Chapitre V : Etude des propriétés mécaniques et biologiques des céramiques
III.2. Caractérisation des céramiques composites
III.2.2. Composite céramique à base d’hydroxyapatite silicatée n-Si 0.8 HA
III.2.2.a. Caractérisation structurale
Afin de déterminer les effets des s-MWNTs sur la stabilité de la structure cristalline de la matrice apatitique n-Si0.8HA, une analyse DRX a été réalisée sur la composition n-Si0.8HA/s- MWNTs (2%) frittée sous atmosphère d’azote. La figure V-13 présente parallèlement les diffractogrammes DRX des compositions n-Si0.8HA/s-MWNTs (2 %) et n-Si0.8HA/o-MWNTs (3%) frittés à 1000 °C pendant 6 heures sous une atmosphère d’azote. Les diagrammes de diffraction des rayons X obtenus, sont presque identiques et coïncident avec celui d’une apatite bien cristallisée.
On constate également, l’existence de deux pics supplémentaires, localisés à 26,4 ° et à 42,6 °, caractéristiques de la diffraction du carbone graphite selon les plans (002) et (100) (PDF Card N° 23‐0064) [258].
Ces observations affirment une bonne rétention des s-MWNTs au niveau de la matrice n-Si0.8HA. Aucune phase secondaire n’a été détectée, justifiant ainsi que l’incorporation des s- MWNTs, n’avait aucune influence sur la stabilité thermique de la structure apatitique de n - Si0.8HA.
Figure V-13: Spectres de diffraction des rayons X des composites n-Si0.8HA/s-MWNTs (2 %) (a) et n-Si0.8HA/o-MWNTs (3 %) (b), frittés à 1000°C pendant 6 heures sous azote
20 25 30 35 40 45 50 55 60 * C ( 10 0 ) * * * C ( 0 02 ) *NTCs (b) (a) 2 theta (°) Intensité (u.a.)
154 III.2.2.b. Caractérisation mécaniques
L’évolution de la densité relative des compositions n-Si0.8HA/s-MWNTs, en fonction de la quantité de s-MWNTs incorporée dans la matrice n-Si0.8HA est présentée sur la figure V-14. La densité relative de la matrice monolithique n-Si0.8HA est d'environ 85 % de la densité théorique d’une hydroxyapatite stœchiométrique (3,156 g cm3
).
On observe clairement que l’introduction des s-MWNTs ou bien des o-MWNTs a provoqué des tendances progressives à la baisse des densités des deux composites n-Si0.8HA/o-MWNTs et n-Si0.8HA/s-MWNTs.
L’introduction de fortes teneurs en s-MWNTs ou bien en o-MWNTs (supérieures à un pourcentage massique de 2%) a été clairement accompagnée d'une chute brutale de la densité relative des composites étudiés, jusqu’à atteindre des densités relatives de 84,53 % et de 84,48 % pour un pourcentage massique de dopage égal à 5%. Ces diminutions pourraient être expliquées par la formation d’agglomérats de nanotubes de carbone, qui exercent un effet inhibiteur de densification de la matrice n-Si0.8HA.
Figure V-14: Evolution de la densité relative de la matrice n-Si0.8HA en fonction du taux massique de dopage en o-MWNTs (a) et en s-MWNTs (b)
Les effets des o-MWNTs et des s-MWNTs sur l’évolution de la résistance à la flexion de la matrice céramique n-Si0.8HA sont illustrés sur la figure V-15.
0,00 0,05 0,10 1 2 3 4 5 84,4 84,5 84,6 84,7 84,8 84,9 85,0 85,1 (b) (a) Densité rela tiv e (%) Teneur massique en NTCs (%)
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La résistance à la flexion de la matrice monolithique compacte n-Si0.8HA est d'environ 31,3 MPa.
Il est évident que l’usage de faibles quantités (inférieures à 0,1%) de nanotubes de carbone (o- MWNTs ou bien s-MWNTs), n’avait entrainé aucune amélioration significative de la résistance à la flexion de la matrice céramique étudiée.
Des améliorations de la résistance à la flexion ne sont observées qu’au-delà d’une valeur de dopage de l'ordre de 0,1% en s-MWNTs. On remarque une augmentation progressive de la résistance en fonction du taux de dopage.
La résistance à la flexion du matériau compact n-Si0.8HA a franchi une valeur de 58,3 MPa, pour un taux de dopage optimal de 2 %, ce qui signifie une augmentation de 86,26 % par rapport à la résistance à la flexion, initialement mesurée sur le matériau monolithique étudié.
Figure V-15: Evolutions de la résistance à la flexion de la matrice n-Si0.8HA en fonction du taux massique de dopage en o-MWNTs (a) et en s-MWNTs (b)
Comparé aux résultats obtenus lors de l’usage des o-MWNTs, comme agent de renfort, les s- MWNTs ont exprimé une aptitude plus efficace à la consolidation de la matrice n-Si0.8HA. Ces résultats sont similaires à ceux obtenus précédemment, lors de l’étude comparative de la consolidation de la matrice n-HA par usage de o-MWNTs et de s-MWNTs.
0,00 0,05 0,10 1 2 3 4 5 25 30 35 40 45 50 55 60 65 (a) (b) Teneur massique en NTCs (%) R és is ta n ce à l a f le x io n ( MP a )
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L’amélioration des propriétés mécaniques par rapport à celles obtenues lors de l’usage des o- MWNTs, est essentiellement due à l’établissement de fortes liaisons : ponts silane entre la matrice n-Si0.8HA et l’agent de renfort : les nanotubes de carbone.
L’existence de ponts silane a contribué à la mise en œuvre d’un très bon transfert de charge de la matrice n-Si0.8HA vers l’agent de renforts s-MWNTs, lors de l’application de la contrainte mécanique.
L’examination de la figure V-15 montre qu’un excès de s-MWNTs (au-delà de 2%), s’avère inefficace en termes de consolidation du matériau étudié.
Le même phénomène a été observé dans le cas des céramiques nanocomposite n-Si0.8HA/o- MWNTs, mais au-delà d’un taux massique égal à 3% en o-MWNTs.
En effet, les améliorations des propriétés mécaniques du composite n-Si0.8HA/s-MWNTs initialement observées, sont dues aux capacités des nanotubes de carbone à inhiber la propagation de fissures et à absorber l'énergie de charge, lors de l’application de contraintes mécaniques.
Les affaiblissements des résistances mécaniques, observés respectivement au-delà 2% dans le cas des s-MWNTs et 3 % dans le cas des o-MWNTs, pourraient être expliqués par une tendance des nanotubes de carbone à s’agglomérer sous forme d’agrégats pour constituer des points de concentration de contrainte. Ces derniers provoquent une distribution non uniforme de l’énergie absorbée lors de l’application de charges mécaniques. D'autre part, les agglomérations de MWNTs inhibent davantage la croissance des grains par inhibition de la mobilité des joints de grains lors du frittage; ce qui empêche l’accomplissement d’une densification totale du matériau.
On peut conclure qu’à fortes teneurs, les actions de renforts exercées par les nanotubes de carbone ne parviennent pas à compenser d’une manière efficace les effets négatifs qui proviennent d’une baisse brutale de la densité relative des céramiques composites (84,48 % pour nSi0.8HA/oMWNTs et 84,53% pour nSi0.8HA/sMWNTs).
Après avoir mis en évidence la contribution de l’agent de couplage silane sur l’amélioration des propriétés mécaniques de la matrice n-Si0.8HA, la biocompatibilité de la composition n- Si0.8HA/s-MWNTs (2 %) en termes de ses capacités à initier la formation et la croissance d’apatite néoformée, a fait l’objet d’une étude en milieu acellulaire SBF.
157 III.2.2.c. Caractéristiques biologiques
Les morphologies illustratives de la surface de la composition n-Si0.8HA/s-MWNTs (2 %), avant et après immersion, pendant différentes périodes dans la solution SBF, sont présentées sur la figure V-16.
L’image MEB de la surface de l'échantillon avant immersion dans la solution SBF (Figure V-16(a)) présente une surface lisse.
Après 3 jours d’immersion (Figure V-16 (b)), la surface du composite montre quelques signes de dissolution de la surface de la céramique, traduits par une augmentation de la rugosité de surface.
Cette dissolution de surface se manifeste, suite à la réaction entre la matrice n-Si0.8HA et la solution SBF. Ce phénomène qui est similaire à celui observé lors de l’étude de la bioactivité de la matrice n-Si0.8HA/s-MWNTs (2 %) (Chapitre III, figure IV-9(b)), provoque une saturation du SBF en ions calcium et phosphore.
L'augmentation de la rugosité de surface, contribue à la génération de nouveaux sites de nucléation d’apatite nouvellement formée. Le taux de croissance de la couche néoformée est directement lié au nombre de sites de nucléation crées sur la surface du composite étudié. Après 7 jours d’immersion (figure V-16(c), la surface de n-Si0.8HA/s-MWNTs (2 %) montre des signes de formation d’une distribution irrégulière de particules granulaires de forme sphérique. La taille de ces nanoparticules peut être estimée à 2,8 – 4,6 nm de diamètre.
L’augmentation de la durée d’immersion s’est accompagnée d’une croissance de la population et de la taille des particules déposées sur la surface.
La figure V-16 (d), obtenue après deux semaines d’immersion, révèle l'apparition d'un grand nombre de petits granules, dont la densité augmente jusqu’à formation d’une couche en surface de la céramique. Après 3 semaines d’immersion, cette couche bio-mimétiquement formée, devient plus dense et plus compacte (figure V-16 (e)) et recouvre presque la totalité de la surface.
L’analyse élémentaire par énergie dispersive X (EDX) de la couche néoformée sur la surface de l’échantillon étudié, après trois semaines d’immersion, est exposée sur la figure V-16 (f). Le spectre de dispersion d’énergie X, montre que la couche néoformée est principalement constituée de calcium, de phosphore et d’oxygène. L’intensité du pic de calcium est toujours supérieure à celle du phosphore avec un rapport molaire Ca / (P + Si) presque égal à 1,96.
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La figure V-16 (f) révèle aussi la présence du silicium, ainsi que l’incorporation d’autres éléments (Na, Cl et Mg) au niveau des couches bio-mimétiquement déposées.
Figure V-16: Micrographies MEB des surfaces du composite n-Si0.8HA/s-MWNTs (2 wt%): sans immersion (a), après 3 (b), 7 (c), 14 (d) et 21 jours immersion dans le SBF et résultat
d’analyse chimique par EDX après 21 jours d’immersion (f)
Ce résultat est identique à celui précédemment obtenu, lors de l’étude de céramiques à base de n-Si0.8HA/o-MWNTs (3 %) (Chapitre III, figure IV-9(b)) et met en évidence la capacité de la composition céramique composite n-Si0.8HA/s-MWNTs (2 %), à induire la nucléation et la croissance d'apatite néoformée.
(a)
(b)
(c)
(d)
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Les spectres de diffraction des rayons X du composite n-Si0.8HA/s-MWNTs (2 %) enregistrés pendant différentes périodes d’immersion sont présentés sur lafigure V-17.
Tous les diffractogrammes sont identiques et présentent les caractéristiques d’une structure apatitique (PDF card ICDD 9-432), avec la présence du pic caractéristique du carbone graphite (002) dont l’intensité diminue au cours de l’immersion. Cette diminution progressive est similaire à celle observée précédemment lors de l’étude du composite n-Si0.8HA/o- MWNTs (3 %) en milieu SBF (Chapitre III, figure IV-10) et pourrait être liée à la formation d'une nouvelle couche d'apatite qui recouvre la surface du composite et qui forme écran sur la diffraction des s-MWNTs. Aucune phase supplémentaire n’a été observée après immersion dans la solution SBF.
Figure V-17: Spectres de diffraction des rayons X de la surface du composite n-Si0.8HA/s- MWNTs (2 %): sans immersion (a), après 3 (b), 7 (c), 14 (d) et 21 jours immersion dans le
SBF 20 25 30 35 40 45 50 55 60 C ( 0 02 ) * * * * * *s-MWNTs (e) (d) (c) (b) (a) 2 theta (°) Intensité (u.a.)
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Les évolutions des concentrations ioniques en calcium et en phosphore dans les solutions d'immersion, ainsi que les variations de pH en fonction du temps d'immersion sont représentées sur la figure V-18.
Cette figure montre une allure similaire à celle observée lors de l’étude du composite n-Si0.8HA/o-MWNTs (3 wt. %) en milieu SBF (Chapitre III, figure IV-11).
En effet, les résultats obtenus indiquent des augmentations initiales des concentrations ioniques mesurées jusqu'à atteindre des valeurs maximales, après 7 jours d’immersion.
Ce qui témoigne de la dissolution de la surface de la céramique et libération d’ions Ca et P. La même tendance à la croissance a été observée au niveau du pH des solutions SBF, qui a atteint une valeur maximale de 7,5 après 10 jours d’immersion.
Figure V-18: Les évolutions du pH et des concentrations ioniques du calcium et du
phosphore dans les solutions SBF du composite n-Si0.8HA/s-MWNTs (2 %) en fonction de la durée d’immersion
Cette croissance du pH est associée à une libération de groupements hydroxyles dans le milieu SBF et pourrait être décrite par l'équation suivante:
Ca10(PO4)5.4(SiO4)0.6(OH)1.4 10 Ca2+ + 5,4 PO43 + 0,6 SiO44 + 1,4 OH Au-delà du septième jour d’immersion, les concentrations ioniques de calcium et de phosphore commencent à diminuer et continuent à décroître progressivement.
0 5 10 15 20 7,40 7,42 7,44 7,46 7,48 7,50 7,52 pH pH Ca P
Durée d'immersion (jours)
Concentrations ioni ques (mM) 0,75 1,00 1,25 1,50 1,75 2,00 2,25 2,50 2,75 3,00 3,25 3,50
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Les diminutions de concentrations constituent un signe du début d’un processus continuel de recristallisation d’une couche phosphocalcique.
Les résultats d’analyses par ICP-AES sont en bon accord chronologique avec les observations de morphologie de surface par microscopie MEB (figure V-16).
Il est évident que la présence de s-MWNTs dans la matrice n-Si0.8HA, n’avait entrainé aucun effet inhibiteur du phénomène de nucléation d'une nouvelle couche apatitique sur la surface de la matrice n-Si0.8HA.
Conclusion
Plusieurs compositions de céramiques nanocomposites renforcées par des nanotubes de carbone greffés au tétraéthoxysilane, sont élaborées avec succès.
L’efficacité du pont silane comme agent de couplage entre les nanotubes de carbone et les matrices céramiques étudiés, a été mise en évidence par mesure de la résistance à la flexion. Des améliorations significatives de résistances mécaniques ont été observées en fonction du taux de s-MWNTs introduits au niveau des matrices n-Si0.0HA et n-Si0.8HA.
L'effet de la quantité de s-MWNTs incorporée sur les propriétés mécaniques a été étudié. Un taux massique de 2 % en s-MWNTs a constitué l’optimal permettant l’obtention de la valeur de résistance à la flexion la plus élevée.
Au-delà de 2 %, l’addition de quantité supplémentaire de s-MWNTs a entrainé une chute des résistances mécaniques des composites étudiés.
Les compositions présentant les valeurs de résistance à la flexion les plus élevées ont fait l’objet d’une étude en milieu SBF. Cette étude a permis de révéler une bonne activité biologique, in vitro, au niveau de la surface des compositions étudiées.
Les composites étudiés ont exprimé de bonnes capacités à induire et à promouvoir le processus de biominéralisation de couches d’apatite néoformée.
La méthode de consolidation présentée au niveau de ce chapitre, pourrait être étendue pour l’élaboration d'autres familles de composites à base de nanotubes de carbone silanisés avec
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des poudres de biocéramiques, en faisant varier le type d'agent de couplage silane. Les s- MWNT ouvrent la voie à la mise au point d’une nouvelle génération de composites destinés à des applications biomédicales dans des endroits de fortes charges mécaniques.
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Conclusion générale
Ce travail est destiné à l’élaboration et à la caractérisation de biomatériaux céramiques, dotés de propriétés mécaniques similaires à celles de l’os cortical et capables de supporter le processus de la repousse naturel du tissu osseux.
L’approche que nous avons adoptée, consiste à mimer au maximum la composition et l’organisation structurale de l’os naturel. Dans cet axe, nous avons procédé à l’élaboration de matériaux de structure et de compositions chimiques similaires à la phase minérale de l’os, ensuite nous avons renforcé ces matrices minérales, par usage de nanotubes organiques de formes et de géométries similaires aux fibres de collagènes naturels.
L’étude des céramiques composites a été abordée dans le cadre d’une approche globale, allant de la synthèse des poudres jusqu’à la caractérisation mécanique des céramiques frittées. Une évaluation biologique en milieu acellulaire SBF a été entretenue afin d’évaluer les capacités des matériaux élaborés à induire le processus de biominéralisation.
Dans une première partie de cette thèse, nous avons élaboré des nanopoudres d’hydroxyapatite pure et d’autres silicatés par synthèse hydrothermale en présence du CTAB. L’efficacité du CTAB comme agent régulateur de la taille et de la forme des nanoparticules, a été mise en évidence. L’ensemble des techniques de caractérisation a permis de démontrer les effets du silicium sur la structure de l’hydroxyapatite. En effet, l’incorporation du silicium a entrainé une certaine déstabilisation de la structure apatitique, mise en évidence par un décalage des températures de déshydroxylation et de décomposition thermique vers des températures plus basses. Les analyses structurales des compositions traitées à 1100 °C, ont permis de démontrer qu’il a été impossible de fritter les échantillons dopés par de fortes teneurs en silicium (x ≥ 0.8), sans décomposition de l’hydroxyapatite en phosphate tricalcique β-TCP.
Ensuite, des céramiques denses à base de nanopoudres d’hydroxyapatite silicatée, sont élaborées. Les matériaux sont préparés par pressage uniaxial, suivi d’un frittage à 1000°C. Les essais de flexion trois points, ont mis en évidence des effets négatifs du silicium sur les propriétés mécaniques des céramiques. En effet, le silicium a inhibé le processus de densification. Il s’est avéré qu’il a été impossible d’atteindre une densification totale des compositions présentant de fortes teneurs en silicium. L’incorporation du silicium a donc engendré une chute des densités des céramiques nSixHA, ainsi qu’un affaiblissement de leurs résistances à la flexion. L’aptitude des biocéramiques nSixHA à induire le processus de
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biominéralisation a été vérifiée en milieu acellulaire SBF. Toutes les compositions céramiques ont exposé leur habilité à induire le processus de la biominéralisation d’une couche néoformée d’apatite carbonatée.
Les tests ont clairement démontré une influence notable du silicium sur le comportement de l’hydroxyapatite. L’introduction du silicium a engendré une transformation de l’hydroxyapatite d’un matériau à caractère relativement stable en milieu SBF, en un matériau à surface bioactive, capable de favoriser la repousse osseuse en milieu biologique.
L’étude du renforcement de la matrice phosphocalcique a fait l’objet de la troisième et de la quatrième partie de ce travail. Dans une première étape nous avons étudié l’usage de nanotubes de carbone oxydés, ensuite nous avons fait appel à l’usage de nanotubes de carbone greffés par du silane. Des céramiques nanocomposites à base de n-Si0.8HA/o-MWNTs ont été élaborés par pressage uniaxial, suivi d’un frittage sous atmosphère inerte. Plusieurs compositions, comportant différentes teneurs en nanotubes de carbone ont été élaborées et caractérisées. L’efficacité des o-MWNTs, comme agent de renfort, a été vérifiée par mesure de la résistance à la flexion. Des améliorations significatives de résistances mécaniques, ont été observées. Les valeurs de résistances mécaniques mesurées, dépendent directement du taux des o-MWNTs introduits au niveau de la matrice n-Si0.8HA.
Un taux massique de 3% en o-MWNTs constitue l’optimal, qui a permis de franchir la valeur de résistance à la flexion la plus élevée. Au-delà d’un taux de 3%, l’addition supplémentaire de o-MWNTs a engendré une décroissance des densités des céramiques composites, ainsi qu’un affaiblissement de leurs résistances à la flexion.
L’étude biologique en milieu SBF menée sur la composition n-Si0.8HA/o-MWNTs (3 %) a révélé une bonne activité biologique in vitro, traduite par de bonnes capacités à induire et à promouvoir le processus de biominéralisation.
Dans une étape antérieure, nous avons préparé plusieurs compositions de céramiques nanocomposites renforcées par des nanotubes de carbone greffés au tétraéthoxysilane.
L’efficacité du pont silane comme agent de couplage nanotubes de carbone / matrices céramiques n-Si0.0HA et n-Si0.8HA, a été mise en évidence par mesure de la résistance à la flexion. Des améliorations significatives ont été observées en fonction du taux de s-MWNTs introduits au niveau des matrices céramiques. Comparés aux o-MWNTs, les s-MWNTs ont
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montré un pouvoir de renforcement plus élevé. Un taux massique de 2 % en s-MWNTs a constitué l’optimal, permettant d’atteindre la valeur de résistance à la flexion la plus élevée. Au-delà de 2 %, l’addition de quantité supplémentaire de s-MWNTs s’est avérée inefficace et une chute des résistances mécaniques des composites a été observée.
Les compositions présentant les valeurs de résistance à la flexion les plus élevées ont fait l’objet d’une étude en milieu SBF. Les composites étudiés ont exprimé de bonnes capacités à induire et à promouvoir le processus de biominéralisation.
Perspectives
L’approche de consolidation, présentée au niveau de ce manuscrit, ouvre la voie à la mise au point d’une nouvelle génération de composites destinés à des applications biomédicales, dans des sites soumis à de fortes sollicitations mécaniques. Les méthodes de consolidation présentées au niveau de cette de thèse pourraient être étendues pour l’élaboration d'autres familles de composites à base de nanotubes de carbone silanisés.
D’autre part, il est extrêmement important de mener des études théoriques pour modéliser le mécanisme de renfort de matériaux céramiques par usage de s-MWNTs et chercher à comprendre le mécanisme de rupture des composites céramiques / nanotubes de carbone lors de l’application de contraintes mécaniques.
Une étude de l’évolution des propriétés mécaniques des céramiques composites, après immersion dans le SBF, paraît utile pour prévenir d’éventuelles évolutions du comportement mécaniques au niveau des milieux biologiques.
Une étude en milieu biologique à l’aide de cellules de la lignée ostéoblastique, s’avère nécessaire pour valider définitivement la biocompatibilité des matériaux composites faisant l’objet de ce travail de thèse.
Un usage de nanotubes inorganiques (nanotubes de silice, nanotube de vanadium et nanotube de titane) pourra faire l’objet d’une étude de renfort de matrices phosphocalciques composites frittées à hautes températures.
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Mesure de la surface spécifique par adsorption/désorption d’azote
Les valeurs des surfaces spécifiques des échantillons ont été déterminées par la méthode de Brunauer Emmett Teller BET. Cette méthode est basée sur l’adsorption et la désorption d’azote ultra pur. Les mesures ont été effectuées à l’aide d’un appareil Quantachrome Autosorb-1. Cet appareil permet la mesure de la surface spécifique dans le domaine de 0,01 à