium on peut citer par exemple la fusion spinale, la reconstruction maxillofaciale, le traitement de défauts osseux et des fractures.




Cependant la fragilité de ces céramiques en limite les applications. Si la résistance à compression de l’hydroxyapatite dense est légèrement supérieure à celle de l’os, sa ténacité est bien inférieure. C’est pour cette raison que les scaffolds en phosphates de calcium, malgré leurs bonnes propriétés en termes de biocompatibilité et ostéoconductivité, ne peuvent pas être utilisés tous seuls dans des applications mécaniquement chargées. Par ailleurs, Deville et al.[17] ont montré que la solidification directionnelle de barbotines (freeze-casting) peut permettre d’obtenir des hydroxyapatites poreuses organisées à l’échelle micrométrique qui présentent une résistance à compression très élevée (147 MPa avec une porosité de 47 % et 65 MPa avec une porosité de 56 %), ce qui nous laisse envisager une possible application de ce type d’hydroxyapatite même dans des endroits du corps mécaniquement chargés.

Cela ne fait pas directement l’objet de cette thèse, mais il est intéressant de noter que

les phosphates de calcium ont trouvé de nombreuses applications aussi en tant que revêtement d’implants métalliques. Ces revêtements permettent d’une part une meilleure intégration des implants (surtout chez les jeunes patients) et d’autre part d’allonger la durée de vie des implants. Enfin, les phosphates de calcium sont très souvent utilisés comme charges de matrices polymériques.

b) Verres et vitrocéramiques bioactifs Les bioverres et les vitrocéramiques présentent un module d’Young relativement

faible (toutefois plus élevé que celui de l’os), une contrainte à rupture en flexion comparable à celle de l’os et une contrainte à compression supérieure par rapport à celle de l’os. Malgré ces aspects positifs, la fragilité de ces biocéramiques en limite les applications. Les principales applications du Bioglass® sont dans le domaine de la reconstruction maxillo-faciale, de la chirurgie dentaire et de la chirurgie de l’oreille moyen. Le Bioglass® 45S5 est commercialisé comme produit pour le remplacement de l’oreille interne (PerioglasTM) et comme comblement osseux (NovaboneTM).

Une caractéristique des verres bioactifs est la grande variété des compositions (et par conséquence de cinétiques de résorption) qui peut être obtenue.

Dans la formulation des bioverres on distingue les : - formateurs de réseau, qui créent une matrice à basse solubilité (par exemple

silice) ; - modificateurs de réseau, qui permettent d’obtenir la structure désordonnée

caractéristique des verres lors de la solidification. Ainsi les ions actifs (comme les ions alcalins) trouvent place dans le réseau silicate. Le premier et le plus connu verre bioactif a été développé au début des années 70 par

Hench et ses collaborateurs. Il est nommé 45S5, et contient 45 % en masse de SiO2, 24.5% en masse de CaO et Na2O, et 6% en masse de P2O5 (soit 46.1 mol% SiO2, 26.9 mol% CaO, 24.5 mol% Na2O and 2.5 mol% P2O5)[19]. Ce bioverre est commercialisé sous le nom de Bioglass®. Les essais in vitro ont montré que ce bioverre donne lieu très rapidement à la formation d’une couche superficielle d’hydroxyapatite carbonatée qui par sa similarité d’un point de vue chimique et structural avec l'hydroxyapatite carbonatée de l'os permet une liaison directe entre tissu et implant sans formation de capsule fibreuse. Pour une description détaillée des étapes qui conduisent à la formation d’hydroxyapatite carbonatée à la surface du Bioglass voir ref. 18.

Il a été montré que les verres bioactifs favorisent l’adhésion et la différentiation des ostéoblastes et aussi la différentiation des cellules souches en ostéoblastes. La présence de Si dans le 45S5 serait responsable aussi de l’activation des gènes et de la minéralisation de l’os[19].




La bioactivité du bioverre peut diminuer avec la cristallisation, il est nécessaire de contrôler cet aspect lors de la préparation de scaffolds poreux en bioverre. Lefebvre a ainsi étudié en détail les transformations structurales du 45S5 au cours du chauffage et son travail ouvre de nouvelles perspectives vers un meilleur contrôle de la cristallisation du 45S5[20].

Hench a défini un indice de bioactivité IB pour les bioverres : bbB tI 5.0/100= , où t0.5bb

est le temps nécessaire pour qu’au moins 50% de l’interface présente une liaison tissu-implant[19]. Il a aussi montré que l’indice de bioactivité, l’ostéoconductivité et l’ostéoinductivité sont déterminées par la composition du bioverre. Sans rentrer dans les détails, on peut citer que les compositions ayant plus de 60% de silice ne forment pas une liaison directe avec l’os (figure A-4)[18]. Cette limite, valable pour les verres produits par la technique traditionnelle de trempe à partir du liquide à l’état fondu, peut être largement dépassée dans le cas des verres produits par la technique à basse température (par sol-gel).

Figure A-4 : comportement des bioverres et des verre-céramiques en fonction des proportions relatives des constituants (P2O5 fixé à 6% massique). A (en blanc en figure): verres capables de se lier à l’os ; B (en vert): verres inertes ; C (en orange): résorbables en 10-30 jours après implantation ; D (en azur) : techniquement pas pratiques et donc pas testé comme implants, E (en blanc, à l’intérieur du trait en tirets): liaison avec le tissu mou.

Outre les systèmes vitreux, les vitrocéramiques sont aussi des candidats intéressants

pour la substitution osseuse. Kokubo et ses collaborateurs ont été les premiers à élaborer dans les années 80 une vitrocéramique dans laquelle des petits cristaux d’apatite et wollastonite dispersés dans une matrice résiduelle de silice amorphe (A-W)[21]. Sa composition finale comprend 38 % en poids de wollastonite, 34 % en poids d’oxyfluoroapatite et 28 % en poids de verre (59 % en poids de SiO2, 24 % en poids de CaO et 17 % en poids de MgO). Cerabone® est une vitrocéramique commercialisée basée sur ce système.




Cette vitrocéramique présente une bioactivité élevée mais surtout de très bonnes propriétés mécaniques, ce qui en permet l’utilisation même dans des endroits du corps soumis à des contraintes mécaniques (comme les vertèbres).

Les Ceravital®, élaborés par Brömer et al., représentent une autre famille de

vitrocéramiques bioactives[22]. Contrairement au bioverre 45S5, ces vitrocéramiques possèdent un faible contenu d’ions alcalins[23].

On peut citer aussi le Bioverit®, vitrocéramique relativement facile à usiner à cause de

la présence de mica, élaborée par Beall et ses collaborateurs. Ces vitrocéramiques contiennent des ions aluminium, qui réduisent considérablement la bioactivité des vitrocéramiques quand ils se trouvent dans la phase amorphe, mais dans le cas du Bioverit® ils se trouvent dans la partie cristalline et donc n’altèrent pas sa réactivité superficielle. Les applications du Bioverit® sont nombreuses car il a été utilisé en chirurgie orthopédique, chirurgie du cou, de la tête, ainsi qu’en stomatologie[24]. La méthode sol-gel a permis d’explorer de nouvelles compositions de bioverre[25]. Le tableau suivant regroupe quelques-uns des bioverres et vitrocéramiques actuellement commercialisés (voir tableau A-4).

Tableau A-4 : exemples de verres et vitrocéramiques bioactifs[26].

45S5 Bioglass

45SF Bioglass

45S5.4F Bioglass

40S5B5 Bioglass

52S4.6 Bioglass

55S4.3 Bioglass

KGC Ceravital

KGS Ceravital

KGy213 Ceravital

A-W GC

SiO2 45 45 45 40 52 55 46.2 46 38 34.2

P2O5 6 6 6 6 6 6 16.3

CaO 24.5 12.25 14.7 24.5 21 19.5 20.2 33 31 44.9

Ca(PO3)2 25.5 16 13.5

CaF2 12.25 9.8 0.5

MgO 2.9 4.6

Na2O 24.5 24.5 24.5 24.5 21 19.5 4.8 5 4

K2O 0.4

Al2O3 7

B2O3 5

TiO2 6.5

c) Ciments phosphocalciques Les ciments phosphocalciques présentent trois caractéristiques très intéressantes pour

la substitution osseuse : ils présentent une excellente biocompatibilité, sont injectables et épousent parfaitement les contours de la cavité qu’ils doivent combler. Contrairement au polyméthacrylate de méthyle (probablement le ciment de type polymère le plus connu), qui donne lieu à une forte réaction exothermique lors de la prise, les ciments phosphocalciques prennent à une température proche de celle du corps humain.

De nombreux systèmes différents ont été proposés au cours des dernières décennies. Le tableau A-5 reporte les phosphates de calcium qui sont utilisés dans la composition des ciments phosphocalciques.

Lorsque la poudre (ou mélange de poudres) et le liquide sont mélangés, on obtient une pâte qui durcit au cours du temps. Différents composés ont été cités comme produits de la réaction de prise, mais l’hydroxyapatite étant le produit le plus stable pour un pH>4.2, ces produits de réaction intermédiaires vont évoluer vers l’hydroxyapatite.




Tableau A-5 : constantes de solubilité des principaux phosphates de calcium à 25 et 37°C.

Rapport Ca/P

Composé Abréviation Formule chimique

-log pKs

à 25°C

-log pKs

à 37°C 0.5 Phosphate monocalcique

monohydrate MCPM Ca(H2PO4)2·H2O 1.14 Très

soluble 0.5 Phosphate monocalcique

anhydre MCPA Ca(H2PO4)2 1.14 Très

soluble 1 Phosphate dicalcique

dihydraté DCPD CaHPO4·2H2O 6.59 6.63

1 Phosphate dicalcique DCP CaHPO4 6.90 7.02 1.33 Phosphate octacalcique OCP Ca8H2(PO4)6·5H2O 96.6 95.9 1.5 Phosphate tricalcique α α-TCP α-Ca3(PO4)2 25.5 25.5 1.5 Phosphate tricalcique β β-TCP β-Ca3(PO4)2 28.9 29.5

1.67 Hydroxyapatite HAP Ca5(PO4)3(OH) 58.4 58.6 1.67 Fluoroapatite FAP Ca5(PO4)3(OH) 59.6 - 2.0 Phosphate tétracalcique TTCP Ca4(PO4)2O 38-44 42.4

Le premier ciment phosphocalcique fut proposé par Monma et Kanazawa en 1976. Ils

ont obtenu la précipitation d’hydroxyapatite déficiente en calcium (Calcium Deficient Hydroxy Apatite ou CDHA) à partir d’un mélange d’α-TCP avec de l’eau entre 60 et 100°C. Au début des années 80, Brown et Chow[27] ont obtenu un autre ciment à partir d’un mélange de phosphate dicalcique di-hydraté (DCPD) ou phosphate dicalcique (DCP) avec le phosphate tétracalcique (TTCP) (rapport molaire 1:1) qui dans l’eau (ou dans des solutions diluée d’acide phosphorique) avait précipité sous forme d’hydroxyapatite.

Le ciment le plus simple d’un point de vue chimique est un ciment à base d’α-TCP.

En contact avec une solution aqueuse, cette poudre se dissout et reprécipite sous forme de CDHA. La CDHA précipite sous forme de cristaux qui forment une structure enchevêtrée.

OHPOCaOHPOCa 23

42

2243 69)(3 ++→+ −+ (dissolution)

)()(69 544923

42 OHPOHPOCaOHPOCa →++ −+ (précipitation)

La prise du ciment est due à l’hydrolyse de l’α-TCP, qui précipite sous forme d’hydroxyapatite déficiente en calcium (CDHA). Le β-TCP éventuellement présent dans le mélange ne participe pas à la réaction. Ginebra et al.[28] ont mesurée un taux de conversion de l’α-TCP d’environ 80% après 24h. La conversion et la résistance à compression du ciment augmentent de façon linéaire d’abord, puis atteignent un niveau de saturation. La prise est caractérisée par la dissolution complète des cristaux d’α-TCP de plus petite taille et la reprécipitation de CDHA sur les cristaux d’α-TCP de plus grande taille à partir de la solution sursaturée. Ensuite la transformation continue sur les particules restantes, mais plus lentement. La réaction continue de la surface vers le cœur des cristaux d’α-TCP et à fur et à mesure que la réaction progresse, les cristaux de CDHA formés sont de plus en plus gros. La chimie et la thermodynamique des ciments phosphocalciques ont été étudiés en détail par Fernandez et ses collaborateurs[29-30].

L’injectabilité est une propriété intéressante pour des procédures chirurgicales non

invasives. Cette propriété peut être améliorée en optimisant le rapport massique liquide/poudre (L/P), l’empilement granulaire, la taille de l’embout de la seringue et en utilisant des adjuvants. Les adjuvants plus communément utilisés sont des sels de phosphate et les acides dicarboxyliques comme l’acide citrique ou l’acide succinique.




Les premiers représentent des accélérateurs de prise : ils constituent une source de phosphate qui permet d’atteindre la sursaturation ionique plus rapidement[31]. Les seconds forment des citrates qui complexent les ions calcium et sont adsorbés à la surface des réactifs et des produits de la réaction ; ceci entraîne un retard de la prise. En effet, la prise a lieu après une période d’induction qui est proportionnelle à la quantité d’acide citrique présent[32]. La combinaison en solution de phosphates de sodium et d’acide citrique avec une poudre d’α-TCP donne lieu à la formation d’un complexe, le citrate de sodium, qui a un effet retardateur sur la prise et permet donc d’obtenir une pâte plus fluide (à jeune âge).

Beaucoup d’efforts ont été prodigués pour adapter la cinétique de prise à des temps

compatibles avec ceux d’une opération chirurgicale. Plusieurs paramètres permettent de contrôler le temps de prise et notamment le rapport liquide/poudre, le type de liquide, le type de poudre, la taille des particules et la présence d’adjuvants.

Si l’injectabilité est le point fort des ciments orthopédiques, les propriétés mécaniques

et l’absence de macroporosité sont les points faibles sur lesquelles se concentrent les efforts actuels. La macroporosité peut être crée via l’ajout de particules solubles[33], de particules[34] ou fibres[35] rapidement résorbables ou encore d’albumine[36]. En effet, des particules de mannitol peuvent être rajoutées à la composition du ciment ; ces particules sont rapidement dissoutes en contact avec les fluides biologiques, ce qui permet d’obtenir des macropores rapidement accessibles aux cellules. Alternativement, des fibres ou des particules en polymère résorbable (comme le PLGA) peuvent être utilisées ; dans ce cas la dégradation (et par conséquence la création de pores) sera plus lente. Enfin, lorsque l’albumine est mélangée à une pâte de ciment, des bulles d’air sont créées et stabilisées par l’albumine ; on obtient ainsi une pâte injectable et macroporeuse in vivo. L’inconvénient principal de cette dernière technique vient du fait que l’albumine est un produit d’origine animale.

Enfin, il ne faut pas oublier que les ciments doivent posséder une cohésion suffisante

en contact avec les fluides biologiques. Bonher et al. [37] ont étudié systématiquement la cohésion des ciments phosphocalciques et ils ont observé que ce sont la taille des particules de ciment et l’ajout d’hydrogel (xanthane, alginate de sodium) au liquide de gâchage qui jouent le rôle le plus important sur la cohésion d’un ciment phosphocalcique quand celui-ci est immergé dans l’eau.

De nombreux systèmes à base de ciments phosphocalciques ont été proposés et

commercialisés (voir tableau A-6). Les ciments commerciaux sont le plus souvent des systèmes multicomposants : l’α-TCP rentre souvent dans les compositions, avec l’ajout d’autres phosphates de calcium. Parmi ces ciments, certains ont déjà fait leurs preuves, comme le BoneSource® : son succès est de 97% pour la réparation de défauts crâniens (durée du suivi : entre 2 et 6 ans)[31].

Par rapport à l’hydroxypatite obtenue par frittage, l’hydroxyapatite obtenue à partir

d’un ciment phosphocalcique présentent ces traits distinctifs : - capacité d’établir un contact intime avec l’os (alors qu’un espacement reste

toujours entre os et hydroxyapatite frittée) ; - capacité de relargage ionique, dû à la présence de poudre non réagie ; - ostéoconductivité, due à une faible cristallinité ; - précipitation d’hydroxyapatite carbonatée à la surface.




Tableau A-6 : exemples de ciments commerciaux de type apatitique[31].

Nom commercial

Poudre Liquide Producteur

Biopex®-R α-TCP + TTCP + DCPD + HAP + Mg3(PO4)2

Acide succinique, sulfate de condroïtine

Mitsubishi Materials

Primafix® TTCP + DCPA Bisulfite de sodium NGK Spark Plug Co.

BoneSource® TTCP (73%) + DCPA (27%) Solution de phosphate de sodium

Stryker

Norian SRS® α-TCP (85%) + CaCO3 (12%) + MCPM (3%)

Solution de phosphate de disodique

Synthes

Calcibon® α-TCP (61%) + DCPA (26%) + CaCO3 (10%) + HAP (3%)

Solution de phosphate disodique

Biomet

Mimix™ TTCP + α-TCP + Ca6H5O-Na2·H2O

Acide citrique Biomet

Cementek® TTCP + α-TCP + Ca(OH)2 + glycérophosphate de sodium

Ca-PO4 acide Tecknimed

α-BSM® ACP (50%) + DCPD (50%) Solution saline ETEX Biobon® ACP (50%) + DCPD (50%) Solution saline ETEX ACP : phosphate de calcium amorphe

d) Plâtre de Paris Le plâtre de Paris est l’un des premiers matériaux à avoir été utilisé pour des

applications orthopédiques. Au cours du temps son utilisation a été dépassée par d’autres matériaux, mais il reste toujours un candidat intéressant pour la substitution osseuse. Deux types de semihydrate de sulfate de calcium existent : α et β.

Comme dans le cas des ciments phosphocalciques, le plâtre de Paris se forme par dissolution et précipitation. La réaction est la suivante :

OHSOCaOHOHCaSO 22

42

224 223

21

⋅++→+⋅ −+ (dissolution)

OHCaSOOHSOCa 2422

42 22 ⋅→⋅++ −+ (précipitation)

La microstructure, le temps de prise et le comportement à rupture sont déterminés par la quantité d’eau utilisée pour le gâchage (rapport massique eau/poudre, E/P*).

Les recherches à l’heure actuelle s’intéressent aux composites phosphate de calcium-

plâtre de Paris[38-39]. Comme le plâtre est résorbé beaucoup plus vite que la CDHA, des macropores peuvent être obtenus après sa dissolution. Un autre type de composite a été proposé par La Gatta et al.[40] : il s’agit d’un mélange injectable constitué de sulfate de calcium et d’un poly(ε-caprolactone) fonctionnalisé qui peut être réticulé par photoirradiation.

* Dans le cas du plâtre le rapport massique eau/poudreE/P est plus souvent utilisé pour indiquer le rapport liquide/poudre L/P, le liquide de gâchage étant le plus souvent de l’eau.




A.II.2) Polymères biodégradables Les polymères biodégradables sont des polymères de biocompatibilité prouvée pour

l’homme. On distingue des biopolymères d’origine naturelle : collagène, acide hyaluronique, chitine, chitosane, amidon, alginate, …, et des biopolymères synthétiques : poly(ε-caprolactone) (PCL), acide polylactique (PLA), acide polyglycolique (PGA), polydioxanone, etc. Les polymères synthétiques possèdent des propriétés physiques (module élastique, contrainte à rupture en traction, vitesse de dégradation) plus reproductibles par rapport aux polymères naturels. En outre, les impuretés des polymères synthétiques peuvent être contrôlées.

Les polymères biodégradables actuels présentent de faibles propriétés mécaniques, ce

qui limite leur application en orthopédie à des endroits non chargés mécaniquement. La plupart des biopolymères présente un comportement suffisamment ductile pour

permettre un usinage aisé de la part du chirurgien. En revanche, la bioactivité des biopolymères est faible. Afin d’obtenir une bonne combinaison de propriétés pour la substitution osseuse, de très nombreux systèmes composites biopolymère-biocéramique ont été proposés au cours des dernières décennies.

Le tableau A-7 reporte les propriétés des polymères biodégradables utilisés dans le

domaine médical. Il faut noter que la cinétique de dégradation est influencée par de nombreux facteurs, comme la composition chimique, la masse molaire, l’indice de polymolécularité, la cristallinité, l’hydrophobicité du polymère. Dans le cas des copolymères, tel que le PLGA, la dégradation est principalement hydraulique et contrôlée par la diffusion des molécules d’eau dans le polymère. La vitesse de dégradation est déterminée par le rapport partie hydrophile/partie hydrophobe et par sa cristallinité.

Tableau A-7 : propriétés physiques des principaux polymères biodégradables [14].

Polymère Tg (°C)

Tf (°C)

E (GPa)

σtraction (MPa)

tdégr. (mois)

PCL -60 58-62 - 100-800 (fibre) >24 PLLA 60-65 173-178 1.2-3.0 (film)

10-16 (fibre) 28-50 (film)

870-2300 (fibre) >24

PDLLA 55-60 amorphe 1.9-2.4 29-35 (film) 12-16 PGA 35-40 225-230 7-14 (fibre) 340-920 (fibre) 6-12 PLGA 1.4-2.8 amorphe 1.4-2.8 41-55 1-12 PHB et mélanges -2 - 4 120-177 - 20-43 -

a) Polyesters aliphatiques La dégradation des polyesters aliphatiques a lieu par absorption d’eau et hydrolyse des

groupements esters. Les monomères et oligomères résultants sont reconnus par l’organisme (par exemple le PLA peut rentrer dans le cycle de l’acide tricarboxylique). Pour cette raison le PLA et le PGA ont reçus la certification de la Food and Drug Administration et depuis quelques décennies ils sont utilisés comme fils de suture.

On peut classer ces polymères par vitesse de dégradation décroissante :

PGA > PDLLA > PLLA > PCL.

La dégradation en masse peut causer une rupture prématurée du scaffold et la libération des produits de dégradation acides peut causer une forte réaction inflammatoire. Cette réaction peut même se produire plus d’un an après l’opération, quand le processus de guérison est bien avancé, ce qui est très gênant pour le patient.




Comme on le verra plus spécifiquement au cours du paragraphe A.III, l’ajout de charges basiques (tel que les phosphates de calcium) peut aider à neutraliser l’acidité liée à la dégradation du polymère.

Le poly(ε-caprolactone) (PCL) (figure A-5) est un biopolymère ductile et qui présente une cinétique de dégradation très lente. Le PCL a été proposé pour le relargage de principes actifs avec des applications, entre autres, dans la régénération de l’os de défauts osseux[41]. Pour cette dernière application, une structure de type scaffold est préférable. Les techniques d’inversion de phase et de lixiviation de porogène sont adaptées pour obtenir des scaffolds de PCL[42,43]. Comme pour les autres polyesters aliphatiques, l’ajout de charges minérales au PCL améliore la réponse des ostéoblastes in vitro[43].

Catalyseur + chaleur

ε-Caprolactone Poly(ε-caprolactone)

Figure A-5 : synthèse du poly(ε-caprolactone). L’acide polylactique (PLA) (figure A-6) est un biopolymère fragile et qui présente

une cinétique de dégradation plus rapide que le PCL. A cause de la nature chirale de la molécule d’acide lactique (monomère utilisé pour la synthèse du PLA), on peut distinguer deux formes de PLA : acide poly(L-lactique) (PLLA) et acide poly(D-lactique) (PDLA). L’acide poly(D,L-lactique (PDLLA), qui résulte de la polymérisation d’un mélange racémique de L et D-lactides, est amorphe. La dégradation du PDLLA est plus rapide par rapport au PLLA du fait de l’absence de zones cristallines.


Polylactide

Figure A-6 : synthèse de l’acide polylactique.

Lactide

L’acide polyglycolique (PGA) (figure A-7) présente un degré de cristallinité élevé.

Le plus souvent le PGA est utilisé avec le PLA ou le PCL sous forme de copolymères.


Polyglycolide Glycolide

Figure A-7 : synthèse de l’acide polyglycolique.




La copolymérisation de PLA et du PGA permet d’obtenir d’une part des cinétiques des cinétiques de résorption compatibles à celles de la repousse osseuse et d’autre part des matériaux plus flexibles (par exemple le PLGA est moins fragile que le PLLA). Le PGA, du fait de sa plus grande hydrophilicité, présente une cinétique de résorption plus rapide que celle du PLA.

Outre les polyesters saturés que l’on vient de traiter, le polyfumarate de propylène

(PPF) –un polyester linéaire non saturé- est aussi utilisé pour des applications médicales. La présence d’une double liaison sur sa chaîne principale permet une réticulation in-situ, ce qui le rend intéressant comme constituant de composites injectables qui prennent in-situ.

Les poly(hydroxyalkanoates) (PHA) sont une famille de polyesters d’origine

naturelle, synthétisés par des microorganismes. Parmi les plus étudiés, on peut citer le poly-3-hydroxybutyrate (PHB), les copolymères du 3-hydroxybutyrate avec le 3-hydroxyvalerate (PHBV), le poly-4-hydroxybutyrate (P4HB), les copolymères de 3-hydroxybutyrate et 3-hydroxyhexanoate (PHBHHx) et le poly3-hydroxyoctanoate (PHO)[44]. En particulier, le PHB a reçu grande attention car l’os peut se former en contact avec ce matériau sans réponse inflammatoire chronique. Des propriétés très variées peuvent être obtenues en mélangeant les polymères de cette famille.

Ils existent d’autres polymères biocompatibles (polyanhydrides, poly(ortho-esters), polyphosphazenes, …) mais ils ne seront pas détaillés ici car la plus part de leurs applications a pour objet le relargage de principes actifs.

b) Polysaccharides La chitine et le chitosane font partie de la famille des polysaccharides. La chitine

peut être obtenue à partir de carapaces de crustacés ou à partir de champignons. Le chitosane est obtenu par déacétylation de la chitine.

La chitine et le chitosane présentent la même chaîne caractéristique qui se compose d’une distribution aléatoire de D-glucosamine (unité déacétylée) et de N-acétyl-D-glucosamine (unité acétylée) (figure A-8). La différence entre chitine et chitosane est liée au degré de déacétylation. Le degré de déacétylation représente la proportion d’unités glucosamines dans la chaîne du chitosane. Il influence la cristallinité du polymère, l’allongement et la contrainte à rupture, l’hydrophobicité, la vitesse de biodégradation et l’activité immunologique. Pour des applications de comblement osseux, le composite chitosane-phosphate de calcium a été proposé sous de nombreuses formes, denses et poreuses[45].

Figure A-8 : formule de structure de la chitine.




c) Collagène Le collagène attire beaucoup d’attention car la partie organique de l’os est constituée

pour le 95% de collagène de type I. Il possède un module d’Young de 1-2 GPa et une résistance à traction de 50-1000 MPa. Le collagène est une protéine naturelle résorbable et de faible immunogénicité. Les éponges de collagène ont été déjà utilisées comme agents hémostatiques, scaffolds pour la réparation tissulaire et pour la promotion de la croissance cellulaire. Très récemment, des scaffolds nanocomposites en collagène et hydroxyapatite ont permis la guérison de défauts critiques in vivo (fémur de souris Wistar et tibia de porcs Yorshire-Landrace)[46].

A.III. Composites polymère-céramique pour substitution osseuse

Si le panorama des biocéramiques et biopolymères apparait vaste, le nombre des combinaisons possibles l’est davantage. Il se pose alors un souci de classification. En effet, les composites pourrait être classés selon plusieurs critères:

- le type de matériaux constituant la matrice ; - la technique utilisé pour obtenir le composite ; - la nature et de la taille du renfort ; - le pourcentage et la morphologie de la porosité ; - la réponse biologique ; - la capacité de relargage de médicaments. Quelle que soit la classification choisie, il s’avère que tous ces paramètres (et bien

d’autres) sont intimement liés, les uns conditionnant les autres. C’est d’ailleurs selon certains le problème majeur de la recherche dans le domaine biomédical : bien que la recherche soit très active, les études sont difficilement comparables entre elles car trop de paramètres varient entre les différents études.

Ici on souhaite présenter les scaffolds composites biorésorbables principalement rencontrés en littérature et quelques structures de composite innovantes, sans vouloir traiter de façon exhaustive toutes les variantes compositionnelles de telle ou telle autre structure. L’approche utilisée sera celle de la science des matériaux : même si les résultats biologiques obtenus sur les divers composites seront reportés, notre ligne conductrice sera la relation structure-propriétés mécaniques. Cette approche, malgré ses limites, va nous permettre d’avoir une vision d’ensemble, ne pouvant pas exposer ici toute l’étendue des recherches dans ce domaine.

Les composites permettent d’obtenir une combinaison de résistance mécanique-ténacité-bioactivité. Aussi, les composites sont usinables ; ceci est important afin d’adapter la morphologie de l’implant à celle de la cavité à combler. La forte modification du pH (basique pour les phosphate de calcium, acide pour les polyesters) liés à la formation des produits de dégradation (solution ionique et monomères et oligomères pour les polymères) peut être neutralisée en combinant les deux types de matériau.




A.III.1) Types de scaffolds composites L’idée de base est de combiner les meilleures propriétés des céramiques et des

polymères. Ainsi on peut combiner la facilité de mise en forme des polymères avec la bioactivité des céramiques, par exemple en introduisant une quantité contrôlée de charges bioactives.

a) Polymères chargés Un des premier systèmes à être commercialisé est le HAPEX®, composé de

polyéthylène chargé avec de l’hydroxyapatite micrométrique. Ce composite, élaboré par Bonfield et ses collaborateurs[47], a été utilisé dans des implants pour l’oreille moyenne. Il combine la ténacité et la plasticité de la phase polymère avec la résistance mécanique de la céramique. De plus, ce composite est suffisamment ductile pour être usiné dans la forme convenable lors de l’opération chirurgicale.

Plus récemment, Causa et al.[43] ont montré l’effet bénéfique de l’ajout d’HAP micrométrique sur le module d’Young de scaffolds de poly(ε-caprolactone) (obtenus par inversion de phase) ainsi que sur leur bioconductivité. Outre un effet de renfort, l’ajout de charges inorganiques permet de neutraliser les produits de dégradation des polyesters (comme l’acide lactique pour le PLA et l’acide glycolique pour le PGA) [48-49].

Les charges nanométriques semblent montrer une bioactivité supérieure par rapport aux charges micrométriques, probablement à cause d’une plus grande surface spécifique qui permet une dissolution de la surface des charges et une précipitation d’HAP plus rapide.

La réticulation permet d’augmenter les propriétés mécaniques de ces composites. Kim et al. [50] l’ont montré sur des scaffolds en gélatine chargés avec de l’HAP micrométrique (obtenues par co-précipitation) et réticulés avec un dérivé carbodiimide. Kikuchi et al. [51] ont montré que la résistance en flexion trois points du collagène chargé avec une hydroxyapatite nanométrique peut être significativement augmentée en réticulant le collagène avec une quantité appropriée de glutaraldéhyde. La biocompatibilité in vivo sur des lapins de ces composites est bonne. La biocompatibilité peut être augmentée davantage en utilisant une hydroxyapatite avec substitution Si[52].

Des scaffolds de PDLLA chargés avec des particules en Bioglass® ont été proposés par Blaker et al.[53]. La mousse est produite par une technique de séparation de phase et les pores présentent une morphologie tubulaire, ce qui cause une anisotropie des propriétés mécaniques. Celles-ci peuvent être améliorées ultérieurement par un revêtement de Bioglass®. Ceci est obtenu par immersion des scaffolds dans une barbotine de Bioglass®, suivi par un séchage à humidité contrôlée ; un pre-traitement du scaffold avec de l’éthanol permet une meilleure accroche du revêtement[54].

b) Polymères recouverts de céramique Kokubo et ses collaborateurs ont développée une méthode définie comme

« biomimétique » qui permet de déposer une couche d’HAP sur n’importe quel type de substrat (métallique, céramique ou polymérique, sous forme dense ou poreuse) en l’immergeant dans une solution de fluide humain simulé (simulated body fluid ou SBF) contenant un bioverre[55]. Plus récemment Lickorish et ses collaborateurs[56] ont appliqué cette méthode pour obtenir une couche d’HAP sur un scaffold en collagène (obtenu par lyophilisation et réticulé avec du glutaraldehyde) en l’immergeant dans du SBF pendant 2-4 jours. Ils ont obtenu une couche d’environ 10 µm d’hydroxyapatite à la surface des pores ; cette couche ne recouvre pas de façon complètement homogène la surface de la mousse. Les essais in vitro avec des fibroblastes montrent une bonne adhésion et une prolifération légèrement inférieure pour les mousses recouvertes par rapport aux mousses sans recouvrement.




c) Céramiques recouvertes de polymères A notre connaissance, le revêtement de scaffolds d’hydroxyapatite par un

biopolymère fut proposé pour la première fois par Komlev et al.[57]. Le revêtement polymère est obtenu suite à l’infiltration et évaporation de scaffolds en hydroxyapatite (macro- et microporeuse, avec des pores respectivement autour de 100 et de 5 µm) avec des solutions aqueuses de gélatine ou d’alcool polyvinylique. L’infiltration est favorisée en chauffant les solutions à 40°C, ce qui permet d’en réduire la viscosité. La résistance à traction mesurée par compression diamétrale est 2 à 6 fois plus importante sur les composites comparée à celle de l’hydroxyapatite. Aussi, l’augmentation de la viscosité liée à une augmentation de la concentration des solutions se traduit par une diminution de l’homogénéité du recouvrement de la céramique et le polymère joue moins efficacement son rôle de renfort.

Kim et al.[58] ont même proposé un revêtement composite constitué de PCL chargé

avec des particules micrométriques d’HAP sur un scaffold d’HAP. L’effet de renfort augmente avec l’épaisseur du revêtement et le module élastique et la résistance à la compression des composites peuvent être deux fois plus importants que ceux du scaffold HAP initial.

d) Composites à structure interpénétrée Miao et ses collaborateurs[59] ont proposé un composite très intéressant du point de

vue structural. Un premier scaffold HAP-TCP est obtenu par réplication de mousse avec un ciment phosphocalcique. Après frittage, ce scaffold est recouvert avec un ciment phosphocalcique et le frittage est répété. Cette « double infiltration » permet d’obtenir un scaffold céramique beaucoup plus résistant. Enfin, ce scaffold est infiltré plusieurs fois avec une solution de PLGA. La porosité finale de ces scaffolds est assez faible, mais la résistance en compression est élevée (~30 MPa). Aussi, les cinétiques de dégradation des trois composants sont différentes, ce qui devrait avoir pour conséquence une résorption progressive de ce matériau in vivo.

e) Ciments renforcés par des fibres de polymères Gorst et al.[60] ont montré que l’incorporation de fibres Polyglactin 910® dans un

ciment bruchitique permet d’augmenter le module d’Young et la résistance en flexion quatre points respectivement de 5 et 7 fois par rapport au ciment non renforcé. L’orientation spatiale des fibres influence les propriétés mécaniques : lorsque les fibres sont distribuées de façon régulière dans le ciment les auteurs observent une augmentation de la résistance en flexion et une réduction du module d’Young par rapport à une distribution aléatoire.

f) Granules de phosphate de calcium dans la fibrine Jegoux et ses collaborateurs[61] ont proposé un composite macro-et micro-poreux,

bioactif, qui résulte du mélange de granules de phosphate de calcium avec de la fibrine. Il en résulte une pâte qui peut facilement combler des cavités de géométrie complexe, tout comme les ciments phosphocalciques.




A.III.2) Obtention des structures composites poreuses

Nous allons décrire brièvement les techniques les plus utilisées pour la fabrication de scaffolds composites.

La séparation de phase (en anglais, thermally induced phase separation ou TIPS) est

une technique qui permet d’atteindre des taux de porosité élevés avec une très bonne interconnectivité. Pour cela, des charges minérales sont ajoutées à une solution de polymère. Le mélange obtenu est sonifié, puis trempé dans l’azote liquide. Une fois solidifié, le solvant est sublimé sous vide. Ainsi, il est possible de produire des structures des structures anisotropes avec des pores tubulaires. Les inconvénients sont liés aux temps relativement longs nécessaires pour sublimer le solvant et au retrait. Cette technique a été utilisée entre autres pour l’élaboration de scaffold en PDLLA chargés avec des particules de Bioglass[53].

Une technique classique de préparation de scaffolds en céramique ou en polymère est

la lixiviation de porogène. Le porogène est le plus souvent un sel soluble qui peut mélangé au polymère et à la céramique ; le porogène peut être éliminé par lavage. Il est important d’avoir un bon contrôle de la taille des particules utilisé comme porogène afin que le procédé soit reproductible. L’utilisation de porogènes permet d’avoir un bon contrôle de la taille des pores et des interconnections, mais l’interconnectivité des scaffolds est faible quand le taux de porogène est faible. Bien qu’utilisée moins souvent pour les composites, cette technique a été utilisé pour produire des composites à base de phosphate de calcium[33].

Des scaffolds composites peuvent être obtenus par « frittage » de microsphères

céramique-polymère. Ces dernières sont formées en versant la solution contenant le polymère et la céramique dans une solution contenant le surfactant. Les microsphères obtenues sont lavées et séchées, tamisées, puis mises dans un moule. Le cohesion des microsphères est obtenu en chauffant le moule. La principale limitation de cette technique est le faible taux de porosité que l’on peut obtenir (de l’ordre de 40%). Des scaffolds PLGA-Bioglass® ont pu être obtenu par cette technique[62].

Le revêtement d’un scaffold par une deuxième phase est une technique

d’élaboration simple. Le revêtement peut être obtenu par immersion ou par électrophorèse. Ainsi, un scaffold polymère peut être revêtu par une couche céramique par immersion dans une barbotine (par exemple un scaffold PLGA recouvert par du Bioglass® [55]) et un scaffold céramique peut être revêtu par une couche polymère par immersion dans une solution organique (par exemple un scaffold en hydroxyapatite recouvert avec un alcool polyvinylique[57]). L’avantage de cette technique est sa simplicité, mais des limitations existent en termes de viscosité de la solution/dispersion utilisée pour créer le revêtement.

Le prototypage rapide regroupe une série de techniques récentes qui permettent d’obtenir des structures avec une taille et une morphologie des pores très bien contrôlées. Il est possible d’obtenir des structures complètement interconnectées. La reproductibilité avec cette technique est très bonne. Aussi, il est possible de produire des pièces de géométrie complexe ; en effet, on pourrait même imaginer que le substitut osseux soit préparé ad hoc pour chaque patient. Parmi les composites préparé par cette technique, on peut citer le composite PLLA/TCP (élaboré par une méthode de déposition couche par couche)[63].




A.III.3) Scaffolds composites : perspectives Le domaine de recherche sur les substituts osseux est en pleine expansion et devrait

bénéficier aussi des progrès des techniques de microchirugie, qui pourraient aider à résoudre le problème d’une vascularisation rapide des implants.

Aussi, le design assisté par ordinateur et la SFF (solid-free form fabrication) devraient permettre de recréer l’interface os-cartilage.

Nous avons délibérément choisi de ne pas traiter l’aspect de fonctionnalisation des surfaces des biomatériaux avec des séquences peptidiques facilement reconnues par les cellules (intégrines, laminines, séquences RGD) mais leur introduction a déjà montré ses potentialités[64].

A.IV. Objectifs de cette thèse La recherche dans les matériaux pour le comblement osseux est très active et au cours

des années, différentes solutions ont été proposées, chacune présentant des avantages spécifiques mais sans toutefois arriver à répondre à la totalité du cahier de charges.

Cette thèse a pour objectif l’élaboration de substituts osseux manipulables, notamment lors de la mise en place par le chirurgien. Nous avons élaboré et caractérisé deux types de scaffolds composites organique-inorganique (ou polymère-céramique) pour la substitution osseuse : un premier à matrice céramique, le second à matrice polymère. Les composites sont obtenus via l’infiltration d’un scaffold par une deuxième phase. Ce concept a déjà été présenté en littérature, mais il manquait une étude approfondie de la variation des paramètres de l’élaboration et des mécanismes de renforcement intervenant dans ces composites.

Grâce à leurs bonnes propriétés biologiques (biocompatibilité, bioactivité) et leurs succès cliniques dans certaines applications (par exemple pour la reconstruction de la métaphyse et de l’acétabulum), les composés biphasés d'hydroxyapatite (HAP) et phosphate tricalcique (TCP) sont de bons candidats pour le comblement osseux, en particulier sous leur forme frittée macroporeuse. Néanmoins, la fragilité des phosphates de calcium empêche leur utilisation dans des zones chargées mécaniquement et rend délicate leur manipulation par le chirurgien. Le dépôt d’une mince couche de polymère biocompatible[57,59,65] sur la surface des pores de ces matériaux peut être une solution efficace pour résoudre ces problèmes. Comme schématisé sur la figure A-9, ceci peut être réalisé en infiltrant les céramiques poreuses par une solution de polymère ; après l’évaporation du solvant, une couche mince de polymère recouvre les parois de la céramique. Au cours de cette thèse on étudiera comment obtenir un revêtement homogène de la céramique, et les propriétés mécaniques seront examinées et mises en relation avec la microstructure du composite. La dernière étape est représentée par des essais de cytocompatibilité du composite ainsi obtenu.

Figure A-9 : principe de l’infiltration d’une préforme de céramique poreuse (en bleu) par une solution polymère (ici Poly(ε-caprolactone), PCL) (en rouge).




L’approche inverse, qui consiste à recouvrir un scaffold polymère avec un ciment phosphocalcique, est tout aussi intéressante. En effet, les scaffolds polymères sont facilement manipulables et peuvent garantir un contact intime avec les parois de cavités de forme complexe, mais ils ne sont pas bioactifs. D’autre part, les ciments phosphocalciques (CPC) injectables représentent une solution adaptée pour réparer des os ostéoporotiques. Ils présentent à la fois une bioactivité suffisante, une microporosité adéquate et des propriétés mécaniques comparables à celles de l’os spongieux[66]. 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.

En s’appuyant sur ces études existantes et dans le but de répondre au mieux aux exigences de maniabilité des substituts exprimés par les chirurgiens orthopédiques, nous avons conçu un composite innovant. L’idée est de créer un substitut osseux de caractéristiques adaptées à chaque étape du processus de comblement osseux. Pour cela une mousse polyuréthane élastomère biorésorbable sera recouverte avec un ciment phosphocalcique (voir figure A-10) et la prise aura lieu in-situ.

Figure A-10 : principe de l’infiltration d’une préforme de polymère poreuse (en rouge) par un liant hydraulique (ici ciment phosphocalcique, ciment CaP) (en bleu).

A la fin de cette thèse, les deux types de composites seront comparés du point de vue

de la facilité de mise en œuvre, de la microstructure obtenue et des propriétés biologiques et mécaniques.




A.V. Références bibliographiques du chapitre A

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