Caractérisation électrochimique et biologique du Ti

Rapports scientifiques volume 13, Numéro d'article : 2312 (2023) Citer cet article

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Les performances des alliages de titane biomédicaux actuels sont limitées par des conditions inflammatoires et inflammatoires sévères après implantation. Dans cette étude, un nouvel alliage Ti–Nb–Zr–Si (TNZS) a été développé et comparé au titane commercialement pur et à l'alliage Ti–6Al–4V. Les paramètres électrochimiques des échantillons ont été surveillés pendant 1 h et 12 h d'immersion dans une solution saline tamponnée au phosphate (PBS) en tant que milieu normal, PBS/peroxyde d'hydrogène (H2O2) en tant qu'agent inflammatoire et PBS/H2O2/albumine/lactate en tant que milieu inflammatoire sévère. Les résultats ont montré un effet du H2O2 en condition inflammatoire et le comportement synergique du H2O2, de l'albumine et du lactate en condition inflammatoire sévère vers la diminution de la résistance à la corrosion des biomatériaux en titane. Les tests électrochimiques ont révélé une résistance à la corrosion supérieure du TNZS dans toutes les conditions en raison de la présence de phases siliciures. Le TNZS développé a été testé pour une enquête ultérieure sur la culture cellulaire afin de comprendre sa nature de biocompatibilité. Il a montré des interactions cellules-matériaux favorables in vitro par rapport à Ti–6Al–4V. Les résultats suggèrent que l'alliage TNZS pourrait être un biomatériau compétitif pour les applications orthopédiques.

La demande d'implants artificiels augmente à mesure que la population âgée augmente dans les différents pays1. Environ 80 % des implants commerciaux sont constitués de biomatériaux métalliques pour corriger les déformations du système squelettique2,3. Le titane commercialement pur (CP-Ti, grade 2, UNS R50400) est traditionnellement utilisé comme biomatériaux métalliques dans les dispositifs dentaires, les remplacements orthopédiques articulaires et les stents cardiovasculaires en raison de sa bonne résistance à la corrosion et de sa biocompatibilité satisfaisante4. Le CP-Ti n'a pas toutes les propriétés souhaitables pour les implants biomédicaux, c'est pourquoi l'alliage Ti–6Al–4V (également connu sous le nom d'alliage de grade 5, UNS R56400) avec une résistance plus élevée est également le plus largement utilisé5. Cependant, on s'inquiète de plus en plus de la corrosion et de l'élution correspondante de l'aluminium et du vanadium qui ont des effets toxiques et secondaires sur les applications à long terme6,7 et de nouveaux alliages de titane améliorés avec un module élastique inférieur, une résistance plus élevée et des performances biologiques supérieures sont en cours de développement7,8.

L'un des alliages développés sans aluminium ni vanadium est basé sur le système Ti – Nb – Zr (UNS R58130 par ASTM F1713) a plus d'éléments Nb et Zr biocompatibles et un module de Young inférieur dans une plage de 60 à 80 GPa9,10,11. La combinaison de Nb et de Zr dans cet alliage a donné une structure proche de la phase β-Ti plus résistante à la corrosion que les phases α-Ti et β-Ti, mais elle n'a pas atteint le niveau souhaité de résistance à la biocorrosion sans compromettre sa réactivité vis-à-vis des cellules12. Parmi les autres additifs possibles, le silicium a été considéré comme un élément vital dans le corps humain pour les réactions biologiques, fournissant une force motrice pour la croissance et le développement de nouveaux tissus osseux et conjonctifs13,14.

Après une implantation de biomatériau, le système immunitaire du corps est activé pour protéger l'hôte contre les infections et les lésions tissulaires, compliquées en outre par une réaction à corps étranger15,16 et un dépôt en surface de diverses biomolécules et protéines telles que l'albumine17. Les leucocytes augmentent leur consommation d'oxygène en utilisant la bouffée respiratoire pour produire des espèces réactives de l'oxygène (ROS), de l'acide lactique, y compris du peroxyde d'hydrogène (H2O2) et ses dérivés, et de l'acide hypochloreux (HOCl) dans le milieu extracellulaire16,18,19,20. Pour le tissu osseux, les ostéoclastes expriment également HCl qui, ensemble, crée un environnement acide oxydatif avec une diminution du pH de neutre à 5 et plus bas pendant l'inflammation18. Dans l'état inflammatoire sévère, les neutrophiles, les macrophages et les micro-organismes peuvent créer un milieu très oxydatif et acide avec un pH ⁓ 2–3 autour de l'implant, suffisant même pour dissoudre des matériaux très résistants tels que l'or21. Le film protecteur passif sur le titane dans ces conditions commence à subir une dégradation, accélérant la vitesse de corrosion et provoquant une rugosité de surface et la formation d'un composé TiOOH poreux intensément hydraté22,23,24,25. Des études récentes ont montré que la combinaison d'albumine et de H2O2 accélérait la vitesse de corrosion de CP-Ti et de Ti–6Al–4V26,27 et que la présence d'acide lactique et de H2O2 diminuait considérablement la résistance à la corrosion28,29. En raison de la complexité de l'environnement in vivo, la corrosion des implants en Ti peut être considérablement accélérée, ce qui réduit considérablement la durée de vie de l'implant et augmente le risque de défaillance30,31. Par conséquent, des additifs d'alliage appropriés aux alliages de titane haute performance sont nécessaires pour prévenir les échecs d'implants dans des conditions inflammatoires. Le silicium a été introduit dans certains alliages à base de Ti32,33,34, mais il n'a pas encore été suffisamment analysé lorsqu'il est ajouté au système Ti-Nb-Zr. Il y a donc un intérêt à évaluer en tant qu'alliage Ti–Nb–Zr–Si comme matériau potentiel pour des applications orthopédiques.

Dans ce travail, un nouvel alliage Ti–Nb–Zr–Si (TNZS) a été fabriqué et ses caractéristiques in vitro, y compris les performances de corrosion et la réponse biologique aux cultures cellulaires, ont été évaluées. Des conditions inflammatoires sévères pour la caractérisation de la corrosion électrochimique ont été simulées en incorporant du H2O2, de l'albumine de sérum bovin (BSA), du HCl et du l-lactate de calcium hydraté (CLH) dans la solution physiologique normale (le comportement de corrosion du titane a déjà été étudié lorsque l'albumine et l'acide lactique sont ajoutés séparément aux solutions contenant du H2O226,27,28,29,35,36,37,38,39,40, mais pas encore lorsque les deux sont ajoutés simultanément). À la connaissance des auteurs, la corrosion in vitro du CP-Ti, du Ti–6Al–4V et en particulier du TNZS n'a jamais été rapportée dans les conditions inflammatoires sévères. Les mesures de corrosion électrochimique du TNZS ont été effectuées dans des conditions inflammatoires et inflammatoires sévères simulées par l'ajout de H2O2 et de H2O2/BSA/CLH à la solution saline acidifiée tamponnée au phosphate (PBS), respectivement. Ces caractéristiques in vitro de l'alliage TNZS en tant que biomatériaux orthopédiques potentiels sont discutées et comparées aux CP-Ti et Ti–6Al–4Valloys conventionnellement utilisés.

Les images en microscopie optique (Fig. 1a) et SEM (Fig. 1b) de l'alliage TNZS montrent clairement des eutectiques lamellaires constitués de manière discontinue répartis sur la matrice. La figure 1c montre un diagramme XRD typique de l'alliage TNZS à α-Ti, β-Ti et les phases de siliciure intermétallique (S1 de type M5Si3 et S2 de type M2Si) ont été identifiées et bien indexées comme marquées sur les diffractogrammes. L'analyse EDS a été effectuée sur six points de la microstructure TNZS dans les différentes régions de la phase précipitée et de la matrice pour examiner la distribution élémentaire telle que présentée dans le tableau supplémentaire ST1 (fichier de données sur les matériaux supplémentaires), présentant une séparation claire des éléments entre ces phases. La matrice métallique a un rapport Nb:Zr = 2:1 alors que dans les siliciures c'est l'opposé Nb:Zr = 1:2, indiquant que l'ajout de silicium à l'alliage Ti-Nb-Zr et la formation subséquente de siliciures conduit à une liaison plus élevée du zirconium dans les phases intermétalliques laissant le niobium enrichir la phase métallique34,41.

( a ) image OM, ( b ) micrographie SEM rétrodiffusée (BSE), ( c ) motif XRD et ( d ) micrographie BSE-SEM agrandie avec analyses ponctuelles EDS de l'alliage TNZS.

Les résultats des calculs thermodynamiques montrent que (Fig. S1a supplémentaire) pendant la solidification, la phase ß primaire se forme d'abord après la précipitation du siliciure M5Si3 (S1) en tant que phase intermétallique majeure et le transus α-ß ultérieur de la phase de solution solide métallique. La phase M2Si (S2) ne peut se former que dans les zones locales où la concentration de zirconium est plus élevée (Fig. S1b supplémentaire), car cette phase ne se forme pas dans les systèmes binaires Ti – Si ou Nb – Si. L'enrichissement de la phase métallique avec du niobium pourrait être considéré comme bénéfique du point de vue de la résistance à la corrosion de cet alliage. On peut également s'attendre à ce que si les transformations de phase suivent le diagramme (Fig. S1a supplémentaire), les siliciures S1 précipiteront dans la matrice riche en ß, fournissant un renforcement supplémentaire contre la déformation. Cela nécessite une analyse supplémentaire car les propriétés mécaniques de l'alliage TNZS ne sont pas prises en compte dans cette étude, mais cela indique une possibilité d'options supplémentaires pour la modification des propriétés de l'alliage via un traitement thermique.

La figure 2 montre l'évolution de l'OCP des échantillons après 1 et 12 h d'immersion dans des milieux normaux, inflammatoires et inflammatoires sévères. Les valeurs d'OCP ont augmenté avec le temps d'immersion dans toutes les conditions sauf l'échantillon CP-Ti dans l'état inflammatoire sévère. Cela indique que les couches d'oxyde se sont épaissies ou reconstruites en termes de structure ou de composition chimique, ce qui peut être le résultat de la suppression des réactions anodiques et d'une diminution de la densité de courant anodique42. Dans toutes les conditions, l'alliage TNZS a montré un potentiel plus noble que CP-Ti et Ti–6Al–4V, probablement en raison de la formation d'une couche passive constituée de plus d'oxyde de niobium, également plus dense et sans défaut que les couches d'oxyde se formant habituellement sur CP-Ti et Ti–6Al–4V43,44. Les fluctuations observées dans l'OCP des échantillons d'alliage TNZS dans l'environnement inflammatoire peuvent être causées par la résistance élevée de la couche passive, qui peut se rompre puis repassivée en présence de peroxyde d'hydrogène.

Surveillance OCP des échantillons CP-Ti, Ti – 6Al – 4V et TNZS exposés dans ( a ) des conditions normales simulées, ( b ) inflammatoires et ( c ) des conditions inflammatoires sévères pendant 1 h et 12 h.

Comme on le voit sur les figures 2a, b, lorsque H2O2 est ajouté au PBS (pour simuler les conditions inflammatoires), les valeurs OCP passent à des valeurs plus électropositives. Cela peut s'expliquer par la décomposition de H2O2 en H2 et O2, agissant comme une réaction cathodique supplémentaire à la réduction d'oxygène43. De plus, les études de Tengvall suggèrent que l'OCP positif dans les solutions contenant du H2O2 est souvent causé par des intermédiaires à fort caractère oxydant s'adsorbant au film passif sur Ti, tels que HO2 et HO44,45. En revanche, dans une solution inflammatoire sévère contenant du BSA et du CLH en plus de H2O2 dans du PBS (Fig. 2c), l'OCP de tous les échantillons était systématiquement inférieur à celui en présence de PBS et de H2O2 seuls (inflammatoire), mais supérieur à celui du PBS seul (milieu normal). Des études récentes ont suggéré que la BSA s'adsorbe sur les surfaces en titane par des interactions électrostatiques ou par chimisorption à travers des groupes amino/carboxylate, diminuant le taux de réduction cathodique de H2O246,47,48. Le même comportement a été rapporté dans l'ajout du CLH aux solutions contenant du H2O2, qui bloque de manière significative le site cathodique par adsorption sur la surface, entraînant des valeurs inférieures de l'OCP28,29. Cela ne signifie cependant pas que le BSA et le CLH inhibent la corrosion du Ti dans le milieu inflammatoire sévère et il semble nécessaire de réaliser des tests PDP et EIS pour des études électrochimiques ultérieures.

La figure S2a – i du fichier de données supplémentaires représente respectivement les tracés de Nyquist, du module de Bode et de la phase de Bode des tests EIS. Les symboles sont les données expérimentales et les lignes pleines sont les données d'ajustement. Le circuit équivalent (Fig. S3 supplémentaire) basé sur une seule constante de temps sur les diagrammes de Bode a été sélectionné pour représenter le phénomène de corrosion électrochimique dans des conditions inflammatoires normales, inflammatoires et sévères, qui contient la résistance de la solution (Rs), l'élément à phase constante (CPE), et la résistance de la couche passive (Rpl)49. Certaines hétérogénéités, telles que la rugosité de surface, les impuretés ou les défauts, ont rendu nécessaire l'introduction d'un élément CPE au lieu d'un simple condensateur48. L'impédance de l'élément CPE (Ohm·cm-2) peut être décrite par les paramètres Q et n à travers l'équation suivante49 :

où n est le coefficient de puissance varié entre 0 et 1, ω est une fréquence angulaire, et \(j= \sqrt{-1}\). La capacité interfaciale est généralement approximée par la valeur de Q lorsque n → 1, mais cette approche s'est avérée inexacte49. L'éq. (2) est utilisé pour calculer les valeurs de capacité effective (Ceff) de la capacité interfaciale afin qu'une valeur plus réaliste puisse être attribuée50, qui s'est avérée plus précise :

Une valeur d'épaisseur de film d'oxyde semi-conducteur (deff) formé sur des alliages de titane peut être évaluée à l'aide de cette équation51 comme :

où ε est la constante diélectrique de la couche (prise égale à 45 pour le Ti pur et ses alliages52), et ε0 est la permittivité du vide (8,85 × 10−14 F·cm−1). Les valeurs ajustées et calculées par Eqs. (1)–(3) sont répertoriés dans le tableau supplémentaire ST2. Les valeurs Rpl de tous les spécimens ont augmenté après 12 h dans toutes les solutions, suggérant la formation et la croissance du film protecteur passif. Dans les milieux inflammatoires, la concentration de H2O2 diminue avec le temps en raison de la décomposition de H2O2 en H2O et O243,53 et ici la réduction du pouvoir oxydant du milieu facilite l'auto-guérison de la couche passive. Il ressort du tableau supplémentaire ST2 que les valeurs Rpl les plus élevées parmi les échantillons ont été obtenues pour l'alliage TNZS.

Lors de la comparaison des résistances des couches passives à l'aide des valeurs Rpl désignées, l'état inflammatoire a un effet destructeur sur les couches et a provoqué une diminution de la résistance des couches passives. Cela est dû à la formation de composés complexes Ti(IV)-H2O2 en réponse à la réaction entre Ti et H2O254. La résistance à la corrosion dans les conditions inflammatoires sévères s'est sensiblement détériorée en raison de la co-présence de BSA, CLH et H2O2 où les valeurs Rpl montrent un effet synergique à la fois sur BSA et CLH sur l'augmentation de la dégradation des alliages de titane. Il a été affirmé que le potentiel d'oxydation élevé des intermédiaires ROS en présence de biomolécules produit un fort champ électrique à travers la couche passive, entraînant une accélération du processus d'oxydation du Ti55,56. Une autre explication possible de la diminution du Rpl dans un état inflammatoire sévère est la formation due à un composé chélateur de lactate lorsque le titane réagit avec CLH57,58. Un comportement similaire dans Ti a été observé lorsqu'il est exposé à l'acide lactique dans la salive artificielle57.

Les diagrammes de phase de Bode (Fig. S2i) montrent que l'alliage TNZS immergé dans le milieu inflammatoire sévère présentait des angles de phase proches de 80°, confirmant son excellente résistance à la corrosion et sa réactivité plus lente par rapport aux autres échantillons avec des angles de phase de 50°. Cela indique que la microstructure et la composition chimique déterminent le niveau de protection, régi par les couches d'oxyde passives formées sur le TNZS. Les valeurs Ceff calculées se situent dans une plage de 10–5 F·cm−2 (tableau supplémentaire ST2), ce qui est typique de ce qui a été rapporté pour le Ti en vrac et ses alliages dans les fluides corporels simulés59,60. Les valeurs calculées de l'épaisseur de la couche passive (deff) n'ont pas dépassé quelques nanomètres, ce qui est comparable aux valeurs rapportées par d'autres études électrochimiques et non électrochimiques sur des surfaces de Ti61.

La figure supplémentaire S4 illustre les courbes PDP enregistrées après 1 et 12 h d'immersion dans des conditions inflammatoires normales, inflammatoires et sévères pour tous les matériaux. Ici, le comportement à la corrosion des éprouvettes est évalué par le potentiel de corrosion (Ecorr), la densité de courant de corrosion (icorr) et la résistance de polarisation (Rp). Cette dernière pourrait être calculée par l'équation de Stern-Geary38 :

où βa et βc sont respectivement les pentes de Tafel des branches anodiques et cathodiques sur la courbe PDP. Les valeurs Ecorr, icorr et βa et βc ont été déterminées par la méthode d'extrapolation de Tafel et rapportées dans le tableau supplémentaire ST3. Le comportement de passivation typique des matériaux à base de Ti peut être responsable de l'absence de comportement de Tafel dans les branches anodiques dans des conditions normales, rendant ainsi impossible la détermination du βa, et seules les valeurs βc sont rapportées62. Les tracés icorr vs Ecorr et Rp vs Ecorr sont illustrés à la Fig. 3.

icorr vs Ecorr : (a) 1 h et (b) 12 h ; Rp vs Ecorr : (c) 1 h et (d) 12 h.

On voit que dans toutes les conditions icorr des spécimens a diminué après 12 h d'immersion. Pour les milieux normaux, cela peut être associé à la formation d'un film d'oxyde de surface stable protégeant les surfaces contre d'autres attaques. La résistance accrue à la corrosion dans les conditions inflammatoires et inflammatoires sévères peut être attribuée à la décomposition catalytique de H2O2 en H2O et O2 pendant les 12 h d'immersion qui diminuent le pouvoir oxydant des solutions43,53. D'après les branches anodiques des courbes PDP, on voit que les spécimens avaient un comportement passif dans le milieu normal mais pas dans les conditions inflammatoires et inflammatoires sévères23,27,29. Comme le montrent les figures 3a, b, l'ajout de H2O2 au PBS a entraîné une augmentation des valeurs icorr pour tous les échantillons, indiquant un taux de corrosion plus élevé dans les conditions inflammatoires. Ces résultats sont cohérents avec les études précédentes sur l'augmentation de l'icorr et la diminution de la Rp de CP-Ti et de Ti–6Al–4V dans les solutions biologiques contenant du H2O2. Semblable à l'OCP illustré à la Fig. 2b, les valeurs d'Ecorr étaient électropositives pour l'état inflammatoire (PBS contenant H2O2) par rapport à l'état normal. En présence de BSA, CLH et H2O2 dans du PBS (milieu inflammatoire sévère), icorr augmente (Fig. 3a, b) et Rp diminue (Fig. 3c, d) de manière drastique, suggérant que BSA et CLH ainsi que H2O2 ont un effet synergique sur le comportement à la corrosion des implants en Ti. Certaines fluctuations peuvent être observées sur les branches des courbes PDP de la Fig. S4 dans un état inflammatoire sévère sont attribuées à l'effet des biomolécules adsorbées sur la surface de titane sur les réactions anodiques et cathodiques dans cet état. Des fluctuations similaires dans les courbes PDP ont été précédemment observées dans les études de corrosion de l'acier inoxydable dans des solutions contenant des bactéries63.

Pour le matériau CP-Ti, une augmentation progressive de l'icorr a été observée dans des conditions inflammatoires et inflammatoires sévères, ce qui suggère que la surface du CP-Ti s'oxyde en présence de H2O2, mais l'oxyde formé se dissout plus rapidement que nécessaire pour fournir une protection adéquate64. L'alliage Ti–6Al–4V a montré de meilleures performances de corrosion que le CP-Ti dans toutes les conditions, ce qui est conforme à la littérature65. Là, la plus faible résistance à la corrosion a été observée dans les milieux inflammatoires par rapport à l'état normal. Il a été suggéré que l'augmentation de l'icorr dans cette condition est causée par la dissolution de l'oxyde de vanadium à la surface de l'alliage Ti–6Al–4V, puis la génération de lacunes dans les couches d'oxyde, encore renforcées par les ions H2O2 et Cl-46,65. En termes d'icorr, l'alliage TNZS a montré les valeurs les plus basses entre tous les échantillons dans tous les milieux et temps d'immersion, et il a également eu moins de fluctuations que pour l'alliage Ti–6Al–4V. Il a été discuté que plus de fluctuations de courant observées dans les branches anodiques sont liées à la rugosité de surface et à la formation/destruction continue de piqûres métastables sur la surface de l'électrode54,66, indiquant que les couches passives sur Ti–6Al–4V sont moins stables dans ce milieu.

La résistance à la corrosion la plus élevée du TNZS peut être principalement attribuée à l'ajout de Nb en particulier, et dans une moindre mesure aux éléments Zr et Si dans l'alliage, entraînant la formation d'un film d'oxyde plus inerte et stable. D'autres études ont montré qu'un alliage ternaire Ti-Nb-Zr a amélioré la stabilité des films de surface présentant une résistance exceptionnellement élevée aux acides oxydants39,43. Certains rapports ont montré le rôle du Si dans la stabilisation des phases cristallisées dans les alliages à base de Si-Nb qui pourraient être utiles pour favoriser la résistance à la corrosion67,68,69,70. Il a également été rapporté que l'ajout de Si peut améliorer la résistance à la corrosion des alliages de Ti dans des solutions acides en raison de la formation de couches passives stables de SiO2 et de TiO2 dopé au Si sur l'alliage Ti-Si34,71. Les performances de corrosion impressionnantes de l'alliage TNZS dans des conditions inflammatoires et inflammatoires sévères sont dues à la présence d'une matrice α + β enrichie en Nb et de phases intermétalliques S1/S2. Le tableau supplémentaire ST4 compare les paramètres de corrosion extraits des courbes PDP de l'alliage TNZS fabriqué dans cette étude avec les alliages Ti–Nb–Zr–Me (Me = métal) rapportés dans la littérature, montrant que l'alliage TNZS est moins sensible à la corrosion que les alliages CP-Ti, Ti–6Al–4 V et Ti–Nb–Zr–Me72,73,74,75,76 lorsqu'ils sont exposés à des conditions similaires.

La figure 4 représente les images SEM en vue de dessus des spécimens après 12 h d'immersion et l'enregistrement des courbes PDP correspondantes dans chaque solution simulée. Les résultats de l'analyse élémentaire EDS des zones spécifiées de la Fig. 4 sont répertoriés dans le tableau supplémentaire ST5. Il existe des différences évidentes dans les morphologies de surface entre les échantillons CP-Ti, Ti–6Al–4V et TNZS dans des conditions inflammatoires normales, inflammatoires et sévères. Comme le montrent les figures 4a à c, la corrosion par piqûres inférieure et la rugosité de surface se sont produites pour le CP-Ti, dans toutes les conditions simulées. La diminution de la quantité de Ti et l'augmentation de la quantité d'oxygène dans les conditions inflammatoires et inflammatoires sévères indiquent la promotion du taux de dégradation de l'implant et la croissance de la couche d'oxyde au fil du temps pour ces environnements par rapport à la condition normale.

Micrographies SEM de surface supérieure d'échantillons exposés dans des conditions inflammatoires normales, inflammatoires et sévères simulées pendant 12 h : ( a – c ) CP-Ti, ( d – f ) Ti – 6 Al – 4 V et ( g – i ) TNZS.

Dans les micrographies de l'alliage TNZS exposé dans la solution normale (Fig. 4g), il y a moins de piqûres et de produits de corrosion localisés, et la surface polie avec des rayures est toujours visible. La figure 4e montre la morphologie des fissures de boue et les grandes fosses avec une augmentation de la teneur en Cl à la surface de Ti – 6Al – 4V, suggérant un taux de corrosion plus élevé dans une solution acide de PBS contenant du H2O2. Les mêmes morphologies ont été rapportées pour une exposition prolongée au Ti–6Al–4V dans des conditions inflammatoires23. L'adsorption des ions Cl- sur les lacunes d'oxygène en présence de H2O2 à la surface de l'oxyde/solution induit un flux de lacunes cationiques vers l'interface oxyde métallique et leur annihilation77,78. Comme le montre le tableau ST5 pour les régions C, F et I, plus de carbone est présent en corrélation avec l'adsorption attendue de BSA et de CLH sur les surfaces de Ti lorsqu'il est immergé dans le milieu de condition inflammatoire sévère29,79. Ces changements morphologiques dans les différentes conditions sont corrélés avec la variation des valeurs de n dans l'Eq. (1), car leur réduction des conditions inflammatoires et inflammatoires sévères (Tableau ST2) est indicative d'une plus grande hétérogénéité de surface dans ces conditions (Fig. 4).

Il ressort de la figure 4f que les vides intergranulaires formés par la dissolution de certains matériaux entraînent la dégradation de la surface Ti – 6Al – 4V dans les conditions inflammatoires sévères. Il est connu que la résistance aux piqûres des alliages Ti peut être considérablement réduite par l'ajout d'éléments Al et V et plusieurs études ont rapporté une corrosion de l'alliage Ti–6Al–4V en présence de H2O2 due à la dissolution de l'oxyde de vanadium77. Comparé aux matériaux CP-Ti et Ti – 6Al – 4V, le TNZS a montré des dommages de corrosion localisés plus faibles (Fig. 4h, i) dans des conditions inflammatoires et inflammatoires sévères, mais de petites piqûres et certains produits de corrosion sont néanmoins apparus à la surface. Les phases de siliciure peuvent également jouer un rôle crucial dans le comportement à la corrosion du TNZS dans des solutions acides contenant du H2O2, comme l'ont montré des études récentes, par exemple Ti5Si3 (équivalent à la phase S1 dans la présente étude) avait une excellente résistance à la corrosion dans une solution acidifiée de H2O280. On peut donc conclure que les performances de corrosion impressionnantes de l'alliage TNZS dans des conditions inflammatoires et inflammatoires sévères sont également améliorées par la présence de phases intermétalliques de siliciure.

Les résultats des interactions cellules-matériaux sont présentés à la Fig. 5 et aux Figs supplémentaires. S5–S7. Pour HOC (Fig. 5), on peut voir visuellement que les cellules sur TNZS se portent bien mieux que sur l'alliage Ti – 6 Al – 4V (avec la même morphologie de surface), bien qu'inférieures à celles du contrôle négatif. Néanmoins, la zone de couverture HOC (%) sur TNZS reste suffisamment élevée à 40–45% pour les jours 9 à 27 vs contrôle négatif (40–50%) et surtout Ti–6Al–4V (15–25% seulement). Pour HUVEC (Fig. S5), cette différence est clairement préférée pour TNZS (20–25 % au jour 15) par rapport au contrôle négatif (10 %) et Ti-6Al-4V (< 2 % seulement).

Prolifération et croissance HOC (× 100) du contrôle négatif, Ti–6Al–4V et TNZS à 1, 3, 9, 15 et 27 jours.

Dans l'analyse de l'expression génique pour HOC, des niveaux beaucoup plus élevés d'ALP et de ColI sont observés pour le TNZS, et ces différences sont stables dans le temps (Fig. S6a, b). Au premier jour, Cbfa est bien exprimé sur TNZS indiquant la nature ostéogénique potentiellement élevée de l'alliage (Fig. S6d), et OC commence à être lisible au contrôle négatif après le jour 9 (Fig. S6c), selon la différenciation des cellules ostéogéniques. Pour des raisons inconnues, l'OC n'a pas été détecté sur l'alliage TNZS, des tests supplémentaires sont donc éventuellement nécessaires. Pour les HUVEC (Fig. S7), les expressions de CD31 et de vWf sont claires sur le contrôle négatif, diminuant éventuellement dans le temps car lorsqu'il y a trop de cellules in vitro, on peut observer une diminution de l'activité cellulaire. Ces deux facteurs sont cependant plus importants pour l'angiogenèse que pour l'ostéogenèse.

Dans l'ensemble, on a pu voir que les alliages TNZS et Ti – 6Al – 4V ont présenté une bonne colonisation HOC sur le substrat, alors que pour ce dernier, le taux de prolifération est plus modeste en cas de contrôle négatif. Pour HUVEC, une petite croissance a été observée sur Ti–6Al–4V mais une croissance beaucoup plus importante sur TNZS. Les principaux marqueurs ostéogéniques étaient équivalents ou supérieurs sur le TNZS par rapport au contrôle négatif, ce qui montre qu'il s'agit d'un candidat positif pour les applications orthopédiques.

En résumé, cette étude met en évidence la corrosion électrochimique et les comportements biologiques d'un nouvel alliage TNZS pour des applications orthopédiques. Les mesures électrochimiques ont étudié les effets du temps d'immersion et des milieux biologiques simulés sur les performances de corrosion des biomatériaux TNZS, Ti–6Al–4V et CP-Ti. L'implantation orthopédique invasive provoque des réponses inflammatoires et inflammatoires sévères qui produisent des environnements acides avec H2O2 et des substances biomolécules à proximité du biomatériau métallique. Les milieux inflammatoires et inflammatoires sévères ont été imités par des ajouts de H2O2 et H2O2, BSA et CLH à la solution PBS, respectivement. Le test OCP a montré que les valeurs augmentaient avec le temps d'immersion pour tous les spécimens et que l'alliage TNZS avait un potentiel plus noble que les autres.

L'alliage TNZS a montré la résistance à la corrosion la plus élevée dans tous les milieux et la durée des tests électrochimiques, sur la base des résultats des tests EIS et PDP. La résistance élevée à la corrosion a été attribuée à la présence de phases de siliciure dans la microstructure de l'alliage TNZS, qui ont une grande stabilité dans les environnements acides contenant du H2O2. Les analyses SEM/EDS après le test PDP ont prouvé les effets synergiques de la BSA et de la CLH sur la réponse à la corrosion des biomatériaux en titane dans des conditions inflammatoires sévères. L'alliage TNZS présente également une excellente activité biologique en termes de prolifération et de croissance des HOC et des HUVEC, ce qui en fait un matériau biomédical prometteur pour les applications orthopédiques.

L'alliage TNZS a été préparé à partir de matières premières Ti, Nb, Zr et Si (Goodfellow Cambridge Ltd., Huntington, Royaume-Uni) avec fusion à l'arc sous vide dans des moules en cuivre, coulé à froid dans un moule en acier pour obtenir un spécimen en forme de tige de 20 mm de diamètre et d'environ 100 mm de longueur. La tige a ensuite été coupée au fil en spécimens sans autre traitement thermique. Le point de départ de la composition de l'alliage était basé sur des rapports pondéraux Zr/Nb plus proches de l'unité, de la même manière que l'alliage biomédical commercial TNZ (UNS R58103 par ASTM F1713), avec l'ajout de jusqu'à 2 % en poids de Si. La justification de la teneur en silicium était de déclencher la formation de siliciures fins mais en préservant la matrice métallique majeure, comme cela a été calculé avec l'équilibre thermodynamique comme indiqué ci-dessous. La composition chimique de l'alliage TNZS a été déterminée par spectrométrie d'émission optique à plasma à couplage inductif (ICP-OES) à 11,15 ± 0,19 % en poids de Zr, 9,61 ± 0,32 % en poids de Nb, 1,23 ± 0,20 % en poids de Si et Ti comme solde. Le titane de pureté commerciale (CP-Ti, pureté de 99,6 %) et l'alliage Ti–6Al–4V (Al = 5,5–6,76 % en poids, V = 3,5–4,5 % en poids et Ti = reste) ont été obtenus auprès de Goodfellow Cambridge Ltd. (Huntingdon, Royaume-Uni). Les échantillons ont été découpés en disques de 0,5 mm de hauteur et 15 mm de diamètre. La surface a été meulée avec des papiers de verre SiC de grain 240 à 2500, polie avec une suspension d'alumine (0, 3 μm, Allied, Canada), puis lavée par ultrasons avec de l'éthanol à 70% (Merck, Allemagne) et de l'eau déminéralisée.

Les microstructures de l'alliage TNZS poli ont été observées au microscope optique (OM, Leica DM2500, Allemagne) et au microscope électronique à balayage (SEM, TESCAN Mira 3, République tchèque) équipé d'un spectromètre à dispersion d'énergie (EDS, QUANTA-450FEI, USA) après attaque chimique avec le réactif de Kroll (1 ml HF + 2 ml HNO3 + 100 ml H2O) à température ambiante pendant 5 min. La composition de phase de l'alliage TNZS poli a été identifiée à l'aide d'un diffractomètre à rayons X (XRD, Philips PW 3040/60, Pays-Bas) fonctionnant à 30 mA et 40 kV par un CuKα monochromatique comme source de rayonnement avec 2θ allant de 20° à 80°.

L'analyse thermodynamique de l'alliage TNZS a été réalisée avec la méthode CALPHAD81. Pour les phases de solution, un modèle de solution de substitution liquide, de phase b (structure BCC) et de phase a (structure HCP) (Ti, Nb, Zr, Si) a été utilisé pour décrire leurs fonctions énergétiques de Gibbs selon le formalisme de Redlich-Kister81. Les paramètres d'interaction binaires et ternaires sont obtenus à partir des sous-systèmes correspondants à partir de leur propre base de données thermodynamique à l'aide du logiciel FACTSage (FACTSage 8.0, GTT, Allemagne). Pour les phases de siliciure, deux modèles de sous-réseau au format (Ti, Nb, Zr)aSib ont été appliqués et dans le premier sous-réseau de ce modèle (riche en métal), les paramètres d'interaction binaire entre les éléments sont estimés en utilisant les données de solubilité dans les systèmes ternaires mais sans le paramètre ternaire. Bien que les descriptions des trois sous-systèmes ternaires contenant du silicium comportent encore des incertitudes et nécessitent des investigations supplémentaires, des analyses récentes ont abouti à des données plus fiables du côté riche en métaux, car le système ternaire Ti – Nb – Zr a été suffisamment bien décrit82. Dans ce travail, la description thermodynamique a été déployée uniquement pour estimer les phases attendues dans la plage de composition de l'alliage TNZS.

Des mesures électrochimiques ont été effectuées avec un potentiostat (norme IviumStat.h, Pays-Bas) dans un système conventionnel à trois électrodes avec une tige de graphite comme contre-électrode, Ag / AgCl comme électrode de référence (RE) et des échantillons à base de Ti comme électrode de travail (WE) avec une surface exposée de 1 cm2 (Fig. S8 dans le fichier de données supplémentaires). Les cinq comprimés salins tamponnés au phosphate (PBS, Sigma-Aldrich, USA) ont été dissous dans 1 l d'eau déionisée pour préparer la solution de base qui se réfère à l'état physiologique normal. Un comprimé dissous dans 200 ml d'eau désionisée donne une solution de PBS (chlorure de sodium 0,137 M, chlorure de potassium 0,0027 M et tampon phosphate 0,01 M), avec un pH de 7,34 à 25 ° C. Des réactifs H2O2 (30 %, Merck, Allemagne) et de l'acide chlorhydrique (HCl ; 37 %, Merck, Allemagne) ont été ajoutés à la solution à base de PBS pour simuler des conditions inflammatoires. Pour l'état inflammatoire sévère, H2O2, HCl, de l'albumine sérique bovine (BSA, Sigma-Aldrich, Allemagne) et du l-lactate de calcium hydraté (CLH, Sigma-Aldrich, Allemagne) ont tous été ajoutés à la solution à base de PBS (tableau supplémentaire ST6). Les valeurs de pH et la conductivité des solutions ont été mesurées à l'aide d'un pH-mètre Metrohm 691 et d'une sonde Mettler Toledo Inlab 730, respectivement. Les mesures ont été effectuées à 37 ± 0,5 °C et dans des conditions légèrement anaérobies en purgeant de l'air + 5 % de gaz CO2 à travers la solution.

Tous les spécimens ont été immergés dans des solutions simulées avant les mesures pendant 1 et 12 h pour évaluer le comportement à la corrosion en fonction du temps et la stabilité des couches passives formées. Le potentiel de circuit ouvert (OCP) des échantillons a été enregistré pendant 600 s après chaque temps d'immersion. Les mesures de polarisation potentiodynamique (PDP) ont été effectuées avec une plage de balayage de −1,5 à 1,5 V par rapport à la tension OCP à une vitesse de balayage constante de 1 mV·s−1. La spectroscopie d'impédance électrochimique (EIS) a été réalisée dans la gamme de fréquences de 100 kHz à 0, 010 Hz sous une tension alternative de 10 mV d'amplitude autour du potentiel OCP. Les données EIS ont été examinées par le logiciel ZView (version 3.1, Scribner Associates). La qualité de l'ajustement des données a été confirmée par des valeurs de chi carré (χ2) qui sont de l'ordre de 10−3. La reproductibilité et la fiabilité des résultats obtenus ont été garanties en réalisant tous les tests en triple exemplaire. En tant qu'étude post-corrosion, la morphologie vue de dessus des surfaces exposées à des solutions simulées pendant 12 h a été caractérisée à l'aide de SEM/EDS après des tests PDP.

Les réactions biologiques du nouvel alliage par rapport à l'alliage de titane standard Grade 5 (Ti–6Al–4V) ont été analysées avec des cellules humaines (HOC) issues de la moelle osseuse (6ème passage) et des cellules endothéliales humaines (HUVEC ; 9ème passage, PromoCell) dans un laboratoire indépendant d'analyse des matériaux implantables (Laboratoire d'Evaluation des Matériels Implantables—LEMI, Martillac, France) avec les détails du protocole tel que présenté précédemment83. En bref, l'étude de l'adhérence HOC et HUVEC a été analysée avec le kit de viabilité Live/Dead où les cellules vivantes se distinguent par la présence d'une activité d'estérase intracellulaire omniprésente, déterminée par la conversion enzymatique de la calcéine AM perméable aux cellules non fluorescente en calcéine intensément fluorescente (vert). Les noyaux des cellules mortes sont colorés par transport passif de bromure d'éthidium (rouge).

La prolifération cellulaire a été analysée (LEMI, Matrillac, France) en ensemençant des cellules à 10 K (HOC) ou 20 K cellules·cm-2 (HUVEC) en triple et comptée à l'aide d'un hémocytomètre après différents temps d'incubation (1, 3, 9, 15 et 27 jours à 37 °C dans une atmosphère humidifiée contenant 5 % vol CO2). Les échantillons ont d'abord été recouverts d'un milieu de culture complet et incubés à 37 ° C pendant 3 × 30 min pour permettre aux protéines sériques d'absorber d'abord à la surface pour imiter la situation in vivo après l'implantation (couche de protéines adsorbées). Le comptage des cellules a été effectué à la fin de la période d'incubation en détachant les cellules en utilisant de la trypsine à 0, 2% en poids dans la solution équilibrée sans Ca / Mg de Hank incubée (2 min) avec du bleu Trypan à 0, 2% en poids dans du NaCl 0, 15 M et en comptant les cellules mortes (bleues) et vivantes (non colorées) avec un hémocytomètre. Des puits de culture PS standard en plastique ont été utilisés partout comme contrôle négatif et des échantillons d'alliage Ti–6Al–4V comme matériau de comparaison. L'analyse de la formation du cytosquelette et de l'adhérence focale après 24 h d'incubation a été réalisée par l'étude de l'actine, de la tubuline, de la vinculine et de l'intégrine αvβ3 avec le revêtement / substrat en utilisant l'immunofluorescence avec des monoclonaux conjugués à l'isomère I de l'isothiocyanate de fluorescéine (FITC) ou à l'isothiocyanate de tétraméthyl rhodamine cristallin (TRITC) pour la vinculine. Un marquage nucléaire a été réalisé par coloration Hoescht83. L'étude de la différenciation HOC et HUVEC a été réalisée à 1, 3, 9, 15 et 27 jours de temps d'incubation avec des cellules ensemençant à 100 K cellules.cm-2. L'ARN total a été isolé des cellules après 1 et 3 jours de contact, l'ADNc a été synthétisé et une PCR est effectuée pour analyser les gènes avec une méthode semi-quantitative, normalisant les résultats à un gène domestique (β-actine). Des gènes spécifiques étaient liés à HOC (collagène de type 1 (ColI), phosphatase alcaline (ALP), ostéocalcine (OC), Cbfa (core-binding factor subunit alpha-1, également connu sous le nom de Runt-related transcription factor 2 (RUNX2) qui est un facteur clé de transcription protéique associé à la différenciation des ostéoblastes), et pour HUVEC (CD31 - une molécule d'adhérence des cellules endothéliales plaquettaires (PECAM-1) et facteur de von Willebrand (vWf )), avec d'autres détails de protocole comme indiqué précédemment83.

L'analyse d'image des résultats a été réalisée avec ImageJ (v. 1.53s, NIH, USA) appliqué sur des images fluorescentes après seuillage de couleur (méthode Huang dans l'espace HSV avec la couleur verte comme cible) pour exclure le fond sombre et la macro d'analyse de particules intégrée ; en outre, la couverture de la zone par les cellules vivantes a été comparée aux témoins.

Les données utilisées pour étayer les conclusions de cette étude sont disponibles sur demande auprès de l'auteur correspondant.

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Les soutiens financiers de la Commission européenne dans le cadre du projet intégré PME FP6 "Meddelcoat" (contrat 026501-2) et du programme de recherche et d'innovation Horizon 2020 de l'Union européenne dans le cadre de l'ITN Marie Skłodowska-Curie "Premurosa" (GA 860462) sont grandement appréciés. Les auteurs sont très reconnaissants au regretté Dr AV Mazur pour son aide dans la préparation de l'alliage TNZS, au Dr H. Yu pour son assistance dans l'optimisation de la base de données thermodynamique et au Dr D. Sukhomlinov pour son aide dans la réalisation du SEM/EDS. L'assistance du LEMI dans l'analyse détaillée des interactions cellules-matériaux, dirigée par Mme Prof. M.-F. Harmand et Mme D. Pierron, sont également remerciés.

Département de génie chimique et métallurgique, École de génie chimique, Fondation universitaire Aalto, 02150, Espoo, Finlande

Aydin Bordbar-Khiabani & Michael Gasik

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AB-K. méthodologie, écriture-ébauche originale, enquête; Acquisition de financement MG, conceptualisation, méthodologie, supervision, rédaction-revue et édition. Tous les auteurs ont lu et accepté la version publiée du manuscrit.

Correspondance à Aydin Bordbar-Khiabani.

Les auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

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Réimpressions et autorisations

Bordbar-Khiabani, A., Gasik, M. Caractérisation électrochimique et biologique de l'alliage Ti – Nb – Zr – Si pour des applications orthopédiques. Sci Rep 13, 2312 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-29553-5

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Reçu : 02 décembre 2022

Accepté : 06 février 2023

Publié: 09 février 2023

DOI : https://doi.org/10.1038/s41598-023-29553-5

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