Synthèse et caractérisation de dérivés amphiphiles du xanthane

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Synthèse et caractérisation de dérivés amphiphiles duxanthaneAudrey Roy

To cite this version:Audrey Roy. Synthèse et caractérisation de dérivés amphiphiles du xanthane. Autre. Université duHavre, 2015. Français. �NNT : 2015LEHA0028�. �tel-01666127�

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ÉCOLE DOCTORALE NORMANDE DE CHIMIE

UNIVERSITÉ DU HAVREU.F.R DES SCIENCES & TECHNIQUES

N° attribué par la bibliothèque

THÈSE

En vue de l’obtention du grade de

DOCTEUR DE L’UNIVERSITE DU HAVRESpécialité : Chimie et Physico-Chimie des Polymères

Présentée par

Audrey ROY

Le 18 Juin 2015

MEMBRES DU JURY

M. Jacques DESBRIERES Professeur, Université de Pau et des pays de L’Adour

Rapporteur

M. Dominique HOURDET Professeur, Université Pierre et Marie Curie (Paris 6)

Rapporteur

Mme Isabelle CAPRON Chargé de Recherche, INRA Nantes Examinateur

M. Luc PICTON Professeur, Université de Rouen Examinateur

M. Hervé ROLLAND Docteur-ingénieur, SEPPIC, Castres Examinateur

M. Michel GRISEL Professeur, Université du Havre Directeur de thèse

M. Frédéric RENOU Maître de Conférences, Université du Havre

Encadrant de thèse

Synthèse et caractérisation de dérivés amphiphiles du xanthane

REMERCIEMENTS

Ces travaux de thèse ont été réalisés à l'Unité de Recherche en Chimie Organique etMacromoléculaire (URCOM) de l'Université du Havre. Je remercie mon directeur de thèse, M. MichelGRISEL, professeur à l'Université du Havre, pour sa confiance pendant ces (presque) quatre années dethèse.

J'exprime ma profonde reconnaissance à mon encadrant de thèse, M. Frédéric RENOU, maître deconférences à l'Université du Havre, pour sa présence et son soutien sans faille durant ma thèse. Je leremercie pour sa disponibilité, ses conseils avisés, nos discussions scientifiques toujours bénéfiques, sapatience (si! si!) et sa pédagogie pour répondre à mes nombreuses questions de novice, notamment enrhéologie. Plus que tout, je le remercie pour m'avoir toujours encouragée à donner le meilleur de moi-même, et ce dans un climat de confiance et de respect mutuel.

Je remercie M. Dominique HOURDET, professeur à l'Université Pierre et Marie Curie, et M. JacquesDESBRIERES, professeur à l'Université de Pau et des Pays de l'Adour, pour avoir examiné ce travail en tantque rapporteur. Je les remercie pour leurs remarques et conseils concernant mon manuscrit. Je remercieégalement Mme Isabelle CAPRON, chargé de recherche à l'INRA de Nantes, M. Luc PICTON, professeur àl'Université de Rouen et M. Hervé ROLLAND, docteur-ingénieur chez SEPPIC, pour avoir accepté d'êtremembre de mon jury. Je remercie l'ensemble des mes membres de mon jury pour nos échanges fructueuxlors de ma soutenance.

J'exprime ma profonde gratitude à M. Sébastien COMESSE, maître de conférences à l'Université duHavre, pour son aide inestimable sur la partie modification chimique du xanthane. Je le remercie pour soninvestissement dans mon sujet de thèse, pourtant éloigné de ses axes de recherche (du côté obscur de laForce, comme diront certains…), et ses remarques et conseils toujours avisés. Je remercie du fond du cœurSébastien, sa compagne Alice et leur petite Lisa pour m'avoir intégrée dans leur famille lors de mon séjourau Havre. Merci pour votre amitié et votre soutien, notamment dans les moments difficiles.

Je remercie également M. Nicolas HUCHER, maître de conférences à l'Université du Havre, pour sonaide précieuse concernant la caractérisation de mes composés par RMN et fluorescence. Je le remercie dem’avoir formée à l'utilisation des spectromètres associés, ainsi que pour ses conseils.

Les analyses de dichroïsme circulaire ont été réalisées au laboratoire Polymères, Biopolymères etSurfaces de l'Université de Rouen. Je remercie Mme Isabelle DE, professeur à l'Université de Rouen, pourm'avoir formée à l'utilisation de l'appareil de dichroïsme circulaire.

Je remercie M. Luc PICTON et M. Zied SOUGUIR, chef de projet chez CELENYS, pour leurs conseilséclairés sur la modification chimique du xanthane.

J'exprime ma gratitude à l'ensemble des membres de l'URCOM pour leur accueil chaleureux. Jeremercie notamment Odile, Faustine et Natalie pour leur aide précieuse lors de mes enseignements. Unénorme merci à Vincent L., qui a toujours réparé, dans la bonne humeur, les nombreux appareils quitombaient mystérieusement en panne quand je les utilisais. Enfin, merci également à Sophie, notre superex-secrétaire, pour ses remarques et conseils avisés lors de l'organisation de la JEDNC 2014.

Je remercie mes collègues de bureau, doctorants, post-doctorants et stagiaires, pour la superambiance au cours de ma thèse. Merci à Adeline, Manon, Laura G., Catalin, Ronan, Leila, Igor, Olivier, Julien,Thomas, Philippe, Daria, Maxime mon stagiaire, Yanis, Baptiste, Claire, Mar, et surtout, surtout, Mathieu,Liliana, Aurélie, Pauline et Laura R. Merci à vous pour ces moments inoubliables passés ensemble.

Pour finir, je remercie ma mère, mon petit frère et ma famille pour leur soutien indéfectible et leuramour.

Je dédie ce manuscrit à mon père.

La thésarde et les neuf appareils

(Librement inspiré des Dix petits nègres d’Agatha CHRISTIE)

La thésarde utilisa le conductimètre un après-midi,

Ce dernier à jamais s’éteignit,

Ne resta plus que la thésarde et 8 appareils.

La thésarde une analyse ATG de routine lança,

La résistance du four ce jour-là grilla.


La thésarde soniquait des échantillons en biologie,

La sonde fut définitivement en panne un midi,


La thésarde faisait des mesures de polarimétrie,

Un tuyau d’eau tout un coup se fendit,


La thésarde lança une analyse RMN par une belle matinée,

Le système de contrôle de température refusa de démarrer,


La thésarde utilisait le rhéomètre récemment livré,

Un défaut de fabrication nécessita de le rapporter,


La thésarde programma une analyse rhéologique une journée,

Mais le bain thermostaté cessa de chauffer,


La thésarde avait lyophilisé des solutions pour la nuit,

Un des ballons implosa, et la pompe à vide périt,

Ne resta plus que la thésarde et 1 appareil.

La thésarde, en phase de rédaction, pesta,

Quand son clavier d’ordinateur brusquement lâcha,

Ne resta plus que la thésarde.

La thésarde, bien soulagée,

Soutenir, s’en est allée,

N’en resta plus… du tout.

SOMMAIRE Liste des abréviations 1 Liste des symboles 3

Introduction Générale 5

Chapitre 1 : Bibliographie 11

1.1. Introduction 13

1.2. Polymères amphiphiles 14

1.2.1. Définition et structure des polymères amphiphiles 14

1.2.2. Propriétés des polymères amphiphiles en solution 17

1.2.2.1. Propriétés viscosimétriques des polymères amphiphiles 17

1.2.2.1.1. Régime de concentration des polymères en solution 17

1.2.2.1.2. Comportement en écoulement des polymères amphiphiles 20

1.2.2.1.3. Paramètres influençant propriétés viscosimétriques des polymères amphiphiles 22

1.2.2.2. Propriétés viscoélastiques des polymères amphiphiles 26

1.2.2.2.1. Polymères non enchevêtrés : modèle de Rouse collant 28

1.2.2.2.2. Polymères enchevêtrés 31

1.3. 1.3. La gomme xanthane 39

1.3.1. Intérêt industriel du xanthane et procédé de production 40

1.3.2. Structure chimique et conformation du xanthane 42

1.3.2.1. Structure chimique du xanthane 42

1.3.2.2. Conformation du xanthane en solution : transition ordre-désordre 43

1.3.3. Propriétés du xanthane en solution 55

1.3.3.1. Domaines de concentration du xanthane en solution 55

1.3.3.2. Propriétés viscosimétriques du xanthane en solution 63

1.3.3.2.1. Viscosité intrinsèque du xanthane en solution 63

1.3.3.2.2. Courbes d’écoulement du xanthane en solution 68

1.3.3.3. Propriétés viscoélastiques du xanthane en solution 74

1.3.3.3.1. Influence de la température sur les propriétés viscoélastiques du xanthane 74

1.3.3.3.2. Influence de la concentration sur les propriétés viscoélastiques du xanthane 79

1.3.3.3.3. Superposition fréquence-température-concentration 82

1.3.3.3.4. Modèles d’organisation des chaînes en solution en régime semi-dilué enchevêtré

84

1.3.4. Modification chimique du xanthane 90

1.4. 1.4. Conclusion 94

1.5. Références bibliographiques 96

Chapitre 2 : Matériels et méthodes 109

2.1. Modification chimique du xanthane 111

2.1.1. Réactifs utilisés 111

2.1.2. Modification chimique du xanthane sous forme ordonnée 112

2.1.2.1. Processus de modification à température ambiante 113

2.1.2.2. Processus de modification à basse température (première étape) 113

2.1.3. Modification chimique du xanthane sous forme désordonnée 114

2.2. Résonance Magnétique Nucléaire (RMN) 115

2.2.1. Principes 115

2.2.1.1. Rappels sur le moment magnétique et la précession de Larmor 115

2.2.1.2. Phénomènes de résonance et de relaxation 116

2.2.1.3. Principe d’une analyse en RMN impulsionnelle 118

2.2.2. Appareil utilisé et préparation des échantillons 119

2.2.3. Méthode de détermination des degrés de substitution en acétate et pyruvate et de la

densité de greffage 120

2.2.3.1. Détermination des degrés de substitution en acétate et pyruvate 120

2.2.3.2. Détermination de la densité de greffage des xanthanes modifiés 122

2.3. Polarimétrie 123

2.3.1. Principes généraux 123

2.3.2. Présentation du polarimètre 125

2.3.3. Activité optique du xanthane 126

2.3.4. Appareil utilisé et préparation des échantillons 128

2.4. Fluorescence 128

2.4.1. Définitions et principes généraux 129

2.4.2. Principe d’une analyse de fluorescence 130

2.4.3. Caractéristiques de la sonde de fluorescence ANS 133

2.4.4. Appareil utilisé et préparation des solutions 134

2.5. Rhéologie 135

2.5.1. Définition et rappels 135

2.5.2. Mesures en écoulement 136

2.5.3. Mesures dynamiques en solution 137

2.5.4. Rhéologie interfaciale 140

2.5.4.1. Définition d’une interface 140

2.5.4.2. Principes de la rhéologie interfaciale de cisaillement 141

2.5.5. Rhéomètre utilisé et préparation des échantillons 144

2.5.5.1. Préparation des solutions 144

2.5.5.2. Analyses en solution 144

2.5.5.3. Analyses à l’interface eau/huile 145

Références bibliographiques 149

Chapitre 3 : Modification chimique du xanthane 153


3.2. Couplage peptidique par des carbodiimides 156

3.3. Modification chimique du xanthane sous forme ordonnée 166

3.3.1. Processus de modification à température ambiante 166

3.3.1.1. Description du procédé 166

3.3.1.2. Mise en évidence de la conformation ordonnée du xanthane lors de sa modification

168

3.3.1.3. Analyse RMN 1H des échantillons et quantification de la densité de greffage 170

3.3.1.3.1. Description des spectres RMN et détermination des taux d’acétate et de pyruvate172

3.3.1.3.2. Densité de greffage des xanthanes modifiés suivant le protocole à température

ambiante 175

3.3.2. Processus de modification à basse température (première étape) 179

3.3.2.1. Influence de la température sur l’efficacité du couplage peptidique 179

3.3.2.2. Densité de greffage des xanthanes modifiés suivant le protocole à basse température

lors de la première étape 181

3.4. Modification chimique du xanthane sous forme désordonnée 187

3.4.1. Choix du solvant pour le protocole de modification 187

3.4.2. Mise en évidence de la conformation désordonnée du xanthane dans le DMSO 188

3.4.3. Protocole de modification du xanthane dans le DMSO 190

3.4.3.1. Choix des conditions expérimentales lors de la modification chimique 190

3.4.3.2. Choix des étapes de purification 192

3.4.3.3. Interprétation des spectres RMN 1H pour les xanthanes modifiés dans le DMSO 192

3.4.3.4. Densité de greffage estimée des xanthanes modifiés suivant le protocole dans le

DMSO 196

3.4.3.5. Comparaison de la densité de greffage entre les protocoles de modification sous forme

ordonnée et sous forme désordonnée 198

3.5. Conclusion 200


Chapitre 4 : Propriétés en solution des xanthanes modifiés 207


4.2. Comportement en solution des xanthanes modifiés sous forme ordonnée 210

4.2.1. Conformation en solution des chaînes modifiées sous forme ordonnée 210

4.2.2. Etude de l’organisation en solution des chaînes modifiées sous forme ordonnée par

fluorescence 213

4.2.3. Etude des propriétés rhéologiques dynamiques en solution des xanthanes modifiés sous

forme ordonnée 221

4.2.3.1. Courbes maîtresses fréquence-température 222

4.2.3.2. Loi d’Arrhénius 229

4.2.3.3. Viscosité dynamique 231

4.2.4. Modèle d’organisation des chaînes de xanthane modifié sous forme ordonnée en

solution 233

4.2.5. Etude des propriétés rhéologiques interfaciales des xanthanes modifiés sous forme

ordonnée 236

4.2.5.1. Comportement du précurseur à l’interface eau/huile 238

4.2.5.2. Comportement des xanthanes modifiés sous forme ordonnée à l’interface eau/huile

246

4.2.5.3. Modèles d’organisation des chaînes de xanthane modifié sous forme ordonnée à

l’interface eau/huile 251

4.3. Comportement en solution des xanthanes modifiés sous forme désordonnée 256

4.3.1. Etude des propriétés rhéologiques en solution des xanthanes greffés sous forme

désordonnée 256

4.3.1.1. Comportement en solution du précurseur « désordonné » 257

4.3.1.2. Comportement en solution des xanthanes modifiés dans le DMSO 259

4.3.2. Etude des propriétés rhéologiques interfaciales des xanthanes modifiés sous forme

désordonnée 267

4.3.2.1. Comportement à l’interface eau/huile du précurseur « désordonné » 268

4.3.2.2. Comportement à l’interface eau/huile des xanthanes modifiés dans le DMSO 270

4.4. Conclusion 275


Conclusion Générale 281

Liste des abréviations

ANS : 8-(aniline)-1-naphthalènesulfonate

BT : Basse température

CAC : Concentration d’agrégation critique

Ccrit : Concentration critique

DCC : Dicyclohexylcarbodiimide

DSA : Degré de substitution en acétate

DSp : Degré de substitution en pyruvate

Ea : Energie d’activation

EDAC : 1-éthyl-3-(3-diméthylaminopropyl) carbodiimide

FD : Forme désordonnée

FO : Forme ordonnée

HOBt : Hydroxybenzotriazole

NHS : N-hydroxysuccinimide

RMN 1H : Résonance magnétique nucléaire du proton

TA : Température ambiante

TSP : 2.2.3.3-d(4)-3-(Triméthylsilyl)propanoate de sodium

X : Xanthane

- 1 -

- 2 -

Liste des symboles

: Pouvoir rotatoire (°)

aT : Facteur de décalage horizontal

bT : Facteur de décalage vertical

c* : Concentration critique de recouvrement (g/L)

c** : Concentration d’enchevêtrement (g/L)

f : Fréquence (Hz)

G’ : Module de conservation ou élastique (en solution, en Pa)

G’’ : Module de perte ou visqueux (en solution, en Pa)

Gs’ : Module interfacial de conservation (N/m)

Gs’’ : Module interfacial de perte (N/m)

: Déformation (%)

γ : Vitesse de cisaillement (s-1)

: Viscosité (Pa.s)

[η] : Viscosité intrinsèque (mL/g)

Imax : Intensité maximale d’émission

max : Longueur d’onde au maximum d’émission (nm)

: Contrainte de cisaillement (Pa)

: Ellipticité (mdeg)

Tm : Température de transition conformationnelle (°C)

: Temps de relaxation (s)

rep : Temps de reptation (s)

sticker : Durée d’interaction entre les groupements hydrophobes (s)

: Pulsation ou fréquence angulaire (rad/s)

%octyle : Densité de greffage en chaînes octyle

- 3 -

- 4 -

Introduction Générale

- 5 -


- 6 -


Les polymères amphiphiles sont des macromolécules constituées d’une partie hydrophile et

d’une partie hydrophobe, qui appartiennent à la classe des polymères associatifs. Ils possèdent la

capacité de pouvoir s’auto-organiser en solution aqueuse via des interactions intra et/ou

intermoléculaires attractives entre les chaînons hydrophobes. Dans le cadre de ces travaux, nous

nous intéressons aux polymères de structure peigne, c’est-à-dire constitués d’un squelette hydrophile

sur lequel ont été chimiquement greffés des groupements hydrophobes. Au-delà d’une concentration

critique, les entités hydrophobes s’associent de manière réversible au sein de microdomaines. Les

polymères amphiphiles se caractérisent donc par une organisation en solution de leurs chaînes très

différente de leurs homologues non modifiés. Cette particularité est à l’origine de leurs propriétés

viscosifiantes et épaississantes supérieures, ce qui explique leurs nombreuses applications

industrielles dans des domaines très variés : formulation de peinture, cosmétique, agroalimentaire,

récupération assistée du pétrole, etc. Par ailleurs, depuis les années 1980, le développement des

polysaccharides amphiphiles connaît un essor académique et industriel important. En effet, cette

catégorie de macromolécules possède des propriétés similaires à celles des polymères associatifs

synthétiques, tout en ayant l’avantage d’être biocompatibles, biodégradables et biosourcés.

Les propriétés des polymères amphiphiles sont contrôlables suivant un certain nombre de

paramètres bien identifiés dans la littérature : la nature des greffons hydrophobes, leur longueur et

leur répartition le long du squelette, ou encore la concentration en polymère, la température et la

force ionique du milieu. Toutefois, très peu d’études s’intéressent à l’influence de la conformation du

squelette hydrophile sur le comportement en solution de ces systèmes. Dans la grande majorité des

cas, le polysaccharide retenu pour être modifié chimiquement adopte une conformation de type

pelote en solution.

- -


Ainsi, l’objectif principal de ce travail de thèse consiste à caractériser l’impact de la conformation

du squelette hydrophile sur les propriétés d’un polysaccharide rendu amphiphile par greffage

covalent de résidus alkyle. Dans ce but, nous avons choisi le xanthane comme squelette. En effet, ce

polysaccharide présente la caractéristique d’exister sous deux formes différentes en solution, suivant

les conditions opératoires : une forme hélicoïdale rigide à basse température et haute force ionique,

et une conformation plus flexible à haute température et/ou très faible salinité. Cette transition

conformationnelle ordre-désordre est réversible notamment avec la température, et s’accompagne

principalement d’une modification prononcée des propriétés rhéologiques de ce polymère en

solution.

Nos travaux se sont articulés suivant deux grands axes. Le premier consiste en le développement

de protocoles opératoires permettant de greffer chimiquement des groupements hydrophobes sur le

xanthane, soit sous forme ordonnée, soit sous forme désordonnée. Le deuxième axe se focalise sur la

caractérisation des propriétés en solution de ces nouveaux polysaccharides, et en particulier leur

comportement rhéologique, afin de déterminer l’influence de la conformation adoptée par les

chaînes sur les propriétés en solution d’un polymère amphiphile.

Le premier chapitre est consacré à l’étude bibliographique, et se compose de deux parties. La

première partie décrit le comportement rhéologique en solution des polymères amphiphiles. Le lien

entre l’organisation de telles chaînes en solution et les propriétés observées est notamment abordé.

La deuxième partie présente le polysaccharide xanthane. Plus précisément, l’accent est mis sur les

différentes conformations adoptées par ce polymère en solution, suivant les conditions opératoires,

et les propriétés rhéologiques exhibées. Les différents exemples de modification chimique du

xanthane par greffage sont également indiqués dans cette section.

Le deuxième chapitre décrit succinctement les protocoles de modification chimique du xanthane

sous forme ordonnée ou sous forme désordonnée. Il recense également les différentes techniques de

- -


caractérisation utilisées lors de ces travaux, en décrivant à chaque fois le principe de la méthode, les

conditions expérimentales et le traitement des données effectué.

Le chapitre 3 présente plus en détail les protocoles de modification développés pour greffer des

groupements hydrophobes sur le xanthane soit sous forme ordonnée, soit sous forme désordonnée,

ainsi que les caractérisations des dérivés obtenus par RMN. Pour les deux protocoles, la modification

chimique a été effectuée via un couplage peptidique par des carbodiimides. Un rappel

bibliographique sur ce type de réaction est inclus en début de ce chapitre.

Le quatrième chapitre décrit les principaux résultats obtenus lors de la caractérisation des

propriétés en solution et à l’interface eau/huile des xanthanes modifiés, sous forme ordonnée ou

sous forme désordonnée. Dans les deux cas, on s’attache à démontrer la relation entre l’organisation

des chaînes amphiphiles en solution et les propriétés observées, afin de comprendre l’influence de la

conformation du squelette sur le comportement.

Enfin, nous finirons par les principales conclusions de ce travail et présenterons quelques

perspectives.

- -


- -

Chapitre 1 : Bibliographie



1.2. Polymères amphiphiles 141.2.1. Définition et structure des polymères amphiphiles 14

1.2.2. Propriétés des polymères amphiphiles en solution 17

1.2.2.1. Propriétés viscosimétriques des polymères amphiphiles 171.2.2.1.1. Régime de concentration des polymères en solution 171.2.2.1.2. Comportement en écoulement des polymères amphiphiles 201.2.2.1.3. Paramètres influençant les propriétés viscosimétriques des polymères amphiphiles 22

1.2.2.2. Propriétés viscoélastiques des polymères amphiphiles 261.2.2.2.1. Polymères non enchevêtrés : modèle de Rouse collant 281.2.2.2.2. Polymères enchevêtrés 31

1.3. La gomme xanthane 391.3.1. Intérêt industriel du xanthane et procédé de production 40

1.3.2. Structure chimique et conformation du xanthane 42

1.3.2.1. Structure chimique du xanthane 421.3.2.2. Conformation du xanthane en solution : transition ordre-désordre 43

1.3.3. Propriétés du xanthane en solution 55

1.3.3.1. Domaines de concentration du xanthane en solution 551.3.3.2. Propriétés viscosimétriques du xanthane en solution 63

1.3.3.2.1. Viscosité intrinsèque du xanthane en solution 631.3.3.2.2. Courbes d’écoulement du xanthane en solution 68

1.3.3.3. Propriétés viscoélastiques du xanthane en solution 741.3.3.3.1. Influence de la température sur les propriétés viscoélastiques du xanthane 741.3.3.3.2. Influence de la concentration sur les propriétés viscoélastiques du xanthane 791.3.3.3.3. Superposition fréquence-température-concentration 821.3.3.3.4. Modèles d’organisation des chaînes en solution en régime semi-dilué enchevêtré 84

1.3.4. Modification chimique du xanthane 90

1.4. Conclusion 94


- 11 -


- 12 -


1.1. Introduction

Les polymères amphiphiles sont des macromolécules comportant une partie hydrophile et une

partie hydrophobe. Ils se caractérisent par des propriétés rhéologiques et interfaciales bien

supérieures à celles de leur homologue purement hydrophile. L’origine de ces propriétés s’explique

par l’organisation particulière adoptée par les chaînes amphiphiles en solution, qui est le plus souvent

régie par les interactions entre les chaînons hydrophobes, comme illustré dans la figure 1-1 :

Figure 1-1 : Exemple d’association de polymère amphiphile en solution.

La description du comportement rhéologique en solution de ces polymères fait l’objet de la

première partie de ce chapitre. L’influence de la conformation des chaînes sur les propriétés exhibées

est notamment décrite, ainsi que le modèle rhéologique, dit « modèle de la reptation collante »,

développé pour expliquer le comportement de ces systèmes en solution.

Il faut savoir qu’il existe de très nombreux exemples de polymères amphiphiles décrits dans la

littérature. Parmi eux, on peut citer le cas des polysaccharides amphiphiles, qui connaissent un essor

important depuis les années 19801, du fait de leur abondance et de leur caractère biocompatible et

biodégradable. Néanmoins, peu d’études s’intéressent à l’impact de la conformation du squelette sur

les propriétés de ces polymères.

Afin de répondre à cette question, nous nous sommes intéressés au greffage de chaînons

hydrophobes sur le xanthane, un polysaccharide anionique hydrophile. En effet, ce dernier possède la

particularité de pouvoir exister sous deux conformations différentes2, 3 en solution, suivant les

conditions opératoires : une forme ordonnée hélicoïdale semi-rigide, à basse température et force

ionique élevée, et une conformation désordonnée de type pelote flexible à haute température et/ou

- 13 -


faible force ionique. De plus, l’adoption par les chaînes de l’une ou l’autre de ces conformations

impacte fortement les propriétés rhéologiques de ce polymère en solution. Ces caractéristiques du

xanthane sont décrites en détail dans la deuxième partie de ce chapitre.

1.2. Polymères amphiphiles

1.2.1. Définition et structure des polymères amphiphiles

Les polymères amphiphiles sont des macromolécules constituées d’une partie hydrophile et

d’une partie hydrophobe qui possèdent la capacité de s’organiser en solution aqueuse via des

interactions inter et/ou intramoléculaires entre les groupements hydrophobes. Ils appartiennent à la

classe des polymères associatifs, c’est-à-dire aux polymères ayant des groupements qui peuvent

former des microdomaines via des interactions physiques (liaisons hydrogène, hydrophobes,

ioniques, complexantes, etc.). Ces polymères présentent en solution une organisation de leurs

chaînes très différente de leurs homologues non associatifs. Ce phénomène est à l’origine de leurs

propriétés viscosifiantes et épaississantes majoritairement très supérieures aux polymères non

amphiphiles au-delà d’une concentration critique, appelée ccrit. C’est pourquoi ils sont le plus souvent

employés comme agents épaississants dans de nombreux domaines, comme la récupération assistée

du pétrole4, la cosmétique, l’agroalimentaire ou encore la formulation de peintures5, 6.

Les polymères amphiphiles sont le plus souvent des copolymères, obtenus soit par

polymérisation7-12 (radicalaire classique, par transfert d’électrons, en émulsion, etc.), soit par

modification chimique d’un squelette initial13-18. Du fait des très nombreuses méthodes d’obtention

de ce type de macromolécules, ils se caractérisent par une grande diversité architecturale. On peut

néanmoins les classer en deux catégories :

- Les copolymères à blocs, qui sont constitués d’un bloc hydrophile et d’un ou deux blocs

hydrophobes19, 20. Les polymères téléchéliques sont un des exemples les plus connus de ce

- 14 -


type de copolymère. Il s’agit de copolymères triblocs, composés d’une chaîne principale

hydrophile fonctionnalisée à ses deux extrémités par des groupements hydrophobes4, 19, 21.

- Les polymères de type peigne19, 21, qui comportent un squelette hydrophile porteur de

groupements hydrophobes latéraux, distribués tout le long de la chaîne. La répartition des

chaînons hydrophobes sur le squelette peut être plus ou moins contrôlée, suivant la méthode

de synthèse choisie.

Dans le cadre de cette étude, nous nous intéressons aux polymères amphiphiles de type peigne.

Afin de les décrire, nous utilisons les expressions suivantes dans ce manuscrit : les groupements

hydrophobes sont appelés chaînons latéraux, pendants, ou greffés ; le terme de densité de greffage

est employé pour désigner la quantité de chaînons hydrophobes dans la chaîne, quelle que soit la

méthode d’obtention du polymère ; les polymères de squelette identique aux macromolécules de

type peigne, mais sans groupements hydrophobes sont qualifiés de non modifiés/non greffés ou de

précurseur.

Dans le cas des polymères amphiphiles de type peigne, les greffons hydrophobes les plus

courants sont des chaînes carbonées ou fluorées22, 23, qui peuvent être linéaires12, 24-26, ramifiées25, 27, 28

ou aromatiques25, 29, 30. Des chaînons constitués de polyéther31 ou de poly(N-isopropylacrylamide)32, 33,

connus pour leur caractère thermo-associatif, sont également utilisés. Ce type de groupement ne sera

cependant pas étudié dans le cadre de cette thèse. Différentes répartitions des greffons sont

possibles le long du squelette hydrophile. En effet, ces derniers peuvent être disposés de manière

alternée, statistique, en blocs, ou encore être séparés de la chaîne principale par des espaceurs :

- 15 -


Figure 1-2 : Exemples d’architecture de polymères amphiphiles de type peigne34.

Le squelette hydrophile peut être un polymère neutre ou chargé35, 36. Il peut aussi être d’origine

synthétique ou naturelle. Les polysaccharides appartiennent à cette seconde catégorie. Il s’agit de

polymères constitués d’unités osidiques, reliées entre elles par des liaisons osidiques.

Historiquement, le premier polysaccharide amphiphile obtenu par modification chimique du

squelette est attribué à Landoll1, et consiste en une cellulose porteuse de chaînes époxyde alkylées.

Depuis ces travaux, la mise au point de dérivés amphiphiles à base de polysaccharides a connu un

essor important. En effet, les polysaccharides offrent l’avantage, par rapport aux polymères

synthétiques, d’être biocompatibles, biodégradables et issus de ressources naturelles et

renouvelables. En plus de la cellulose1, 18, 37-39, l’alginate13, 14, 35, 40, 41, le chitosane15, 26, 42, 43, le pullulane24,

44-48, le dextrane17, 49-51, le guar52 ou encore l’acide hyaluronique13, 43, 53, 54 ont fait l’objet de modification

chimique afin de leur conférer des propriétés amphiphiles. Les principales applications visées

concernent le domaine pharmaceutique et médical43, 55, avec par exemple la mise au point de

matrices pour l’encapsulation et la libération contrôlée de principes actifs41, 48, 53, 56, 57. Ces

polysaccharides peuvent également être utilisés en formulation, pour leurs propriétés émulsifiantes

et/ou interfaciales35, 38, 45, 51, 58, ou bien comme agent viscosifiant pour la récupération assistée du

pétrole4, 39.

- 16 -


1.2.2. Propriétés des polymères amphiphiles en solution

Les polymères amphiphiles possèdent la capacité de s’auto-organiser en solution du fait des

interactions hydrophobes entre leurs chaînons latéraux. Ces interactions peuvent être intra et/ou

intermoléculaires, et résultent en la formation de microdomaines constitués de groupements

appartenant à une ou plusieurs chaînes. La nature des interactions contrôle donc l’organisation et la

dynamique des chaînes, et par conséquent, les propriétés rhéologiques exhibées.

La description de ces propriétés fait l’objet de cette section. Plus particulièrement, on s’attache à

établir le lien entre les différentes organisations possibles en solution et le comportement observé.

De plus, il est possible de moduler la nature et la force des interactions hydrophobes et, par

conséquent, la conformation des chaînes en solution, suivant un certain nombre de paramètres

énoncés plus loin.

1.2.2.1. Propriétés viscosimétriques des polymères amphiphiles

1.2.2.1.1. Régime de concentration des polymères en solution

Le comportement en solution des polymères (associatifs ou non) est fortement régi par la

concentration et la masse molaire des macromolécules. Dans le cadre de ce travail, nous nous

intéressons aux polymères de masse molaire suffisamment élevée pour former des enchevêtrements

en solution. Pour cette catégorie de polymère, on peut définir trois régimes de concentration, comme

indiqué sur la figure 1-3 :

- 17 -


Figure 1-3 : Domaines de concentration de solutions de polymère (d’après Van Ruymbeke59).

En régime dilué, les chaînes macromoléculaires sont isolées et indépendantes les unes des

autres. Lorsque la concentration augmente, la distance entre chaînes diminue, jusqu’à ce que leurs

volumes hydrodynamiques s’interpénètrent. La concentration correspondant à ce phénomène est la

concentration critique de recouvrement c*. Elle marque le passage du régime dilué au régime semi-

dilué non enchevêtré, et s’accompagne d’une hausse de la viscosité59, 60.

Si l’on augmente encore la concentration en polymère, on atteint le régime semi-dilué

enchevêtré, régime dans lequel les chaînes commencent à s’enchevêtrer. La limite entre ce régime et

le précédent est définie par la concentration d’enchevêtrement c**. Cette dernière correspond à la

concentration à partir de laquelle les enchevêtrements deviennent élastiquement actifs, ce qui

confère à la solution des propriétés rhéologiques bien spécifiques (comportement rhéofluidifiant

marqué, propriétés viscoélastiques accrues).

Ces différents domaines se distinguent par des dépendances de la viscosité suivant la

concentration bien distinctes. Ce point sera développé en détail plus tard dans le manuscrit. De plus,

l’organisation adoptée par les chaînes en solution diffère selon le régime de concentration considéré

(cf. figure 1-4 A). Dans le cas des polymères sans interaction spécifique (autre que de volume exclu),

ces diverses organisations sont purement régies par des contraintes stériques/topologiques.

- 18 -


Les polymères amphiphiles de masse molaire élevée présentent également trois domaines de

concentration61, 62 équivalents au régime dilué, semi-dilué non enchevêtré et semi-dilué enchevêtré

observés dans le cas des polymères non modifiés. Néanmoins, pour les polymères amphiphiles,

l’organisation des chaînes en solution est fortement impactée par les interactions hydrophobes. En

effet, ces dernières s’ajoutent, voire se substituent, aux contraintes topologiques. De plus, leur

caractère intra et/ou intermoléculaire est très dépendant de la concentration en polymère.

En règle générale, en régime dilué, les interactions sont essentiellement intramoléculaires17, 27, 28,

63, avec l’obtention d’agrégats constitués majoritairement d’une seule chaîne repliée sur elle-même.

Les chaînes adoptent, le plus souvent, des conformations plus compactes que leurs homologues non

modifiés. Par conséquent, la viscosité intrinsèque de solutions de polymères amphiphiles est le plus

souvent inférieure17, 27, 28, 63, et parfois égale62, à celle de polymères non modifiés correspondants.

Au fur et à mesure que la concentration augmente, les interactions intermoléculaires deviennent

privilégiées par rapport à celles intramoléculaires, du fait de la proximité de plus en plus importante

des chaînes. Le régime semi-dilué non enchevêtré est atteint lorsque les interactions

intermoléculaires sont en nombre suffisamment important pour créer des agrégats constitués de

plusieurs chaînes reliées entre elles par des microdomaines hydrophobes. La concentration associée à

ce phénomène est appelée concentration critique ccrit37, 46, 63-65 ou encore concentration d’agrégation

critique cac12, 28. Sa valeur est généralement inférieure à celle de la c* des polymères analogues non

amphiphiles. Cependant, pour certains systèmes, les deux concentrations sont identiques. C’est

pourquoi certains auteurs61, 62 parlent de concentration de recouvrement pour qualifier ccrit, ce qui

montre bien l’interdépendance entre les interactions intermoléculaires et la concentration.

Enfin, si la masse molaire est suffisamment grande, les polymères amphiphiles présentent

également un régime semi-dilué enchevêtré. Dans ce régime, les enchevêtrements topologiques

élastiquement actifs s’ajoutent aux microdomaines formés par les groupements hydrophobes61, 62.

- 19 -


Tout comme en régime non enchevêtré, la viscosité augmente fortement avec la concentration mais

avec une dépendance différente du précédent régime.

Les différentes organisations en solution suivant le régime de concentration des chaînes de

polymères, amphiphiles ou non, sont schématisées sur la figure 1-4 :

Figure 1-4 : Organisation des chaînes en solution suivant le régime de concentration pour un polymère non

amphiphile (partie a) et un polymère amphiphile (partie b, d’après Van Ruymbeke59).

En outre, à partir du régime semi-dilué non enchevêtré, la viscosité des polymères amphiphiles

est très supérieure à celle de leurs homologues non modifiés14, 28, 62, 66, 67. Cette caractéristique

s’explique par le fait qu’au-delà de la concentration critique, les groupements hydrophobes, en

interaction entre eux de manière intermoléculaire, deviennent des « points collants » qui ralentissent

les mouvements des chaînes68. Cette notion sera développée plus longuement lors de la description

des propriétés viscoélastiques des polymères amphiphiles.

1.2.2.1.2. Comportement en écoulement des polymères amphiphiles

En régime dilué, le comportement en écoulement des polymères amphiphiles est de type

newtonien25, 62 (viscosité indépendante de la vitesse de cisaillement), soit analogue aux

macromolécules non modifiées. En régime semi-dilué par contre, les interactions intermoléculaires

- 20 -


développées entre les greffons hydrophobes modifient les propriétés exhibées. Ce phénomène est

illustré sur la figure 1-5 :

Figure 1-5 : Influence des greffons hydrophobes sur le comportement en écoulement du chitosane à 2 g/L,

solvant : AcOH 0,3 M/AcONa 0,05 M (d’après Desbrieres et al.26).

Le chitosane présente un comportement newtonien sur toute la gamme de vitesses de

cisaillement. Le plateau newtonien est également observable pour l’échantillon CC10 (chitosane

substitué par une chaîne alkyle C10) mais sur une échelle de cisaillements beaucoup plus faible. Il est

suivi d’une zone de rhéofluidification à plus haut cisaillement. Ce comportement est provoqué par la

rupture des interactions hydrophobes sous l’effet du cisaillement et par l’alignement des chaînes dans

le sens de l’écoulement24, 25, 52, 69. Le caractère rhéofluidifiant est d’autant plus marqué que la longueur

des greffons hydrophobes est importante. Ainsi, dans le cas de CC12, la vitesse de cisaillement

critique, qui marque la limite entre le plateau newtonien et la zone de rhéofluidification, n’est pas

observable dans la gamme de cisaillements étudiée : le comportement du polysaccharide est

purement rhéofluidifiant. Le renforcement du comportement rhéofluidifiant peut également être

obtenu en augmentant par exemple la concentration en polymère12, 63, 70, la densité de greffage ou

encore la longueur des séquences hydrophobes au sein des chaînes11, 25, 28.

- 21 -


Dans certains cas, pour des concentrations en polymère proches de ccrit, on remarque une

augmentation de la viscosité16, 25, 52, 62 sous l’effet du cisaillement entre le plateau newtonien et le

domaine de rhéofluidification. Ce comportement, qualifié de rhéoépaississement34, serait dû à une

modification de l’équilibre entre les interactions hydrophobes intra et intermoléculaires16, 62. En effet,

l’étirement des chaînes par le cisaillement détruirait les interactions intramoléculaires tout en

favorisant celles intermoléculaires, d’où l’augmentation de viscosité34.

1.2.2.1.3. Paramètres influençant les propriétés viscosimétriques des polymères

amphiphiles

Il est possible de moduler le comportement viscosimétrique des polymères amphiphiles en

solution suivant la nature intra et/ou intermoléculaire des interactions hydrophobes, mais également

suivant la force de ces interactions. De ce fait, il existe plusieurs paramètres, autres que la

concentration en polymère, permettant de contrôler les interactions hydrophobes : la nature et le

taux de chaînons hydrophobes, la nature du squelette hydrophile, l’architecture du polymère, la force

ionique du milieu et la température. Ces points seront abordés dans les paragraphes suivants. L’effet

des tensioactifs sur le comportement des polymères amphiphiles ne sera, par contre, pas décrit.

La force et la nature des interactions sont contrôlables via la densité de groupements

hydrophobes au sein du polymère, leur nature (chaînons carbonés ou fluorés), leur structure (linéaire

ou branchée) ainsi que leur longueur. En effet, les interactions sont renforcées lorsque le groupement

est ramifié11, 25, lorsque sa longueur12, 65, 71, 72 et/ou ses proportions12, 24, 26, 36, 57, 62, 73 augmentent, ou

encore en utilisant des chaînes fluorocarbonées22, 23, 65, 69 au lieu de hydrocarbonées. L’ensemble de

ces modifications se traduit, au-delà de la concentration critique, par un comportement épaississant

accru14, 26, 65, 72.

- 22 -


Il est observé que la concentration critique ccrit diminue lorsque la longueur des chaînons

augmente12, 14, 26, 65, 71, 72, ou quand le groupement hydrophobe est ramifié au lieu de linéaire11, 25. Par

ailleurs, les polymères amphiphiles fluorés présentent aussi des valeurs de ccrit plus faibles que leurs

homologues hydrocarbonés22, 23, 65. De plus, en règle générale, la concentration critique décroît quand

la densité de greffage augmente12, 14, 24, 26, 41. L’hypothèse majoritairement admise pour ces

phénomènes est que les interactions intermoléculaires sont d’autant plus favorisées que

l’hydrophobie, la longueur et/ou la quantité de chaînons hydrophobes est importante.

Il est important de souligner que les polymères amphiphiles présentent un comportement

rhéologique particulier à partir d’une densité de greffage minimale de chaînons hydrophobes.

Cependant, cette densité ne doit pas dépasser une certaine valeur17, 65, 69, sous peine d’obtenir un

polymère avec des propriétés amoindries, voire insoluble dans l’eau. Ce constat est dû à la

compétition entre le caractère intra et intermoléculaire des interactions hydrophobes. En effet, à

partir d’une certaine densité de greffage, les interactions intramoléculaires deviennent de nouveau

majoritaires dans le milieu36, 46, 65, 69. Par ailleurs, une longueur minimale de chaînon hydrophobe,

généralement supérieure ou égale à 6 atomes de carbone, est aussi nécessaire afin d’obtenir des

propriétés associatives suffisantes15.

Bien que parfois mentionné46, l’impact de la rigidité du squelette hydrophile sur la nature intra

et/ou intermoléculaire des interactions hydrophobes n’a, à notre connaissance, été étudié que par

Inomata et al.74. Le polymère amphiphile examiné par ces auteurs est un polypeptide, le poly[N5-(2-

hydroxyethyl)-L-glutamine] comportant des groupements latéraux alkyle C12, C16 ou C18. Le squelette

hydrophile possède la particularité d’adopter deux conformations différentes en solution suivant le

solvant : une forme désordonnée de type pelote flexible dans l’eau, et une forme hélicoïdale dans

l’éthylène glycol. Les auteurs ont pu montrer, par fluorescence et rhéologie, que la conformation

rigide favorise les interactions de type intermoléculaire, quelle que soit la concentration en polymère.

- 23 -


Au contraire, pour le polypeptide sous forme pelote, la nature des interactions dépend de la

concentration : intramoléculaire à basse concentration, intermoléculaires au-dessus de la

concentration critique. Ces résultats mettent clairement en évidence l’influence de la rigidité de la

chaîne principale sur la nature intra/intermoléculaire des interactions hydrophobes.

Comme indiqué précédemment, les groupements hydrophobes peuvent adopter différentes

répartitions le long du squelette hydrophile. Cette répartition impacte directement les propriétés de

ces polymères en solution. En effet, il a été observé que les interactions hydrophobes sont renforcées

dans le cas de polymères ayant une structure de type blocs, par rapport à ceux ayant une répartition

statistique de leurs chaînons8, 10, 25, 75. Les polymères de type blocs se caractérisent ainsi par des

propriétés viscosifiantes plus importantes que leurs homologues statistiques. Par ailleurs, la présence

d’espaceurs76, 77 permet de rendre les groupements hydrophobes davantage disponibles pour former

des interactions intermoléculaires, ce qui se traduit par des systèmes possédant un pouvoir

épaississant accru.

La concentration en sel dans la solution affecte aussi la force des interactions entre les chaînons

hydrophobes. Globalement, dans le cas de polymères amphiphiles non chargés, l’augmentation de la

force ionique favorise les interactions hydrophobes du fait d’un phénomène de « salting–out »10, 12, 27,

69 : la présence de sel diminue la solubilité des composés hydrophobes au sein du milieu aqueux,

renforçant ainsi leurs propriétés associatives. L’influence de ce paramètre sur les propriétés dépend

de la nature des interactions hydrophobes, elle-même reliée à la concentration en polymère. Ainsi,

pour c < ccrit, l’ajout de sel renforce les interactions intramoléculaires. La chaîne amphiphile est, de ce

fait, d’autant plus collapsée que la force ionique est élevée, ce qui se traduit par une viscosité

intrinsèque de plus en plus faible27. Pour c > ccrit, le sel favorise les interactions intermoléculaires : la

viscosité augmente alors avec la salinité10, 12, 69. Néanmoins, pour chaque situation, une concentration

- 24 -


en sel trop élevée peut rendre le polymère complètement insoluble dans l’eau, ce qui entraîne des

phénomènes de séparation de phases27. Le cas des polyélectrolytes amphiphiles est plus complexe.

En effet, il existe une compétition entre les interactions hydrophobes attractives et les répulsions

électrostatiques au sein de ces systèmes16, 36, 65. Par conséquent, leur comportement est très

fortement dépendant de la concentration en sel. Ce point ne sera cependant pas discuté dans le

cadre de ce travail.

L’impact de la température sur les propriétés viscosimétriques des polymères amphiphiles est, à

ce jour, sujet à débat. En solution, ces macromolécules se caractérisent soit par une hausse 12, 17, 69, soit

par une diminution10, 17, 32, 66, 71, 78, 79 de leur viscosité quand la température augmente. Ce

comportement dépend également du domaine de concentration étudié et de la densité de greffage.

Deux hypothèses opposées sont proposées pour expliquer ces résultats contradictoires.

Pour certains auteurs12, 17, 69, 71, l’augmentation de la température favorise les interactions

hydrophobes. Ce phénomène s’expliquerait, soit par la nature entropique12 de ce type d’interaction,

soit par une modification de la qualité du solvant17, 69 (en l’occurrence l’eau) vis-à-vis de la chaîne

hydrophile sous l’effet de la chaleur. En effet, selon cette deuxième supposition, l’élévation de

température a pour conséquence d’affaiblir les liaisons hydrogène impliquées dans la solubilisation

du polymère. De ce fait, le solvant hydrate moins efficacement le polymère, ce qui entraîne

mécaniquement un renforcement des interactions hydrophobes. L’accroissement de la température

avantage donc ces interactions, mais de manière indirecte. L’évolution de la viscosité lors du

chauffage dépend alors du caractère intra ou intermoléculaire de ces interactions17, 71. Ce paramètre

est notamment régi par la concentration en macromolécules dans la solution. Ainsi, en milieu dilué,

les interactions sont majoritairement intramoléculaires : la hausse de température, en favorisant ces

interactions, entraîne un collapse plus important de la chaîne. Cette dernière présente donc une

viscosité intrinsèque d’autant plus faible que la température est élevée17, 71. En milieu semi-dilué, la

- 25 -


viscosité augmente avec la température si les interactions sont majoritairement intermoléculaires, et

baisse dans le cas contraire. Le comportement exhibé résulte alors de la densité de greffage du

polymère17, 71, puisque, comme mentionné précédemment, il existe une densité limite à partir de

laquelle les interactions intramoléculaires redeviennent majoritaires dans le milieu.

D’autres auteurs10, 28, 66, 79 considèrent au contraire que la température affecte défavorablement les

interactions hydrophobes. Biggs et al.10, par exemple, remarquent que des solutions de

polyacrylamides amphiphiles ont une viscosité de plus en plus faible lorsque la température

augmente. Ils attribuent ce phénomène à une rupture des liaisons hydrophobes sous l’effet de la

chaleur. Cette hypothèse s’appuie notamment sur leurs résultats de fluorescence, qui montrent une

réduction de la quantité de microdomaines hydrophobes avec la température. L’existence de tels

microdomaines en solution dépend du nombre de groupements hydrophobes en solution, mais

également du temps de présence des greffons dans ces microdomaines. Or, plusieurs études ont

montré que la dépendance en température de ce temps de vie est arrhénienne33, 71, 78. Par

conséquent, accroître la température accélère la vitesse de libération des groupements de leurs

microdomaines.

1.2.2.2. Propriétés viscoélastiques des polymères amphiphiles

Outre leur comportement très rhéofluidifiant et leur pouvoir épaississant accru, les polymères

amphiphiles se distinguent également de leur homologue non greffé par des propriétés

viscoélastiques différentes. Ce point est illustré sur la figure 1-6, qui représente l’évolution des

modules élastique G’ et visqueux G’’ en fonction de la fréquence, notée f, pour un alginate et ses

dérivés porteurs de chaînes de polycaprolactone à différentes densités de greffage57.

- 26 -


Figure 1-6 : Evolution de G’ (symboles pleins) et G’’ (symboles ouverts) en fonction de la fréquence, f, pour un

alginate et ses dérivés modifiés à différentes densités de greffage (d’après Colinet et al.57).

A basse fréquence, l’alginate présente un comportement de liquide visqueux, avec le module

élastique G’ inférieur au module visqueux G’’. A haute fréquence au contraire, l’inverse est observé :

le polysaccharide se comporte alors comme un solide. L’inversion de comportement survient à la

fréquence de relaxation dite fτ.

Le greffage de chaînons hydrophobes sur l’alginate entraîne une augmentation de plus en plus

marquée de la valeur des modules avec la densité de greffage, avec G’ supérieur à G’’. Ce phénomène

s’accompagne d’un décalage de fτ vers des valeurs de plus en plus basses, quand la densité de

greffage augmente. Pour l’alginate le plus modifié, on constate ainsi que G’ est supérieur à G’’ sur

toute la gamme de fréquences mesurées, et que les deux modules ont une faible dépendance en

fréquence. On a ici le comportement typique d’un gel.

Le comportement viscoélastique particulier des polymères amphiphiles s’explique par la

formation, à partir d’une certaine concentration, d’un réseau transitoire dans lequel les

microdomaines hydrophobes résultant des interactions intermoléculaires agissent comme des nœuds

- 27 -


de « réticulation » à durée de vie finie. Ce phénomène rend ainsi les chaînes de polymère

élastiquement actives. Il existe deux modèles permettant de décrire les propriétés rhéologiques de

ces systèmes au-delà de ccrit, suivant la présence ou non d’enchevêtrements. Pour remarque, ces

modèles s’appliquent pour tout polymère associatif, quel que soit le type d’interaction (liaisons

hydrogène, interaction hydrophobe, ionique, etc.).

1.2.2.2.1. Polymères non enchevêtrés : modèle de Rouse collant

Le modèle de Rouse collant80, 81 (ou « sticky Rouse model ») s’applique dans le cas des polymères

amphiphiles flexibles en régime semi-dilué non enchevêtré (c* < c < c**). D’après ce modèle, les

groupements hydrophobes sont considérés comme des « points collants », ou « stickers », qui sont

répartis de manière équidistante le long des chaînes et s’associent uniquement par paire (cf. figure 1-

7). Chaque sticker existe sous l’un ou l’autre des états suivants : « fermé » s’il est associé avec un

autre sticker (il forme alors un nœud de jonction), ou « ouvert » s’il est libre. Les portions de chaîne

entre chaque sticker sont qualifiées de « segments ». Ces segments sont considérés comme

élastiquement actifs lorsqu’ils sont délimités par deux stickers fermés, en interaction

intermoléculaire. Par conséquent, les stickers fermés de manière intramoléculaire ne participent ni à

la dynamique ni à l’élasticité du système. De même, les segments encadrés par des stickers ouverts

sont inactifs.

Figure 1-7 : Modèle de réseau transitoire pour des associations en paire (d’après Rubinstein et al.80 et Leibler et

al.81).

- 28 -


Les « nœuds », ainsi formés, ont une durée de vie finie qui dépend du temps d’association entre

stickers, τsticker, caractérisé par :

τ sticker=τ0 exp(Ea+EbkT ) Equation 1-1

Avec τ0 le temps de diffusion du sticker (de l’ordre de 10-9 s), Ea l’énergie d’activation nécessaire

pour former la jonction, Eb l’énergie de liaison des stickers et k la constante de Boltzmann.

La relaxation du système obéit à une variante du modèle de Rouse : les segments relaxent

lorsqu’ils diffusent d’une distance équivalente à leur taille. Cependant, la présence de stickers

intermoléculaires fermés empêche de tels mouvements. Par conséquent, la diffusion est possible

uniquement lorsque les stickers délimitant les segments sont à l’état ouvert. Elle est également

fortement ralentie par ces mêmes stickers, qui peuvent se réassocier au cours du mouvement, d’où le

terme de Rouse collant pour qualifier la dynamique de ces systèmes. Cette dernière dépend donc à la

fois du nombre de stickers à l’état fermé, et également de la durée d’association entre stickers.

On définit ainsi le temps de Rouse collant des chaînes associatives comme :

τ Rouse=τ sticker∗ ( f ∗ pinter )2

Equation 1-2

Avec f le nombre de stickers par chaîne et p inter la fraction de stickers fermés en interaction

intermoléculaire.

Le module élastique au temps de Rouse collant, G’, reste identique à celui des polymères non

associatifs, soit, pour une chaîne constituée de N monomères de taille b et de fraction volumique φ :

G'=kT∗ϕ

N∗ b3Equation 1-3

- 29 -


La viscosité est donnée par la relation suivante :

η=G'∗τ Rouse=G'∗ τ sticker∗ ( f ∗ pinter )

2Equation 1-4

En régime dilué, les interactions entre stickers sont majoritairement intramoléculaires : la

viscosité est faible, car pinter est proche de 0. La forte hausse de viscosité lors du passage du régime

dilué au régime semi-dilué non enchevêtré s’explique par l’augmentation importante du nombre

d’interactions intermoléculaires lorsque ccrit est atteint.

Si la concentration croît encore, une renormalisation du temps de vie des nœuds est nécessaire.

En effet, à concentration élevée, le nombre de stickers ouverts est faible. Par conséquent, un sticker

s’associe et se dissocie plusieurs fois avec son partenaire avant de pouvoir entrer en interaction avec

un nouveau sticker disponible. Ce phénomène se traduit par une augmentation de τ sticker avec la

concentration, ce qui explique la forte dépendance de la viscosité avec la concentration dans ce

régime.

Ce modèle a été développé selon l’hypothèse où les associations se font toujours par paire, ce qui

coïncide rarement avec les situations rencontrées expérimentalement. Néanmoins, les prédictions du

modèle s’appliquent également pour des polymères associatifs dont les nœuds comportent plus de

deux stickers. Dans ce cas, τsticker est défini comme la durée nécessaire pour que le sticker se détache

du microdomaine résultant des associations entre plusieurs stickers.

Les propriétés viscoélastiques des polymères amphiphiles en régime linéaire peuvent être

modélisées par un élément de Maxwell, comme illustré sur la figure 1-8 :

- 30 -


Figure 1-8 : Propriétés viscoélastiques d’un polymère téléchélique82.

Le système est décrit par un unique temps de relaxation τ. A haute fréquence, le système se

comporte comme un gel chimique. Au contraire, à basse fréquence le polymère amphiphile présente

les caractéristiques d’un liquide visqueux. Ces résultats sont en accord avec le modèle de Rouse

collant. L’unique temps de relaxation correspond au temps de vie d’un chaînon hydrophobe dans un

nœud, τsticker. Pour t < τsticker (hautes fréquences), les stickers ne peuvent pas sortir des microdomaines

hydrophobes, d’où les propriétés de type gel observées. En revanche, pour t > τ sticker (basses

fréquences), les stickers ont suffisamment de temps pour se libérer de leur nœud. Par conséquent, la

majorité des stickers sont ouverts : le système peut alors couler. Le modèle de Rouse collant est

particulièrement adapté pour décrire le comportement viscoélastique des polymères téléchéliques19,

21, 82, 83.

1.2.2.2.2. Polymères enchevêtrés

Le modèle de Rouse collant n’est cependant pas applicable pour les polymères amphiphiles en

régime enchevêtré. En effet, dans ce régime de concentration, les enchevêtrements topologiques, qui

s’ajoutent aux microdomaines hydrophobes, contribuent également à la dynamique du système. Ce

- 31 -


constat a donné lieu au développement du modèle de la reptation collante. Ce dernier combine à la

fois la théorie de la reptation, utilisée pour expliquer le comportement rhéologique de polymères

enchevêtrés non associatifs, et celle de Rouse collante.

a. Polymères non associatifs en régime enchevêtré : modèle de la reptation

Pour rappel, en régime enchevêtré, une chaîne est gênée dans ses mouvements par ses voisines,

du fait des enchevêtrements topologiques. Afin de rendre compte de cette situation, Doi et

Edwards84, ainsi que de Gennes85, ont développé le modèle de la reptation. D’après ce dernier, la

chaîne étudiée est confinée dans un tube délimité par les enchevêtrements de la macromolécule

avec ses voisines, comme illustré sur la figure 1-9 :

Figure 1-9 : Chaîne confinée dans son tube de reptation de diamètre a (d’après Van Ruymbeke59).

La chaîne est divisée en segments de longueur l qui sont circonscrits par les enchevêtrements.

L’axe passant par le centre du tube est appelé « chaîne primitive ». Les mouvements de la chaîne

suivant cet axe sont libres, et suivent une dynamique de type Rouse. Les déplacements latéraux, par

contre, sont fortement limités par les parois du tube. Par conséquent, la chaîne ne peut diffuser dans

le tube que par un mouvement de reptation, semblable à celui d’un serpent.

- 32 -

Segment de longueur lentre 2 enchevêtrements Chaîne confinée dans le tube

Enchevêtrement


La relaxation de la chaîne s’effectue en plusieurs étapes, chacune étant associée à un temps

caractéristique (cf. figure 1-10).

Figure 1-10 : Relaxation des polymères en régime enchevêtré (d’après Leibler et al.81).

τe correspond au temps de relaxation des segments de chaîne entre enchevêtrements

(dynamique de Rouse). Le temps de reptation, τrep, est le temps nécessaire pour que la chaîne sorte

de son tube.

Pour t < τe, la relaxation, qui suit une dynamique de type Rouse, se produit uniquement au sein

des segments. La position de ces derniers fluctue librement au sein du tube, mais sans toucher les

parois. Par conséquent, les segments ne ressentent pas la présence des enchevêtrements : la chaîne

ne « voit » pas le tube.

A partir de t > τe, les fluctuations sont suffisamment importantes pour que la chaîne perçoive les

enchevêtrements. Ces derniers agissent comme des nœuds de réticulation, ce qui se traduit, au

niveau des propriétés rhéologiques, par l’apparition d’un plateau caoutchoutique entre τ e et τrep, de

module :

- 33 -


G0≈ cRT( 1N e ) Equation 1-5

Avec c la concentration en monomère et Ne le nombre de monomères entre enchevêtrement.

Puis, lorsque la fréquence diminue, le régime de reptation est atteint : les mouvements de

relaxation latéraux sont limités aux parois du tube, seuls les déplacements le long du tube sont

autorisés. La chaîne commence à diffuser petit à petit hors de son tube par reptation.

La relaxation est complète lorsque la chaîne est entièrement sortie du tube, soit à t > τ rep. Au delà

de τrep, les chaînes coulent librement les unes par rapport aux autres, et le système se comporte

comme un liquide visqueux. Le temps de reptation, ou temps de relaxation terminal, est donné par :

τ rep=τ e( NN e)3,5

Equation 1-6

Avec τR le temps de Rouse d’une chaîne constituée de N monomères. Il ressort que τ rep dépend

très fortement de la densité d’enchevêtrement.

b. Polymères associatifs en régime enchevêtré : modèle de la reptation collante

Le modèle de la reptation collante80, 81 ajoute la notion de tube de reptation à la théorie de Rouse

collante afin de modéliser l’effet des enchevêtrements sur la dynamique des polymères amphiphiles.

En d’autres termes, le système peut être visualisé comme une chaîne obéissant à une dynamique de

type Rouse collante, mais confinée dans un tube délimité par les enchevêtrements. De plus, on

considère que le nombre d’enchevêtrements est très supérieur à celui des stickers. La relaxation de la

chaîne s’effectue suivant une succession d’étapes élémentaires :

- 34 -


Figure 1-11: Modèle de la reptation collante81.

Soit une chaîne P confinée dans son tube de reptation et présentant 3 stickers (positions c, i et d).

A un temps t (partie a), les chaînes P et P1 sont en interaction via les deux stickers fermés en position

i. Ces stickers empêchent les segments de chaîne compris entre c et d de diffuser par reptation. Le

mouvement devient possible uniquement lorsque les stickers i s’ouvrent et ne se réassocient pas. La

chaîne peut alors se mouvoir au sein du tube, jusqu’à ce que le sticker ainsi libéré entre en interaction

avec un autre sticker (ici f de la chaîne 2, partie b). Ces étapes élémentaires se répètent jusqu’à ce

que la chaîne sorte complètement de son tube. La reptation de la chaîne hors de son tube est donc

possible même si tous les stickers ne sont pas conjointement à l’état ouvert.

- 35 -

Sticker fermé

Sticker ouvert


La figure 1-12 schématise la réponse viscoélastique de tels polymères en accord avec le modèle

de la reptation collante, tout en la comparant à celle des polymères non associatifs :

Figure 1-12 : Réponse viscoélastique des polymères associatifs (en rouge) et non associatifs (en bleu, d’après

Leibler et al.81).

Le processus de relaxation des polymères associatifs présente quatre régimes, définis par trois

temps caractéristiques : le temps de type Rouse des chaînes entre enchevêtrements, τe, la durée des

interactions entre stickers, τsticker, et le temps de reptation τrep pour le polymère associatif (τ0rep dans le

cas du polymère non modifié).

Pour t < τe, seuls les segments entre les enchevêtrements relaxent suivant une dynamique de

type Rouse, sans influence des stickers. Dans ce régime, la relaxation des chaînes associatives est

identique à celle du polymère non modifié.

Pour τe < t < τsticker, les stickers n’ont pas le temps de se libérer des microdomaines hydrophobes.

Ces derniers agissent donc comme des nœuds de réticulation physique. De plus, à partir de t > τe, la

chaîne devient également sensible à la présence des enchevêtrements topologiques. Par conséquent,

la relaxation du système dans ce régime se caractérise par un plateau caoutchoutique, analogue à

- 36 -


celui observé pour les polymères non modifiés, mais de module plus élevé du fait de la contribution

supplémentaire des microdomaines à celle des enchevêtrements :

G1≈cRT ∗( ρN s

+1Ne ) Equation 1-7

Avec ρ la masse volumique et Ns nombre de monomères entre sticker.

Pour τsticker < t < τrep, la contrainte contenue dans les microdomaines hydrophobes est relaxée.

Seuls les enchevêtrements continuent d’agir comme des nœuds élastiquement actifs. Le système se

comporte toujours comme un gel (présence d’un deuxième plateau caoutchoutique), mais de module

G0 identique à celui des polymères non greffés (cf. équation 1-5). Le temps de reptation est défini

par :

τ rep=τ Rouse( NN e )1,5

≈( NN e)1,5 2 f 2τ sticker1−9/ pinter+12/ pinter

2 Equation 1-8

Avec f le nombre de stickers par chaîne et p inter la fraction de stickers en interaction

intermoléculaire. Le temps de reptation des polymères associatifs dépend donc des enchevêtrements

topologiques, mais également des stickers, même s’ils ne forment plus de nœuds élastiquement

actifs. Ces derniers agissent comme des points collants qui ralentissent la reptation de la chaîne hors

de son tube, selon le mécanisme présenté plus haut.

Enfin, pour t > τrep, les chaînes libérées de tout nœud, coulent les unes par rapport aux autres. On

retrouve donc le comportement d’un liquide visqueux.

La viscosité des polymères associatifs est définie par :

η≈G0 τ rep≈cRTN e (

NN e )

1,5 2 f 2 τ sticker1−9/ p inter+12/ pinter

2 Equation 1-9

- 37 -


La viscosité des polymères amphiphiles est donc d’autant plus importante que la quantité de

stickers au sein des chaînes et/ou la durée de vie des interactions hydrophobes sont élevées.

Pour résumer

D’après le modèle de la reptation collante, la relaxation des polymères associatifs/amphiphiles se

distingue de celle des polymères non modifiés par la présence de deux plateaux caoutchoutiques,

auxquels sont associés deux temps caractéristiques. Le premier temps, τsticker, à haute fréquence, est

indépendant de tout paramètre moléculaire (longueur des chaînes, nombre de stickers, etc.). Le

deuxième temps, τrep, à basse fréquence, varie suivant la longueur des chaînes, le nombre de stickers,

et également τsticker. Le modèle prédit également que les polymères amphiphiles possèdent des

propriétés épaississantes renforcées par rapport à leurs homologues non modifiés. De plus, les

systèmes amphiphiles ont un temps de relaxation terminal beaucoup plus élevé que les chaînes non

modifiées, ce qui se traduit par un comportement de type gel dans des gammes de fréquences pour

lesquelles leur homologue est un liquide visqueux. L’ensemble de ces prévisions se trouvent

confirmées par les résultats expérimentaux décrits dans la littérature28, 37, 52, 57, 62.

Pour autant, les données bibliographiques ne semblent pas en accord avec la prédiction du

modèle concernant l’existence de ces deux plateaux. En effet, la quasi-totalité des polymères

associatifs n’exhibent qu’un seul plateau avant la zone terminale d’écoulement. Néanmoins, Müller et

al.86 ont pu observer, par des analyses viscoélastiques et diélectriques, les deux plateaux

caoutchoutiques dans le cas de dérivés de polybutadiène s’auto-associant via des liaisons hydrogène.

Ce résultat renforce la pertinence de la théorie de la reptation collante pour expliquer le

comportement des polymères associatifs, et donc amphiphiles. L’absence du premier plateau pour la

majorité des polymères amphiphiles s’explique par le temps très court d’association entre stickers, ce

qui rend difficile l’observation expérimentale de ce plateau.

- 38 -


Par ailleurs, d’après la théorie de la reptation collante, les propriétés rhéologiques des polymères

amphiphiles sont d’autant plus améliorées que le nombre de stickers par chaîne ou la durée

d’association entre stickers, τsticker, sont élevés. Une fois encore, les résultats décrits dans la littérature

vont dans ce sens : les polymères amphiphiles ont un temps de reptation qui augmente avec la

densité de greffage57, 67 ou la longueur des chaînons hydrophobes57. Ce phénomène est, du reste,

illustré sur la figure 1-6.

Par la suite, les analyses viscoélastiques décrites dans ce manuscrit s’effectuant en régime

enchevêtré, seule la théorie de la reptation collante sera considérée. Ces modèles, qui élucident

l’origine des propriétés rhéologiques accrues des polymères amphiphiles par rapport à leurs

homologues non modifiés, montrent que leur dynamique est contrôlée par le nombre et la durée de

vie des interactions entre chaînons hydrophobes.

1.3. La gomme xanthane

Dans le cadre de ces travaux, nous nous intéressons à greffer chimiquement des chaînons

hydrophobes sur le xanthane. Cette partie a pour objectif de décrire la structure et le comportement

en solution de ce polysaccharide. En particulier, le xanthane est connu pour adopter deux

conformations différentes2, 3 en solution, suivant les conditions opératoires : une forme ordonnée

hélicoïdale semi-rigide, et une forme désordonnée de type pelote flexible, qui ont des propriétés

rhéologiques bien distinctes. Cette section s’attache notamment à mettre en relief le lien entre les

différentes conformations pouvant être adoptées par les chaînes et les propriétés viscosimétriques et

rhéologiques du polymère. Enfin, les différents exemples de modification du xanthane par greffage

sont également présentés dans cette partie.

- 39 -


1.3.1. Intérêt industriel du xanthane et procédé de production

Le xanthane est un hétéropolysaccharide microbien obtenu par fermentation de sucre en

présence de la bactérie Xanthomonas campestris. Cette gomme fut découverte à la fin des années

1950 par les scientifiques du département américain de l’Agriculture, lors d’un criblage visant à

identifier des micro-organismes capables de produire des polymères hydrosolubles d’intérêt

commercial87, 88.

Très rapidement, le xanthane fut l’objet de nombreuses recherches académiques et industrielles,

du fait de ses propriétés rhéologiques particulières. En effet, ce polysaccharide possède un pouvoir

épaississant important, et ce, dès de faibles concentrations en polymère, ainsi qu’un caractère

fortement rhéofluidifiant. De plus, à forte concentration en sel, les solutions aqueuses de xanthane

conservent une viscosité importante jusqu’à des températures élevées (70-80°C). Enfin, ce polymère

est connu pour interagir avec d’autres polysaccharides, tels les galactomannanes89-92 (guar, caroube,

etc.). Les mélanges ainsi obtenus possèdent une viscosité bien supérieure à celles des solutions de

polysaccharides seuls. Ce phénomène est qualifié de synergie (positive) des systèmes

galactomannane/xanthane. Ainsi, le xanthane est surtout utilisé industriellement comme agent de

contrôle de viscosité des systèmes aqueux et/ou comme stabilisant dans les émulsions et

suspensions93-95.

Le premier procédé industriel de production du xanthane fut élaboré dès 1960 par l’entreprise

Kelco®, et ce polysaccharide devint disponible sur le marché à partir de 196488, 94. De nos jours, le

xanthane est le polysaccharide d’origine microbienne le plus vendu au monde. En 2012, la production

mondiale de gomme xanthane est estimée à plus de 110 000 tonnes ; les principaux producteurs sont

la Chine (près des deux-tiers de la production), les Etats-Unis, la France, l’Autriche et le Japon96.

Le principal domaine d’application du xanthane est l’agroalimentaire93, 95. Cette gomme est

autorisée dans l’industrie alimentaire aux Etats-Unis depuis 196995, en France depuis 1974 et en

- 40 -


Europe depuis 1982 (additif E415)88. Il est présent notamment dans les assaisonnements de salade,

les boissons, les plats cuisinés et surgelés en tant qu’épaississant, agent stabilisant ou encore pour

améliorer la texture et l’apparence du produit final. Le xanthane est également employé dans de

nombreux autres domaines, tels que l’industrie pétrolière (pour la récupération assistée du pétrole),

les produits cosmétiques et pharmaceutiques, les revêtements de surface (peinture, vernis,

impression sur papier ou textile) ou encore les explosifs87, 93-95.

Le procédé industriel d’obtention de la gomme est un processus le plus souvent discontinu (dit en

batch), qui comporte un certain nombre d’étapes présentées dans la figure 1-13 :

Figure 1-13: Procédé de production de la gomme xanthane93, 94.

La première étape de ce procédé consiste en la synthèse de la gomme par fermentation aérobie

en milieu stérile et en présence de la bactérie Xanthomonas campestris. Le milieu de culture contient

divers nutriments nécessaires à la bactérie : des sels de magnésium, de potassium ou de calcium, des

sources d’azote et de carbone (glucose, fructose ou amidon). La réaction se déroule à température et

- 41 -


pH contrôlés (respectivement entre 28 et 32°C et entre 6,5 et 7,5) jusqu’à consommation totale du

carbone.

En fin de fermentation, le moût réactionnel contient, outre le xanthane, des cellules

bactériennes, des protéines et des nutriments résiduels. Plusieurs étapes de purification sont alors

nécessaires pour éliminer ces impuretés. En premier lieu, le moût est stérilisé thermiquement (entre

80 et 130°C) pendant une dizaine de minutes afin de tuer les bactéries Xanthomonas. Après

refroidissement du milieu, le xanthane est alors précipité dans de l’isopropanol. Les fibres sont

ensuite récupérées par filtration ou centrifugation, séchées, broyées et tamisées, et la poudre finale

obtenue conditionnée. L’isopropanol usagé, provenant des étapes de précipitation et de séchage, est

purifié par distillation et réinjecté dans le processus de production. Par ailleurs, suivant les

applications visées, des traitements supplémentaires peuvent être effectués sur la gomme lors de la

fermentation, du processus de purification et/ou après séchage. Le moût peut, par exemple, être

chauffé en milieu basique afin d’ôter les fonctions acétate présentes dans le polymère, ou bien

soumis à des étapes de purification plus poussées, dans le but d’éliminer toute trace de débris

cellulaires93.

1.3.2. Structure chimique et conformation du xanthane

1.3.2.1. Structure chimique du xanthane

Le xanthane est un hétéropolysaccharide anionique constitué d’un squelette cellulosique linéaire

de β-D-glucoses dont une unité sur deux est substituée en C3 par une chaîne latérale trisaccharidique.

Cette dernière comporte un α-D-mannose, un acide β-D-glucuronique et un β-D-mannose terminal 97,

98 :

- 42 -


Figure 1-14 : Structure chimique du xanthane.

Le xanthane comporte également des groupements acétate et pyruvate, situés respectivement

sur le carbone 6 du mannose interne et sur les carbones 4 et 6 du mannose terminal. La proportion

de ces groupements varie d’une gomme xanthane à une autre selon la nature de la souche

bactérienne utilisée99, 100, les conditions de fermentation94, 101-103 ou encore les traitements post-

fermentation93.

Les propriétés anioniques du xanthane s’expliquent par la présence, le long de la chaîne latérale,

de une à deux fonctions acide carboxylique par unité de répétition, suivant le degré de substitution

en pyruvate. Dans la majorité des échantillons de xanthane commerciaux, ces fonctions sont sous

forme carboxylate, et saponifiées par des ions Na+, K+ ou encore Ca2+. Le pKa de ces fonctions acides

est compris entre 2,6 et 4, suivant la température et la force ionique du milieu104, 105.

1.3.2.2. Conformation du xanthane en solution : transition ordre-désordre

En solution, le xanthane est caractérisé par une transition conformationnelle ordre-désordre2, 3,

au cours de laquelle les chaînes passent d’une conformation ordonnée semi-rigide, à une

conformation désordonnée flexible. Cette transition est définie par une température de transition,

Tm, et s’accompagne d’une modification des propriétés rhéologiques du xanthane. De nombreuses

techniques permettent de mettre en évidence cette transition et de caractériser les différentes

conformations obtenues, telles que le dichroïsme circulaire2, 3, 106, 107, la polarimétrie3, 108-113, l’analyse

- 43 -


calorimétrique différentielle114-116, ou encore la RMN3, 113, 117, la diffusion de la lumière108, 118-121, la

microscopie122-125 et la rhéologie116, 126-130.

Suivant la température et la force ionique du milieu, le polymère peut se présenter sous trois

conformations différentes109. En effet, à basse température et force ionique élevée, le xanthane existe

sous une forme ordonnée dite native. Cet état correspond à celui adopté par les chaînes dans le

moût réactionnel n’ayant subi aucun traitement thermique. Si le milieu est chauffé à une

température supérieure à Tm et/ou dilué en présence d’une très faible quantité de sel ([NaCl] < 10 -4

M), le xanthane adopte alors une conformation désordonnée, qualifiée de dénaturée. La transition

de l’état natif à l’état dénaturé est un processus irréversible. L’ajout de sel à la solution ou le

refroidissement de cette dernière à une température inférieure à Tm permet aux chaînes d’adopter

de nouveau une conformation ordonnée, mais différente de celle de l’état natif. On parle alors de la

forme renaturée du xanthane. Contrairement à la transition de la forme native vers la forme

renaturée, le passage entre les états dénaturés et renaturés du xanthane est réversible.

Il faut savoir que la conformation du xanthane est toujours un sujet de débat, en particulier en ce

qui concerne les formes natives et renaturées de la gomme.

A l’état solide, des analyses de diffraction des rayons X montrent que le xanthane adopte une

conformation hélicoïdale131, 132. Ainsi, Moorhouse et al.131 établissent que la structure secondaire de ce

polysaccharide consiste en une hélice droite quintuple 51 de pas 4.7 nm, avec les chaînes latérales

repliées et alignées le long du squelette cellulosique (cf. figure 1-15).

- 44 -


Figure 1-15 : Hélice 51 du xanthane vue a : perpendiculaire à l’axe de l’hélice. b : parallèle à l’axe de l’hélice131.

Cette structure est stabilisée par des liaisons hydrogène intramoléculaires entre les chaînes

latérales et principales. Pour ces auteurs, le xanthane adopterait la même conformation ordonnée en

solution, soit celle d’une simple hélice. Okuyama et al.132, au contraire, considèrent que le xanthane à

l’état solide se présente sous forme d’une double hélice composée de deux chaînes antiparallèles et

stabilisées par des liaisons hydrogène intermoléculaires (cf. figure 1-16) :

- 45 -


Figure 1-16 : Double hélice 51 de xanthane a : parallèle . b : antiparallèle (vue perpendiculaire par rapport à

l’axe de l’hélice)132.

Pour ces auteurs, les chaînes adoptent également cette configuration en milieu aqueux. Dans les

deux cas, les données de rayon X sont en accord avec les deux modèles proposés, ce qui ne permet

pas de conclure sur la nature exacte de la structure secondaire du xanthane.

En solution, les deux conformations ordonnées du xanthane (simple et double hélice) ont été

observées, sans qu’il soit possible d’attribuer de façon définitive l’une ou l’autre de ces structures à

l’état natif ou renaturé du xanthane. L’obtention d’une simple ou double hélice dépend de nombreux

paramètres, dont la température, la concentration en polymère, mais également les traitements de

- 46 -


purification subis par l’échantillon après le processus de fermentation (en particulier les éventuelles

étapes de pasteurisation et/ou de dilution). A ce jour, plusieurs scénarii existent dans la littérature

afin d’expliquer la transition ordre-désordre du xanthane et les conformations natives, dénaturées et

renaturées associées.

Certains auteurs considèrent que la forme ordonnée du xanthane est celle d’une hélice

constituée d’un seul brin2, 3, 111, 133. La transition ordre-désordre est alors un processus intramoléculaire

qui s’explique par une rupture des liaisons hydrogène stabilisant l’hélice et un « déploiement » des

chaînes latérales qui s’éloignent du squelette cellulosique2. La conformation désordonnée obtenue

est celle d’une pelote flexible, comme indiquée sur la figure 1-17 :

Figure 1-17 : Transition ordre-désordre du xanthane selon un processus intramoléculaire (d’après Norton et

al.111).

Ce modèle s’appuie notamment sur des expériences de dénaturation du xanthane qui montrent

que la masse molaire du polymère ne varie pas lors de la transition ordre-désordre108, 130, 134. De plus, il

a été observé, par polarimétrie et dichroïsme circulaire, que la transition conformationnelle est

indépendante de la concentration en polymère2, 3. Par ailleurs, Norton et al.111 ont étudié la vitesse de

dénaturation de ce polysaccharide, et ont mis en évidence que la cinétique de transition est d’ordre

1, en accord avec un processus intramoléculaire. Ils en déduisent également que des zones

ordonnées et désordonnées peuvent coexister au sein de la même chaîne de polymère. Jones et al.133

- 47 -

Forme ordonnée Forme désordonnée

Dénaturation

Renaturation

Chaîne latérale

Chaîne principale

Zone ordonnée

Zone désordonnée


concluent également, par analyse de la conductivité de solutions aqueuses de xanthane, que ce

dernier adopte une conformation ordonnée hélicoïdale simple brin. Il est important de souligner,

néanmoins, que les études menées par Morris et al.3, Norton et al.111 et Jones et al.133 ont été

réalisées sur des échantillons de polymère ayant préalablement subi un traitement thermique. De ce

fait, il est probable que la forme ordonnée caractérisée par ces auteurs soit celle du xanthane à l’état

renaturé, et non pas natif, ce qui ne permet pas de conclure quant à la conformation adoptée par les

chaînes sous forme native.

Milas et al. se sont intéressés aux conformations ordonnées d’un xanthane issu d’un moût de

fermentation non pasteurisé, dont une fraction a été dénaturée thermiquement134 ou par dilution en

l’absence de sel130. Leurs clichés de microscopie électronique124 montrent que les deux formes

ordonnées consistent en une hélice comprenant une seule chaîne, et de même masse molaire130, 134,

135, en accord avec le modèle de la simple hélice subissant une transition conformationnelle

intramoléculaire. Cependant, leurs résultats indiquent également que la forme renaturée du

xanthane est plus visqueuse130, 134 et plus rigide124, 134 que la forme native. Les deux conformations ne

sont donc pas identiques. Ils en concluent que le xanthane à l’état natif est une simple hélice un brin 2,

124, alors que la forme renaturée consiste en une double hélice formée d’un seul brin replié sur lui-

même134, 135, d’où sa rigidité plus importante.

Figure 1-18 : Forme native, dénaturée et renaturée du xanthane d’après Milas et al.2, 124, 134, 135.

- 48 -


D’autres auteurs considèrent que la conformation native du xanthane est celle d’une double

hélice constituée de deux chaînes. La transition ordre-désordre est alors intermoléculaire et consiste

en la dissociation de cette double hélice en deux brins simples, de type pelote136-138. Deux modèles

d’hélice sont envisagés : soit une double hélice constituée de deux hélices simples qui interagissent

latéralement l’une avec l’autre114, 125 (figure 1-19 (a)), soit une double hélice constituée de deux brins

appariés, similaire à la structure de l’ADN, et qui « fond » par ses extrémités lors de la dénaturation110

(figure 1-19 (b)). Actuellement, ce second modèle, dit modèle de Liu et al.139, est le plus

communément admis dans la littérature.

Figures 1-19 : Modèle de la double hélice a : deux simples hélices en interaction latérale87. b : une double hélice

de deux brins appariés140.

De nombreux auteurs supportent le modèle de la double hélice. Stokke et Christensen140 ont, par

exemple, étudié la dépolymérisation du xanthane en milieu acide118, 141 ou en présence d’eau

oxygénée et de fer142. Ils observent ainsi que la dégradation du xanthane comporte deux étapes : une

première phase de dépolymérisation « lente », avec une faible variation de la masse molaire au cours

du temps, suivie d’une deuxième phase « rapide », qui se caractérise par une diminution importante

de la masse molaire. Ces résultats peuvent s’expliquer par le modèle de la double hélice : au début de

la dégradation, les interactions intermoléculaires entre les deux brins de la double hélice empêchent

les fragments dépolymérisés de se libérer de la structure. Par conséquent, la masse molaire évolue

peu au cours du temps. Au fur et à mesure de la dépolymérisation, les liaisons glycosidiques sont

- 49 -

Zone de jonction ordonnée

Zones de jonction désordonnées

(b)


brisées, jusqu’à un seuil critique à partir duquel la conformation en double hélice ne peut plus être

maintenue. A partir de ce point, les fragments dépolymérisés sont relâchés, ce qui se traduit par une

chute de la masse molaire. Il a aussi été observé, par microscopie électronique 118, 125, que le xanthane

natif adopte une structure hélicoïdale de deux brins qui se dissocie plus ou moins totalement en

simples chaînes. Plusieurs études des conformations du xanthane, basées sur la diffusion de la

lumière, semblent pareillement confirmer la structure en double hélice de ce polysaccharide à l’état

natif. Muller et al.138 et Capron et al.126 ont notamment utilisé cette technique pour déterminer les

masses molaires d’un xanthane natif et renaturé après traitement thermique. Ils ont ainsi remarqué

que la forme native du xanthane se caractérise par une masse molaire deux fois plus élevée que celle

de la forme renaturée. Un résultat similaire, avec la même technique, a été obtenu par Lecourtier et

al.109 pour des échantillons dénaturés par dilution en absence de sel. Cette diminution de masse

molaire s’accompagne également d’une chute de la viscosité109, 137. Liu et al.110 ont également observé,

par diffusion statique de la lumière, que la masse molaire du xanthane natif est divisée par deux

lorsque ce dernier est dissous dans le cadoxen (mélange de cadmiun, d’hydroxyde de sodium et

d’éthylène diamine), solvant dans lequel le xanthane est sous forme désordonnée. Ce résultat a été

confirmé par Sato et al.143 et Hatakenaka et al.144 via des expériences de sédimentation et de viscosité.

Toutefois, le xanthane est un polysaccharide qui a une forte tendance à l’agrégation145-148, et ce,

dès de faibles concentrations en polymère147, 148. Du fait de cette caractéristique, des masses molaires

très variables, comprises entre 2 et 50*106 g/mol pour ce polymère, ont été reportées dans la

littérature109, 147, 149, 150. Bien que les valeurs de masse molaire les plus élevées s’expliquent sûrement

par la présence d’agrégats, il est difficile d’affirmer si les masses molaires plus faibles, de l’ordre de

106 g/mol, correspondent réellement aux chaînes isolées. Par conséquent, il se peut que la

diminution de masse molaire observée lors de la dénaturation (thermique ou par dissolution dans le

cadoxen) d’un xanthane natif ne provienne pas de la dissociation d’une double hélice, mais

essentiellement d’agrégats111, 128. Une autre explication possible serait que de tels traitements

- 50 -


provoquent une dégradation du polymère128, 144, 151. Plus généralement, les données issues

d’expériences de dénaturation du xanthane natif, en particulier par voie thermique, sont souvent

contradictoires, ce qui explique en partie la controverse sur les conformations adoptées par le

xanthane en solution aqueuse. Milas et al. 134, 152, par exemple, n’observent pas de diminution de

masse molaire pour un xanthane natif ayant subi un traitement thermique à 80°C en présence de

0,01 M NaCl. Pour ces auteurs, ce résultat confirme la conformation simple hélice du polymère. Au

contraire, Muller et al.138 ont constaté, par mesure de masse molaire, que la dissociation de la double

hélice native dans 0,1 M de NaCl est possible si l’échantillon est chauffé au minimum 15 minutes à

110°C. Kawakami et al.129 n’obtiennent pas ce résultat pour un échantillon commercial dénaturé dans

de l’eau ultrapure à 95°C pour des durées comprises entre 2 et 9 heures, bien qu’ils obtiennent une

masse molaire deux fois plus faible pour le même polymère dans le cadoxen. Il apparait donc que la

dénaturation du xanthane natif est un processus complexe, qui est fortement influencé par les

conditions opératoires utilisées, telles que la température, la force ionique, la durée de chauffage ou

encore l’histoire thermique du polysaccharide et sa structure chimique.

De plus, la concentration en polymère lors de la dénaturation du xanthane semble également

jouer un rôle important sur sa conformation finale en solution. Capron et al.126 ont ainsi noté que,

pour des concentrations en polysaccharide supérieures à 10 g/L dans 0,1 M NaCl, la dénaturation

thermique d’un xanthane natif s’accompagne d’une augmentation de la masse molaire, et non pas

d’une diminution comme observée à de plus faibles concentrations. Le xanthane renaturé obtenu se

caractérise également par une viscosité plus élevée que celle de la forme native, et par des propriétés

viscoélastiques renforcées126, 187. Capron et al. en déduisent qu’en milieu concentré, la double hélice

native ne peut se dissocier que partiellement, du fait des contraintes stériques générées par les

chaînes voisines. Matsuda et al.106 ont également observé cette augmentation de masse molaire avec

la concentration lors de la transition conformationnelle, et arrivent aux mêmes conclusions que

Capron. La viscosité plus élevée de la forme renaturée par rapport à la forme native avec la

- 51 -


dénaturation du xanthane en milieu concentré a également été remarquée par Callet et al.128, qui en

concluent cependant que le traitement thermique favorise les phénomènes d’agrégation.

Ces constatations ont donné lieu à l’émergence d’un modèle plus global (cf. figure 1-20) qui prend

en compte (en partie) ces données contradictoires. Ce modèle considère toujours que la forme native

du xanthane est une double hélice constituée de deux brins appariés, mais qui se dissocie totalement

ou partiellement lors de la dénaturation suivant les conditions opératoires. Suivant le caractère total

ou partiel de la dissociation, plusieurs formes dénaturées et renaturées peuvent être obtenues.

Figure 1-20 : Modèle généralisé de dénaturation et renaturation du xanthane (d’après Matsuda et al.106).

La dissociation totale de la double hélice en deux brins isolés se produit lorsque le xanthane, en

milieu dilué, subit un traitement thermique prolongé à T >> Tm129, 137, est mis en solution en présence

de très faibles concentrations en sel ([NaCl] < 10-4 M)109, 138 ou bien est dissous dans le cadoxen143 (cf.

figure 1-20, partie a). Ce changement de structure s’accompagne d’une diminution de moitié de la

masse molaire du polymère137, 138, 143, ainsi que d’une chute de la viscosité109, 137. La transition ordre-

désordre est alors considérée comme un processus en deux étapes113, 136-138. La première étape,

d’origine intramoléculaire, consiste en le déploiement des chaînes latérales qui s’écartent du

- 52 -

En milieu diluéT T T

En milieu concentré

T T

a

b


squelette cellulosique. La forme dénaturée obtenue peut être visualisée comme une double hélice

« étendue », moins compacte que la forme native. La deuxième phase de la transition correspond à la

dissociation progressive de la double hélice en deux brins isolés. Le modèle couramment admis 126, 144

pour expliquer cette dissociation est celui de Liu et al.110, 139, consistant en une double hélice qui

« fond » par ses extrémités. Cette étape est beaucoup plus lente que la première, et nécessite des

conditions de dénaturation plus extrêmes (températures élevées, temps de dénaturation

suffisamment longs123, 129, 138, force ionique faible). L’état dénaturé final est alors celui d’une simple

chaîne en pelote statistique. Lors de la renaturation, les chaînes isolées se replient sur elles-mêmes

pour former une double hélice constituée d’un seul brin122, 153, plus rigide que la forme native137. De

telles structures ont notamment pu être observées par microscopie électronique122, 123.

Lorsque les conditions de dénaturation ne sont pas suffisantes pour assurer une dissociation

totale de la double hélice, des conformations dénaturées et renaturées intermédiaires entre la

double hélice native et le simple brin dénaturé sont alors observées114, 125. La transition ordre-

désordre obéit au même processus en deux étapes que celui présenté auparavant, mais qui s’arrête

au moment de la dissociation partielle de la double hélice136 (cf. figure 1-20, partie b). La forme

désordonnée consiste alors en une succession de zones désordonnées de type pelote maintenues

ensemble par des « nœuds » de doubles hélices110, 126, les proportions de chaque zone dépendant des

conditions de dénaturation. Lors de la renaturation, une partie des zones désordonnées peut

reformer des doubles hélices, composées soit des chaînes « initiales », soit de deux chaînes issues de

deux hélices différentes106, 108. La renaturation aboutit alors à la formation d’agrégats, voire même

d’un réseau, ce qui peut expliquer le comportement de type gel faible observé dans certains cas pour

la forme renaturée126, 127, 187. Par conséquent, la conformation renaturée est également une double

hélice deux brins, mais moins ordonnée et moins compacte que la forme native 129, 137. De ce fait, sa

masse molaire est identique à celle de la forme native mais sa viscosité est plus élevée109, 128, 138.

- 53 -


Il faut savoir que la température de transition conformationnelle, Tm, est influencée par la force

ionique du milieu, le pH ou encore la teneur en acétate et pyruvate au sein du polysaccharide, ce qui

complique la comparaison des données de la littérature et contribue à la controverse sur la structure

secondaire du xanthane. Il a été ainsi observé que la concentration en sel influe sur la valeur de la

température de transition conformationnelle3, 100, 111, 113, 154 : la Tm est proportionnelle au logarithme de

la force ionique du milieu2, 108. La présence de sel renforce donc la stabilité thermique de la forme

ordonnée. En effet, l’ajout de cations permet d’écranter les charges négatives portées par les chaînes

latérales du polysaccharide, éliminant ainsi les répulsions électrostatiques entre ces groupes et

stabilisant la forme hélicoïdale. Pour les mêmes raisons, la Tm change aussi avec le pH et augmente

très fortement lorsque le pH diminue112, 115, 141.

Par ailleurs, la Tm varie également avec les proportions en acétate et pyruvate au sein du

polymère. Les groupements pyruvate, chargés négativement, déstabilisent la conformation ordonnée

du xanthane. De ce fait, la Tm est d’autant plus basse que la teneur en pyruvate est importante 112, 155.

Au contraire, la Tm augmente avec la teneur en fonctions acétate : ces dernières stabilisent la forme

hélicoïdale100, 112. Cet effet stabilisant pourrait s’expliquer par des interactions apolaires entre les

groupements méthyle des acétates au sein de l’hélice155 ou encore par l’existence de liaisons

hydrogène entre ces groupements et le squelette cellulosique du xanthane du fait de la présence

d’atomes d’oxygène107.

- 54 -


Pour résumer :

La transition ordre-désordre du xanthane est un processus dépendant très fortement des

conditions opératoires utilisées, telles que la température, la durée de dénaturation, la force ionique

ou encore la concentration en polymère, mais également de paramètres intrinsèques au

polysaccharide (taux d’acétate et de pyruvate). Suivant ces éléments, le xanthane adopte trois

conformations en solution : les conformations natives et renaturées, rigides et hélicoïdales, et une

conformation désordonnée flexible de type pelote. A ce jour, il n’est pas possible d’affirmer avec

certitude si les formes natives et renaturées consistent en une simple ou double hélice, au regard des

nombreuses données contradictoires de la littérature. Néanmoins, ces contradictions peuvent

s’expliquer en partie par le fait que les différentes études n’ont pas été réalisées dans des conditions

identiques. En particulier, tous les facteurs qui influencent le processus de dénaturation n’ont pas

toujours été pris en considération lors de ces expériences. Actuellement cependant, un consensus

semble s’établir dans la littérature autour de la conformation native du xanthane : le modèle

majoritairement soutenu est celui de la double hélice deux brins, qui se dissocie totalement ou

partiellement en simples brins suivant les conditions opératoires. Cette transition s’accompagne

d’une modification des propriétés, notamment rhéologiques, du xanthane en solution.

1.3.3. Propriétés du xanthane en solution

1.3.3.1. Domaines de concentration du xanthane en solution

Comme décrit précédemment, les polymères de haute masse molaire présentent trois régimes

de concentration en solution : le régime dilué (pour c < c*), le régime semi-dilué non enchevêtré (c* <

c < c**) et le régime semi-dilué enchevêtré (c > c**). Les régimes de concentration d’un polymère en

solution sont le plus souvent déterminés par viscosimétrie, en traçant l’évolution du logarithme de la

- 55 -


viscosité spécifique ηsp0 ( ηsp 0=η0−η

η, avec η0 viscosité de la solution et η viscosité du solvant) en

fonction du logarithme de la concentration réduite c[η]0 :

Figure 1-21 : Domaines de concentration du xanthane sous forme ordonnée156.

[η]0 correspond à la viscosité intrinsèque du xanthane. A chaque rupture de pente correspond

une concentration critique et par conséquent un changement de domaine de concentration. Cette

représentation, proposée par Utracki et al.157, permet de s’affranchir de la géométrie et de la taille

des chaînes, et met en évidence que la viscosité spécifique obéit à une loi de puissance de type

ηsp=k . (c [η ])p . Chaque domaine est ainsi caractérisé par une valeur de pente p et par la

concentration réduite c[η]. Dans le cas de polysaccharides neutres flexibles, p est généralement

compris entre 1 et 2 en milieu dilué (c*[η] entre 1 et 4), entre 2 et 3 en milieu semi dilué non

enchevêtré (pour c**[η] entre 4 et 6), et entre 3 et 5 en milieu semi-dilué enchevêtré158-161.

Plusieurs auteurs ont déterminé les domaines de concentration du xanthane en utilisant diverses

techniques, telles que des analyses rhéologiques156, 158, 162, la diffusion de la lumière163, la biréfringence

électrique148 ou encore l’étude de la propagation d’ondes sonores160 dans les solutions de polymères.

- 56 -

log(C*[h]0)-0.5 0.0 0.5 1.0 1.5

log(h sp0)

0

1

2

3

4

C* C**1.25

2.1

4.2


Dans la majorité des cas, ces études ont été réalisées en présence de sel, soit dans des conditions

pour lesquelles le xanthane est sous forme ordonnée. Le tableau 1-1 récapitule les différentes valeurs

des concentrations critiques décrites dans la littérature :

Auteurs Solvant c* (g/L) c** (g/L) Techniques

Capron164 NaCl 0,1M 0,21 - Rhéologie

Cuvelier et al.156 NaCl 0,1M 0,28 1,1 Rhéologie

Launay et al.165 NaCl 0,1M 0,24 0,92 Rhéologie

Meyer et al.148 NaCl 0,05M - 2,0 Biréfringence

Dichroïsme circulaire

Milas et al.162 NaCl 0,1M 0,13 0,78 Rhéologie

Peirera et al.160 KCl 0,1M 0,25 - Ondes sonores

Southwick et al.163 NaN3 0,03M 0,15 0,70 Diffusion de la lumière

Wyatt et al.166 NaCl 0,05M 0,20 0,80 Rhéologie

Tableau 1-1: Valeurs des concentrations critiques du xanthane, forme ordonnée.

On constate que les données de c* et de c** divergent quelque peu d’un auteur à l’autre.

Plusieurs paramètres sont à l’origine de ces différences. En premier lieu, il est important de souligner

que la notion de concentration critique est davantage un concept qu’une description réaliste des

phénomènes observés. En effet, la transition entre les différents régimes de concentration s’effectue

progressivement. De ce fait, il peut être difficile, dans certains cas, d’identifier précisément c* et c**.

De plus, la détermination de ces concentrations peut dépendre également de la technique d’analyse

utilisée. Par ailleurs, le xanthane est connu pour avoir une forte tendance à l’agrégation, et ce, même

à très faible concentration 145-148, ce qui peut compliquer d’autant plus la quantification de ses

domaines de concentration. La nature de l’échantillon de xanthane pourrait aussi avoir une influence

sur c* et c**, et plus particulièrement la teneur en pyruvate155, 167, la polydispersité, généralement

très élevée (indice de polydispersité compris entre 4 et 6) et/ou surtout la masse molaire du

polysaccharide168. Cependant, les données de la littérature sur ce point sont contradictoires 169-171 et ne

permettent pas de statuer quant à l’influence exacte de ce paramètre sur les valeurs des

concentrations critiques.

- 57 -


Pour autant, on peut noter que les valeurs des concentrations critiques du xanthane sous forme

ordonnée sont du même ordre de grandeur. On peut approximer, au regard des résultats décrits dans

la littérature, que c* ≈ 0,20 g/L et c** ≈ 1,0 g/L.

De plus, comme mentionné précédemment, chaque régime de concentration est caractérisé par

une pente p et par la concentration réduite c[η]. En régime dilué, p est compris entre 1 et 1,54. La

transition de ce régime au régime semi-dilué non enchevêtré est généralement atteinte pour c*[η]

≈1. En régime semi-dilué non enchevêtré, p est compris entre 2 et 2,6. Le régime semi-dilué

enchevêtré est obtenu pour c**[η] ≈ 5-8, et est défini par une valeur de p comprise entre 3,5 et 4,7.

Bien que le xanthane sous forme ordonnée soit rigide, les données de p et de c*[η] pour chaque

domaine de concentration sont en accord avec celles déterminées pour des polysaccharides neutres

flexibles158-161.

La valeur de la pente dans le domaine semi-dilué enchevêtré donne des informations sur la

nature des interactions entre les chaînes. Ainsi, il a été observé que les polymères linéaires neutres et

flexibles qui interagissent en solution uniquement via des enchevêtrements physiques ont une pente

comprise entre 3 et 4. D’après de Gennes172, la viscosité de tels systèmes obéit à une loi d’échelle de

la forme : η≈M3 .c3,75 pour c > c**. Au contraire, certains polysaccharides, comme les gommes

guar ou caroube, présentent des pentes dans le domaine semi-dilué enchevêtré supérieures à 4161, 165.

Ce résultat serait dû à l’existence d’interactions spécifiques attractives entre les chaînes en solution,

qui s’ajouteraient ou se substitueraient aux enchevêtrements physiques (on parle alors de chaînes

« hyperenchevêtrées »)159. Dans le cas du xanthane sous forme ordonnée, la nature des interactions

en solution en régime enchevêtré n’est pas la même suivant que le xanthane soit sous forme native

ou renaturée. Arendt et al.173 et Milas et al.162 ont ainsi étudié les régimes de concentration d’un

xanthane natif, provenant d’un moût réactionnel non pasteurisé. En régime semi-dilué enchevêtré, ils

ont déterminé respectivement une pente p de 3,5 et 3,7. Milas et al.162 en concluent que les

- 58 -


propriétés rhéologiques du xanthane natif sont uniquement gouvernées par des enchevêtrements

physiques. Au contraire, les mêmes auteurs trouvent un p de 4,24 pour un xanthane commercial 170.

Wyatt et al.166 obtiennent un résultat similaire pour le même type d’échantillon. Dans les deux cas, il

n’est pas indiqué si les poudres commerciales ont subi des traitements thermiques lors des étapes de

purification. Toutefois, Cuvelier et al.156 et Capron et al.164, qui ont étudié des xanthanes commerciaux

à l’état renaturé, ont trouvé des valeurs de p proches de celles de Milas et Wyatt, ce qui laisse

supposer que les échantillons de ces auteurs sont renaturés. Il apparait donc que les deux formes

ordonnées du xanthane n’ont pas les mêmes propriétés en solution. En particulier, l’organisation des

chaînes renaturées en régime semi-dilué enchevêtré ne peut pas être complètement décrite par un

simple mécanisme d’enchevêtrement, mais doit prendre en compte l’existence d’interactions

spécifiques attractives entre les chaînes156.

En contrepartie, il existe très peu d’exemples dans la littérature concernant les domaines de

concentration du xanthane en l’absence de sel, c’est-à-dire quand ce polymère est sous forme

désordonnée. A notre connaissance, une seule étude, menée par Wyatt et al.166, présente les

domaines de concentration de ce polysaccharide dans de telles conditions (cf. figure 1-22).

- 59 -


Figure 1-22 : Domaines de concentration du xanthane sous forme désordonnée (d’après Wyatt et al.166).

Comme pour la forme ordonnée, on observe les trois domaines de concentration suivants : le

régime dilué, caractérisé par une pente p de 1,6 (pour c < c*, c* = 0,07 g/L), le régime semi-dilué non

enchevêtré, avec p = 0,5 (pour c* < c < c**, avec c** concentration d’enchevêtrement, égale à 0,4

g/L), et le régime semi-dilué enchevêtré (c > c**), avec une dépendance en concentration de 1,5. De

plus, on a l’apparition d’un quatrième régime de concentration (dans lequel η ~ c3,75.), à une

concentration critique cd de 2 g/L.

Le tableau 1-2 compare les valeurs des concentrations critiques pour le xanthane sous forme

ordonnée et désordonnée :

Xanthane C* (g/L) C** (g/L) Ce (g/L)

Forme ordonnée 0,2 1 -

Forme désordonnée 0,07 0,4 2

Tableau 1-2 : Concentrations critiques du xanthane sous forme ordonnée et désordonnée.

Le comportement du xanthane en l’absence de sel est très différent de celui sous forme

ordonnée. En premier lieu, les concentrations critiques c* et c** sont plus faibles que celles de son

analogue ordonné. Par ailleurs, les dépendances en concentration ne sont pas les mêmes entre les

- 60 -


deux formes. Enfin, on observe la présence de ce quatrième domaine de concentration, non observé

lorsqu’on ajoute du sel. D’après les auteurs, ces différences s’expliqueraient par le caractère

polyélectrolyte du xanthane. En effet, en l’absence de sel, les charges négatives portées par les

chaînes latérales ne sont pas écrantées. Par conséquent, les chaînes, à l’état désordonné, sont étirées

sous l’effet des répulsions électrostatiques. Leur volume hydrodynamique est plus important que

leurs homologues neutralisés, ce qui explique pourquoi les chaînes chargées peuvent interagir entre

elles à des concentrations plus faibles.

Plus spécifiquement, le comportement du xanthane écranté par du sel peut être prédit par la

théorie de Dobrynin et al.174 à propos des polyélectrolytes flexibles. Selon ce modèle, les

polyélectrolytes peuvent être décrits comme une succession de blobs électrostatiques, de longueur

De, qui se repoussent les uns les autres sous l’effet des répulsions. Pour une longueur inférieure à la

longueur de corrélation ξ, les chaînes peuvent être visualisées comme des bâtonnets rigides de blobs

électrostatiques. Au-dessus de ξ en revanche, les chaînes deviennent flexibles et sont modélisées par

une marche aléatoire de blobs de corrélation (chaque blob de corrélation contient plusieurs blobs

électrostatiques), comme indiqué sur la figure 1-23 :

Figure 1-23 : Représentation schématique d’un polyélectrolyte en régime semi-dilué174.

- 61 -

Blob électrostatique Blob

de corrélation


Selon cette théorie, les polyélectrolytes présentent quatre domaines de concentration, délimités

par trois concentrations critiques : la concentration de recouvrement c* des blobs de corrélation, la

concentration d’enchevêtrement c** et la concentration cd de recouvrement des blobs

électrostatiques. La dépendance en concentration de chaque domaine est la suivante :

- Régime semi-dilué non enchevêtré (c* < c < c**) : η ~ c0,5.

- Régime semi-dilué enchevêtré (c** < c < cd) : η ~ c1,.5.

- Régime « concentré » (c > cd) : η ~ c3,75. Dans ce régime, le comportement du polyélectrolyte

devient identique à celui d’un polymère neutre flexible en bon solvant qui présente

uniquement des enchevêtrements physiques.

Le comportement du xanthane chargé et dénaturé obéit à cette théorie. La conformation

adoptée par ce polysaccharide impacte donc fortement ses propriétés en solution. En régime

« concentré », on remarque que la viscosité évolue avec la concentration selon la loi de puissance η ~

c3,75. Cette loi est identique à celle prédite par de Gennes concernant les polymères neutres flexibles

comportant uniquement des enchevêtrements physiques. Il semblerait donc que sous forme

dénaturée, le xanthane ne présente pas d’interactions spécifiques attractives entre les chaînes,

contrairement à ce qui a pu être observé à l’état renaturé.

- 62 -


Pour résumer :

La conformation du xanthane influence ses propriétés en solution, notamment les valeurs des

concentrations critiques c* et c** et les lois d’échelle associées à chaque domaine de concentration.

Il a été mentionné précédemment que le xanthane présente des propriétés rhéologiques

intéressantes en régime semi-dilué enchevêtré, du fait de la formation d’un réseau tridimensionnel.

Les données de la littérature, décrites ci-dessus, semblent indiquer que la nature des interactions

entre chaînes dans ce régime n’est pas la même suivant que le xanthane soit sous forme native,

dénaturée ou renaturée. En particulier, les propriétés de la forme renaturée seraient régies par des

interactions spécifiques entre chaînes différentes des simples enchevêtrements physiques a priori

observés pour les états natifs et dénaturés. Ces points sont décrits plus en détail dans les sections

suivantes du manuscrit.

1.3.3.2. Propriétés viscosimétriques du xanthane en solution

1.3.3.2.1. Viscosité intrinsèque du xanthane en solution

Comme indiqué précédemment, les propriétés du xanthane en solution dépendent du régime de

concentration. En régime dilué, les propriétés viscosimétriques de la gomme sont notamment

caractérisées par la viscosité intrinsèque [η]. Ce paramètre, qui rend compte du volume

hydrodynamique occupé par les chaînes en solution, dépend notamment de la masse molaire et de la

conformation (rigidité) du polymère étudié.

- 63 -


Le tableau 1-3 indique quelques valeurs de viscosité intrinsèque reportées dans la littérature pour

du xanthane en solution aqueuse :

Auteurs Etat Solvant Mw (106 g/mol) [η] mL/g

Capron et al.137 Natif

Natif

NaCl 0,1M

NaCl 0,01M

5,3

5,2

7 150

7 400

Khouryieh et al.175 -

-

-

Eau

NaCl 0,002M

NaCl 0,04M

2,65

-

-

15 570

9 290

7 320

Lecourtier et al.109 Natif

Renaturé

NaCl 0,1M

NaCl 0,1M

4,8

2,1

3 400

18 000

Lund et al.176 Natif

Natif

NaCl 0,1M

NaCl 1M

5,2

5,4

5 500

5 350

Milas et al.130 Natif

Renaturé

NaCl 0,01M

NaCl 0,01M

5,25

5,25

10 300

13 200

Muller et al.138 Natif

Renaturé 1

Renaturé 2

NaCl 0,1M

NaCl 0,1M

NaCl 0,1M

4,8

4,0

2,1

3 400

8 500

6 100

Tableau 1-3 : Viscosité intrinsèque du xanthane.

On constate que la viscosité intrinsèque est très variable d’un échantillon à l’autre. Plusieurs

paramètres peuvent être à l’origine de ces différences : la concentration en sel au sein de la solution,

la masse molaire du xanthane ou encore sa forme (native, dénaturée ou renaturée).

Les données de Khouryieh et al.175 montrent que la viscosité intrinsèque du xanthane diminue

quand la concentration en sel augmente. Ce constat a également été effectué par Milas et al.130 et

Lecourtier et al.109. Il s’agit là d’un résultat classique pour un polyélectrolyte : en présence de sel,

l’écrantage des charges portées par le polymère entraîne un effondrement de la chaîne. Cette

dernière occupe un volume moins important en solution, d’où une viscosité d’autant plus diminuée

que la concentration en sel est élevée. Néanmoins, et contrairement aux polyélectrolytes flexibles, la

viscosité du xanthane devient indépendante de la force ionique à partir d’une très faible

- 64 -


concentration en sel, de l’ordre de 0,005 M109, 166 . Au-delà de cette salinité, la viscosité n’évolue

quasiment pas, comme l’indique les résultats de Capron et al.137 et Lund et al.176. De plus, elle reste

très élevée pour un polyélectrolyte dans de telles conditions. Ce phénomène s’explique par la

stabilisation, en présence de sel, de la forme ordonnée du xanthane. Cette dernière, très rigide,

possède un volume hydrodynamique conséquent, ce qui se traduit par une viscosité importante.

Cette insensibilité à la force ionique, couplée avec une viscosité intrinsèque pouvant être 10 fois

supérieure à celle des carboxyméthylcelluloses ou des galactommannanes93 de masse molaire

équivalente, expliquent notamment l’intérêt industriel du xanthane en tant qu’épaississant ou agent

de suspension.

Il est connu que la masse molaire d’un polymère influence très fortement sa viscosité : cette

dernière diminue avec Mw. Sur ce point, les expériences menées par Liu et al.110, consistant

notamment à mesurer la viscosité intrinsèque d’échantillons plus ou moins soniqués (donc de masse

molaire différente), mettent en avant le fort impact de Mw sur [η]. De ce fait, les variations de [η]

observées dans la littérature peuvent s’expliquer par les différences de masse molaire des polymères

étudiés.

La viscosité du xanthane dépend également de la forme, native, dénaturée ou renaturée,

adoptée par les chaînes en solution. En particulier, les états natifs et renaturés se caractérisent par

des viscosités intrinsèques bien distinctes, comme illustré dans le tableau 1-3. Globalement, la

viscosité de la forme renaturée est plus importante que celle de la forme native. Ce phénomène

s’expliquerait par le fait que les chaînes renaturées adoptent une conformation hélicoïdale moins

ordonnée que l’état natif (donc moins compacte). Par conséquent, les chaînes occupent un volume

plus important. Un autre paramètre influant [η] serait la nature de la forme renaturée. En effet,

comme expliqué précédemment, la dénaturation de la double hélice native de xanthane peut aboutir

- 65 -


à une forme renaturée hélicoïdale constituée d’un ou de deux brins, moins ordonnée que l’état natif,

suivant les conditions de dénaturation. Or, il a été remarqué que la viscosité finale de la forme

renaturée dépend des conditions de dénaturation appliquées. Par exemple, Milas et al.162 ont noté

que la viscosité de l’état renaturé, obtenu par dénaturation à 80°C pendant une minute, est

supérieure à celle de la forme native. Cette viscosité reste cependant du même ordre de grandeur. Au

contraire, Muller et al.138 ont soumis un xanthane natif à une dénaturation plus drastique (110°C

pendant 10 minutes, échantillon renaturé 1) : l’état renaturé présente une viscosité plus de deux fois

supérieure à celle de la conformation native. Cependant, si les conditions de dénaturation sont trop

poussées (température très élevée et/ou pendant une durée importante), la viscosité intrinsèque de

la forme renaturée diminue (échantillon 2). Ces auteurs en déduisent que l’échantillon renaturé 1 a

subi une dénaturation incomplète, et est par conséquent sous forme d’une double hélice moins

ordonnée que celle native. Cette conformation occupe un volume hydrodynamique beaucoup plus

important que la forme native en solution, d’où une viscosité accrue. L’échantillon renaturé 2

correspondrait à une forme renaturée issue d’une dénaturation totale, composée d’un seul brin, et

de volume hydrodynamique plus faible. Des résultats et conclusions similaires ont été obtenus par

Lecourtier et al.109 et Capron et al.137. Il est donc possible de contrôler la viscosité du xanthane

renaturé suivant les conditions de dénaturation utilisées. Si ces dernières sont trop faibles, le

xanthane renaturé adopte une conformation très proche de celle du xanthane natif, ce qui se traduit

par une viscosité similaire et pourrait expliquer les résultats de Milas et al.130, 162.

Tout comme pour la forme renaturée, la conformation exacte de l’état dénaturé influence aussi la

viscosité intrinsèque du xanthane. En effet, selon le modèle de la double hélice, la forme dénaturée

peut se présenter comme une pelote constituée d’une seule chaîne (dénaturation totale) ou bien

comme une hélice partiellement dissociée, comportant des zones ordonnées en double hélice et des

zones désordonnées en pelote (dénaturation incomplète). L’importance de ce paramètre sur la

viscosité intrinsèque du xanthane a été notamment mise en évidence par Lecourtier et al.109. Leurs

- 66 -


travaux portent sur l’évolution de la viscosité intrinsèque d’un xanthane natif dissous dans des

solutions à différentes forces ioniques :

Figure 1-24: Influence de la salinité sur la viscosité intrinsèque du xanthane109.

Pour des concentrations en sel entre 10-1 et 10-3 M, la viscosité intrinsèque reste quasiment

constante, ce qui s’explique par la forme native ordonnée du xanthane. A partir de 10 -3 M, on observe

une augmentation significative de la viscosité, la force ionique n’étant plus suffisante pour maintenir

la conformation native. La double hélice commence alors à se dissocier. Cette dissociation, partielle,

est de plus en plus importante au fur et à mesure que la salinité diminue, ce qui se traduit par un

volume hydrodynamique et, par conséquent, une viscosité, de plus en plus élevés. Aux alentours

d’une concentration en NaCl de 10-4 M, la double hélice est presque complètement dissociée : l’état

dénaturé est alors majoritairement constitué de zones désordonnées comportant encore quelques

nœuds de jonction en double hélice. La viscosité intrinsèque atteinte est alors maximale (de l’ordre

de 60 000 mL/g). En-deçà de cette concentration en sel, la viscosité intrinsèque chute brutalement :

la double hélice s’est complètement dissociée, la forme dénaturée consiste en une pelote constituée

d’une seule chaîne de polymère, qui occupe un volume beaucoup plus faible ([η] = 18 000 mL/g, en

- 67 -


accord avec Khouryieh et al.177). On constate néanmoins que la viscosité intrinsèque de la forme

désordonnée est supérieure à celle des conformations ordonnées, ce qui peut être dû à l’absence

totale d’écrantage des charges du polymère, résultant en une chaîne très étendue.

1.3.3.2.2. Courbes d’écoulement du xanthane en solution

Une autre propriété du xanthane est son caractère fortement rhéofluidifiant en solution, et ce,

dès de faibles concentrations en polymère. Ce comportement est illustré sur la figure 1-25 qui

représente des courbes d’écoulement de solutions de xanthane de masse molaire 7*106 g/mol à

différentes concentrations, en présence de 0,1 M de NaCl :

Figure 1-25 : Courbes d’écoulement de solutions de xanthane (Mw = 7*106 g/mol) à différentes concentrations

dans 0,1 M de NaCl170.

Toutes les courbes présentent un plateau newtonien à faible cisaillement, caractérisé par la

viscosité newtonienne η0 . A partir d’une certaine vitesse de cisaillement γ c , dite vitesse de

cisaillement critique, on atteint le régime de rhéofluidification. Ce régime obéit à une loi de puissance

de type ηα γ n (loi de Carreau-Yasuda par exemple), avec n l’indice d’écoulement (avec n ≤ 1).

Dans le cas des faibles concentrations, on observe également, à haute vitesse de cisaillement, la

- 68 -


présence du second plateau newtonien, de viscosité η∞ , dont la valeur est proche de celle du

solvant utilisé.

On constate que le comportement du xanthane dépend très fortement de sa concentration en

solution. Dans tous les cas, le xanthane présente un caractère rhéofluidifiant, même en régime dilué.

Lorsque la concentration augmente, le deuxième plateau newtonien disparaît pour c > c*, le premier

plateau est de moins en moins visible et γ c diminue. Par ailleurs, le comportement rhéofluidifiant

est de plus en plus marqué. Cette propriété est caractérisée par l’indice d’écoulement, n, dont la

valeur absolue augmente et tend vers 1 lorsque le polymère est de plus en plus rhéofluidifiant. Wyatt

et al.166 obtiennent ainsi des indices n qui passent de -0,08, soit très peu rhéofluidifiant, à -0,62, soit

rhéofluidifiant, lorsque la concentration en xanthane, en présence de 50 mM de NaCl, augmente de

0,1 à 2 g/L. Cette augmentation de la valeur absolue de n avec la concentration est également

observée par Carnali et al.178. Ces derniers trouvent des valeurs de n allant de -0,65 à -0,86 pour des

concentrations en polymère variant de 5 à 30 g/L en présence de 0,02 M de KCl. Cette évolution de n

traduit bien le caractère de plus en plus rhéofluidifiant de ce polymère quand la concentration

augmente. Plus particulièrement, le comportement rhéofluidifiant devient très marqué (n > 0,6)

lorsque le xanthane est en régime semi-dilué enchevêtré (c > c**, c** ≈ 1 g/L)166, 170.

Le comportement rhéofluidifiant est souvent observé pour les solutions de polymères en régime

semi-dilué. Il est dû, le plus souvent, au désenchevêtrement des chaînes sous l’effet du cisaillement.

Dans le cas du xanthane, cependant, le caractère rhéofluidifiant est présent dès le régime dilué 166, 170.

Ce résultat semble indiquer que le comportement de ce polymère en solution n’est pas

complètement, voire pas du tout, régi par de simples enchevêtrements physiques. Par contre, la

rigidité importante du xanthane116 peut être à l’origine de cette forte tendance à la rhéofluidification :

- 69 -


sous l’effet du cisaillement, les chaînes semi-rigides s’alignent dans le sens de l’écoulement, ce qui

facilite celui-ci.

La nature des mécanismes responsables des propriétés en écoulement du xanthane fait l’objet

d’interrogations dans la littérature. Le comportement en solution de ce polysaccharide obéit-il au

modèle des simples enchevêtrements physiques ou bien d’autres interactions, plus spécifiques,

gouvernent-elles les propriétés ? Certains auteurs ont tenté de répondre à cette question en utilisant

le principe de superposition de Cox-Merz. Ce principe empirique énonce que les courbes, viscosité de

cisaillement η en fonction de la vitesse de cisaillement γ , et viscosité complexe η* en fonction de

la pulsation ω, se superposent lorsque le polymère n’est soumis qu’à des enchevêtrements. Au

contraire, si l’organisation des chaînes en solution résulte d’interactions particulières, la superposition

des courbes n’est alors plus possible. Dans le cas du xanthane, des résultats contradictoires sont

décrits dans la littérature pour des solutions de xanthane en régime semi-dilué enchevêtré. Wyatt et

al.166 constatent que la loi de Cox-Merz est respectée sur toute la gamme de fréquences/cisaillements

étudiée pour des solutions de xanthane en l’absence de sel. Carnali et al.178 obtiennent également

une bonne superposition de leurs données concernant des solutions de xanthane sous forme

ordonnée. Ces résultats semblent indiquer que les chaînes de xanthane forment un réseau

enchevêtré en solution, sans interaction spécifique. A l’inverse, Ross-Murphy et al.179, Frangou et al.180

et Santore et al.181 remarquent que la loi de Cox-Merz n’est pas applicable, quel que soit l’échantillon

de xanthane étudié (natif ou renaturé). Ils en déduisent que le comportement en écoulement du

xanthane s’explique par l’existence d’interactions non covalentes en solution, et non pas par les seuls

enchevêtrements physiques. Ces interactions sont faibles, et de ce fait facilement détruites sous

l’effet du cisaillement, d’où le caractère fortement rhéofluidifiant du xanthane. D’autres auteurs 116, 162,

182 constatent cependant que la loi de Cox-Merz peut être appliquée aux faibles vitesses de

cisaillements/fréquences. Choppe et al.182 ont ainsi montré que cette loi est respectée pour le plateau

newtonien et jusqu’à quatre décades de vitesses de cisaillement au-delà de γ . A haut cisaillement

par contre, la viscosité complexe devient supérieure à celle d’écoulement. Les interprétations

- 70 -


concernant ces données sont néanmoins contraires. Pour Milas et al.162, un tel résultat signifie que le

comportement en écoulement du xanthane est uniquement régi par de simples enchevêtrements.

Choppe et al.182, par contre, considèrent que les chaînes en solution forment un réseau transitoire

gouverné par des interactions particulières. Quant à Pelletier et al.116, ils constatent que le non-

respect de la loi de Cox-Merz à haute vitesse de cisaillement est en accord avec le modèle développé

par Kuzuu et Doi183 sur les propriétés en écoulement de solutions concentrées de polymères rigides.

C’est pourquoi ils en concluent que le comportement rhéofluidifiant du xanthane est dû à sa forte

rigidité.

D’autres paramètres influencent aussi le comportement en écoulement du xanthane : la

température, la force ionique du milieu ou encore la forme native ou renaturée des chaînes.

L’influence de la force ionique sur les propriétés en écoulement du xanthane varie suivant le

régime de concentration du polymère184, 185. En effet, en milieu dilué et semi-dilué non enchevêtré, la

viscosité diminue lorsque la concentration en sel augmente. De plus, la vitesse de cisaillement

critique γ c devient plus élevée avec la concentration en sel. Wyatt et al.184 constatent ainsi qu’en

régime dilué, le xanthane a un comportement newtonien en présence de sel, alors qu’il est

rhéofluidifiant à force ionique nulle. Ce résultat s’explique par l’écrantage des charges négatives

portées par le polymère. Ce phénomène entraîne une contraction de son volume en solution, comme

vu précédemment et, de ce fait, une viscosité plus faible et des propriétés rhéofluidifiantes moins

marquées pour une même concentration en macromolécule. Pour autant, cette dépendance à la

concentration en sel est limitée : le comportement en écoulement n’évolue plus à partir d’une force

ionique limite, de l’ordre de 0,01 M184, 185qui correspond à la quantité de sel nécessaire pour stabiliser

la forme ordonnée109 via un écrantage total des charges. En régime semi-dilué enchevêtré par contre,

la viscosité augmente avec la force ionique, alors que γ c diminue186. Les auteurs en déduisent que

l’ajout de sel, en écrantant les charges portées par le xanthane, favorise la formation d’interactions

- 71 -


non covalentes spécifiques entre les chaînes, ce qui renforce le réseau intermoléculaire en régime

enchevêtré et résulte en des propriétés rhéofluidifiantes renforcées.

Enfin, la forme native, dénaturée ou renaturée du xanthane impacte directement ses propriétés

en écoulement. Les données de la littérature sont contradictoires. Oviatt et al.187 constatent ainsi que

le comportement en écoulement d’un xanthane commercial avant et après traitement thermique

varie grandement. En particulier, les échantillons renaturés se caractérisent par une viscosité plus

importante, et un comportement rhéofluidifiant accentué par rapport au xanthane non traité

thermiquement. Pour ces auteurs, ces différences s’expliquent par la dénaturation partielle de la

double hélice native lors du chauffage. Elle aboutit à la formation d’un réseau transitoire comportant

davantage de nœuds de jonctions physiques que le réseau « natif », aboutissant à un renforcement

des propriétés rhéofluidifiantes. Milas et al.162, ou encore Santore et al.181, n’observent, au contraire,

aucune différence de comportement entre le xanthane natif, issu d’un moût de fermentation, et sa

conformation renaturée. Ces contradictions peuvent s’expliquer par la nature des xanthanes étudiés

(commercial dans le cas de Oviatt, issu d’un moût pour Milas et Santore) ou encore par les

divergences dans les traitements thermiques subis par les polymères.

- 72 -


- 73 -

Pour résumer :

Le xanthane est un polysaccharide caractérisé par une viscosité intrinsèque très élevée et un

comportement fortement rhéofluidifiant en régime enchevêtré, ce qui explique ses nombreuses

applications industrielles en tant qu’agent épaississant ou encore agent de texture. Par ailleurs, les

propriétés viscosimétriques de ce polymère dépendent essentiellement de la conformation native,

dénaturée ou renaturée, des chaînes en solution, ainsi que des domaines de concentration et de la

force ionique.

Globalement, la forme dénaturée se caractérise par une viscosité intrinsèque plus importante

que celle des états ordonnés, ainsi que par des propriétés rhéofluidifiantes renforcées en régime

dilué et semi-dilué non enchevêtré. Ces spécificités s’expliquent par le caractère polyélectrolyte du

xanthane en l’absence de sel.

Les formes ordonnées, quant à elles, présentent un comportement rhéofluidifiant très

marqué, qui est accru lorsque la concentration en sel augmente. Bien que les données à ce sujet

soient ambiguës, il semblerait que les propriétés des états natifs et renaturés diffèrent, et ce

d’autant plus que les conditions de dénaturation sont poussées. La forme renaturée se caractérise

ainsi par une viscosité et un caractère rhéofluidifiant plus importants que la forme native.

Enfin, les analyses de viscosimétrie ont mis en évidence qu’en milieu semi-dilué enchevêtré (c

> c*), la conformation ordonnée forme un réseau intermoléculaire majoritairement gouverné par

des interactions non covalentes spécifiques, et non par de simples enchevêtrements physiques,

contrairement à la forme dénaturée. Les données contradictoires de la littérature ne permettent

cependant pas d’affirmer si un tel réseau est présent à la fois pour les formes natives et

renaturées. Néanmoins, l’existence de ces interactions spécifiques semble être à l’origine des

propriétés en écoulement particulières du xanthane, et également de son comportement

viscoélastique.


1.3.3.3. Propriétés viscoélastiques du xanthane en solution

Plusieurs auteurs se sont intéressés à la caractérisation des propriétés viscoélastiques du

xanthane en solution. Dans la plupart des cas, leurs études se sont focalisées sur l’évolution des

propriétés suivant la température92, 116, 127, 182, 185 ou la concentration en polymère156, 162, 166, 178, 182, 185, 187,

188.

1.3.3.3.1. Influence de la température sur les propriétés viscoélastiques du xanthane

La figure 1-26 représente l’évolution des modules élastique G’ et visqueux G’’ en fonction de la

fréquence, f, à différentes températures (entre 5 et 90°C) pour une solution de xanthane à 10 g/L

sans ajout de sel.

Figure 1-26 : Evolution des modules élastique G’ (symboles noirs) et visqueux G’’ (symboles blancs) en fonction

de la fréquence à différentes températures, solution de xanthane à 10 g/L sans ajout de sel.182.

A basse température, le module élastique G’ est supérieur au module visqueux G’’ sur toute la

gamme de fréquences, ce qui est caractéristique d’un comportement de type solide. Lorsque la

température augmente, les valeurs des deux modules diminuent et leur dépendance en fréquence

augmente. On constate également l’apparition de la fréquence de relaxation, fτ, fréquence en-

- 74 -


dessous de laquelle le xanthane se comporte comme un liquide viscoélastique (avec G’ < G’’). De

plus, la fréquence de relaxation augmente avec la température, et sort de la gamme mesurable à

70°C. A partir de cette température, le comportement observé est celui d’un liquide de Maxwell, avec

G’ inférieur à G’’ sur toute la gamme de fréquences, et des dépendances en fréquence proches de 2

et 1, respectivement.

A partir de ces données, il est possible d’appliquer le principe d’équivalence temps-température

afin de construire une courbe maîtresse fréquence-température. Ce principe permet de savoir si les

processus de relaxation d’une solution de polymère sont identiques d’une température à une autre.

Une telle construction consiste, dans un premier temps, à fixer une température de référence Tref. Les

valeurs de fréquences et de modules obtenues aux autres températures sont alors multipliées

respectivement par un facteur aT (décalage horizontal) et bT (décalage vertical), de manière à

superposer les courbes associées à celles de référence. La courbe maîtresse ainsi construite permet

de modéliser le comportement du polymère étudié sur une gamme de fréquences plus étendue que

celle accessible expérimentalement. aT et bT représentent respectivement la variation du temps de

relaxation et celle de l’amplitude des modules avec la température. Ce type de construction a été

réalisée par Choppe et al.182, Rochefort et al.185, Pelletier et al.116, ou encore Renou et al.92 pour le

xanthane. La courbe maîtresse résultante de Choppe et al.182 est représentée sur la figure 1-27 :

- 75 -


Figure 1-27 : Courbe maîtresse fréquence-température pour une solution de xanthane à 10 g/L sans ajout de sel

(Tref = 20°C)182.

A haute fréquence et basse température, le xanthane présente un comportement de type gel

faible, avec G’ supérieur à G’’ et une faible dépendance en fréquence des deux modules (G’ ∝

f0,16). A basse fréquence et haute température, le comportement est celui d’un liquide viscoélastique,

avec G’ inférieur à G’’. De plus, la dépendance en fréquence de ces deux modules est caractérisée par

les lois de puissance suivante : G’ ∝ f2 et G’’ ∝ f1, ce qui est en accord avec celle d’un liquide

de Maxwell. Pelletier et al.116 obtiennent une courbe maîtresse similaire pour une solution de

xanthane à 10 g/L en présence de 8 mM de NaCl, chauffée entre 25 et 80°C. Ces derniers

déterminent notamment qu’à haute fréquence, la dépendance en fréquence des deux modules, très

faible, obéit aux lois de puissance suivantes : G’ ∝ ω0,3 et G’’ ∝ ω0,1. Au contraire, à basse

fréquence, la dépendance en fréquence des deux modules est plus marquée (G’ ∝ ω1,33 et G’’

∝ ω0,75), mais ne correspond pas celle attendue dans le cas d’un liquide de Maxwell, car les

mesures ne sont pas effectuées à des températures suffisamment élevées et/ou des concentrations

suffisamment faibles.

- 76 -


Rochefort et al.185 ont aussi étudié les propriétés viscoélastiques du xanthane à 5 g/L avec et sans

sel, de 25 à 80°C. En présence de sel, une courbe maîtresse, d’allure semblable à celle de Choppe et

al.182 et de Pelletier et al.116, est décrite. Au contraire, en l’absence de sel, il n’est pas possible de

construire une seule et unique courbe maîtresse. Les courbes ne se superposent pas à partir de 60°C.

Les auteurs attribuent ce phénomène à la transition ordre-désordre du xanthane, qui, dans leur

exemple, survient entre 40 et 60°C. Cette transition entraînerait une modification de la structure de la

solution, et donc des phénomènes de relaxation associés, ce qui expliquerait l’impossibilité

d’appliquer le principe d’équivalence temps-température. En présence de sel par contre, la

température de transition conformationnelle est décalée vers 80°C : la construction de la courbe

maîtresse est alors possible.

Les résultats de Rochefort et al.185, en l’absence de sel, sont cependant en contradiction avec ceux

de Pelletier et al.116, Choppe et al.182, et Renou et al.92 .En effet, ces trois auteurs obtiennent une

unique courbe maîtresse dans des gammes de températures dans lesquelles intervient le passage de

la forme ordonnée à désordonnée. La capacité à réaliser une telle construction indique que les deux

conformations sont régies par les mêmes mécanismes de relaxation. Le non respect du principe de

superposition dans le cas de Rochefort et al.185 peut s’expliquer par leur choix de faire varier bT selon

la température absolue, en accord avec le modèle de l’élasticité caoutchoutique. Or, il est peu

probable que le xanthane obéisse à ce modèle. Par ailleurs, Pelletier et al.116, par exemple, arrivent à

construire leur courbe maîtresse en fixant bT égal à 1, bien que la superposition des G’’ ne soit pas

optimale. Les meilleures superpositions sont obtenues dans le cas de Choppe et al.182 et Renou et

al.92, qui font varier librement bT. Choppe et al.182 remarquent ainsi que la variation de bT avec la

température est sigmoïdale: bT diminue linéairement jusqu’à 40°C environ, soit aux alentours de la

Tm, puis chute plus brutalement ensuite. D’après ce constat, l’élasticité du xanthane ne peut pas être

modélisée par les théories classiques.

- 77 -


A partir des valeurs de aT, il est possible de prévoir la variation des temps de relaxation avec la

température. Pelletier et al.116 constatent ainsi que la dépendance de aT avec la température obéit à

la loi de William-Landel-Ferry, loi habituellement utilisée pour des fondus de polymères amorphes, et

pour des température proches de la température de transition vitreuse. D’après Choppe et al.182, aT

évolue de manière sigmoïdale avec la température, comme représenté sur la figure 1-28 :

Figure 1-28 : Dépendance de aT avec la température suivant la concentration en xanthane (de 2 à 20 g/L)182.

aT diminue linéairement avec la température jusqu’à 40°C environ, puis chute plus brutalement

ensuite, avant de se stabiliser à haute température. Cette chute est d’autant plus marquée que la

concentration en polymère est élevée. Ainsi, la dépendance de aT avec T couvre deux décades à 2 g/L,

et plus de huit décades à 20 g/L. bT diminue également à partir de 40°C, mais de manière beaucoup

moins prononcée (une décade au maximum). Ces chutes brutales de aT et bT avec la température

s’expliquent par la transition conformationnelle ordre-désordre du xanthane. Le passage de la forme

ordonnée à désordonnée accélère fortement le processus de relaxation, identique pour les deux

conformations, qui régit les propriétés viscoélastiques du xanthane. Par ailleurs, pour T < 40°C, les

valeurs de aT sont très proches les unes de autres, quelle que soit la concentration. Les données se

superposent presque toutes sur une même droite. Les mêmes phénomènes ont été observés par

- 78 -

Tm

Cxanthane

croissante


Renou et al.92. Pour T < Tm, il est possible d’appliquer la loi d’Arrhenius et de déterminer une énergie

d’activation Ea pour le système. Choppe et al.182 trouvent ainsi une énergie d’activation Ea de 79

kJ/mol et Renou et al.92 obtiennent Ea = 73 kJ/mol. Pour T > Tm en revanche, il n’est pas possible

d’appliquer la loi d’Arrhenius.

1.3.3.3.2. Influence de la concentration sur les propriétés viscoélastiques du xanthane

Les propriétés viscoélastiques sont aussi fortement influencées par la concentration en polymère,

comme l’illustre la figure 1-29 :

Figure 1-29 : Influence de la concentration sur les propriétés viscoélastiques du xanthane156.

En régime dilué et semi-dilué non enchevêtré, la solution présente un comportement de liquide

viscoélastique sur quasiment toute la gamme de fréquences166. En régime semi-dilué, il est possible

d’observer, à haute fréquence, la fréquence de relaxation ωτ. Cuvelier et al.156 ont remarqué que dans

ces régimes de concentration, ωτ augmente avec la concentration. A l’inverse, en régime concentré, le

comportement bascule de liquide viscoélastique à celui de gel faible. Notamment, ω τ diminue lorsque

la concentration augmente.

- 79 -


Avec ces données, on peut construire des courbes maîtresses fréquence-concentration. Dans ce

cas, les facteurs de décalage de fréquence et de modules sont appelés respectivement ac et bc. Ce

type de construction a été réalisée par Oviatt et al.187, Milas et al.162, Cuvelier et al.156 ou encore Tam

et al.188.

Comme mentionné plus haut, Cuvelier et al.156 observent une dépendance en concentration de ωτ

différente suivant les régimes de concentration. C’est pourquoi ces auteurs ont construit deux

courbes maîtresses fréquence-concentration distinctes : une correspondant au régime dilué et semi-

dilué non enchevêtré (figure 1-30 a), et l’autre au régime concentré (figure 1-30 b).

Figures 1-30 a : Courbes maîtresses fréquence-concentration du xanthane en régime dilué et semi-dilué non

enchevêtré. b : en régime concentré156.

- 80 -


Pour c < c**, G’ est inférieur à G’’ sur presque toute la gamme de fréquences. Un résultat

similaire a été obtenu par Carrière et al.189, Wyatt et al.166 ou encore Tam et al.188. De plus, dans ces

régimes de concentration, G’ tend à être proportionnel à ω2 et G’’ à ω 162, 188, ce qui est caractéristique

d’un liquide de Maxwell. Dans ces régimes de concentration, Cuvelier et al.156 constatent que les

facteurs ac et bc obéissent respectivement aux lois de puissance suivantes : ac ∝ c-1 et bc ∝ c-

2,9.

Pour c > c**, le comportement passe de liquide à basse fréquence à celui d’un gel faible à haute

fréquence. Ce phénomène est également observé dans ce régime de concentration par Milas et al.162

et Oviatt et al.187. De plus, la dépendance en concentration des facteurs a c et bc est différente de celle

déterminée en régime semi-dilué non enchevêtré. En effet, en régime concentré, a c est proportionnel

à c7,4, alors que bc reste presque constant et égal à 1.

Pour les auteurs, ces différences dans les lois de puissance signifient que les chaînes en solution

ne sont pas soumises aux mêmes mécanismes de relaxation lorsqu’on passe du régime semi-dilué

non enchevêtré à celui concentré. Pour c* < c < c**, les chaînes se recouvrent progressivement,

résultant en la formation d’un réseau intermoléculaire. Les modules évoluent donc avec la

concentration. A partir de c = c**, par contre, les modules deviennent indépendants de la

concentration (bc ≈ 1). Ce résultat indique que l’ajout de nouvelles chaînes ne crée pas de nouvelles

jonctions, contrairement aux observations pour des polymères obéissant au mécanisme de simples

enchevêtrements physiques. Au contraire, les chaînes ajoutées viennent renforcer les nœuds de

jonction déjà existants, ce qui augmente considérablement leur temps de relaxation et explique la

forte dépendance de ac avec la concentration dans ce régime. Les auteurs en concluent que

l’organisation des chaînes de xanthane en régime concentré ne peut pas être décrite par des

enchevêtrements physiques, mais par des interactions non covalentes spécifiques.

Milas et al.162 se sont également intéressés aux propriétés viscoélastiques du xanthane sous

forme ordonnée dans les trois régimes de concentration. Dans leur cas cependant, ils obtiennent une

- 81 -


seule et unique courbe maîtresse de 0,2 à 3 g/L. Cette dernière présente un comportement de liquide

visqueux à basse fréquence, et de solide à haute fréquence. De plus, cette courbe maîtresse est

obtenue en fixant bc ∝ c-1, en accord avec le modèle de Rouse pour des systèmes à

enchevêtrements physiques. La même dépendance en concentration de bc est utilisée par Oviatt et

al.187 pour construire des courbes maîtresses fréquence-concentration de 10 à 30 g/L en xanthane en

présence de 0,1 M de NaCl. Milas et al.162 en déduisent que les mécanismes de relaxation du

xanthane restent identiques d’un régime de concentration à l’autre, et s’expliquent par de simples

enchevêtrements, à l’opposé de l’opinion émise par Cuvelier et al.156.

Cette contradiction dans les données peut s’expliquer par la nature différente des échantillons de

xanthane analysés. En effet, Cuvelier et al.156 ont caractérisé les propriétés viscoélastiques d’un

xanthane commercial, auquel ils ont appliqué un cycle de dénaturation-renaturation thermique

poussé (1h à 80°C). Au contraire, l’échantillon de Milas est issu d’un moût de fermentation non traité,

soumis à une dénaturation thermique très brève (1 minute à 80°C). Par conséquent, il est fort

probable que les échantillons de Milas et de Cuvelier aient des conformations très différentes. De

plus, à notre connaissance, Milas et Cuvelier sont les seuls auteurs ayant construit des courbes

maîtresses fréquence-concentration qui balayent tous les régimes de concentration. En règle

générale, les courbes maîtresses décrites dans la littérature concernent soit les milieux dilué et semi-

dilué non enchevêtré188, soit le milieu concentré187. Il est, par conséquent, difficile de conclure sur la

pertinence des conclusions de Milas et de Cuvelier sur l’influence des régimes de concentration sur

les propriétés viscoélastiques du xanthane, en l’absence d’autres points de comparaison.

1.3.3.3.3. Superposition fréquence-température-concentration

A partir des courbes maîtresses fréquence-température à différentes concentrations, il est

possible de construire une courbe maîtresse fréquence-température-concentration92, 182, en

appliquant les facteurs de décalage ac et bc.

- 82 -


Figure 1-31 : Courbe maîtresse fréquence-température-concentration, avec G’ symboles pleins et G’’ symboles

ouverts. Cref = 10 g/L et Tref = 20°C92.

A hautes fréquences, on retrouve le comportement de type gel faible, et celui de liquide visqueux

à basses fréquences, avec G’ ∝ ω2 et G’’ ∝ ω. Ce type de construction indique que les

processus de relaxation au sein du xanthane sont identiques, quelles que soient la concentration et la

température. D’après Choppe et al.182, la dépendance en concentration de ac suit une loi

exponentielle sur près de huit décades, alors que bc reste proche de 1. La même variation de ac est

constatée par Renou et al.92 Cependant, ces derniers trouvent que bc varie aussi exponentiellement

avec la concentration, mais sur moins d’une décade. D’après ces résultats, G’ et G’’ ne sont pas

proportionnels à c1, phénomène habituellement observé pour des polymères soumis à des

enchevêtrements. Ceci implique que la relaxation est fortement dépendante de la concentration,

alors que les modules sont quasiment insensibles. Ce dernier point corrobore les observations de

Milas et al.162. Par conséquent, les auteurs en déduisent que la dynamique de relaxation du xanthane

est contrôlée par des interactions spécifiques entre chaînes.

- 83 -


1.3.3.3.4. Modèles d’organisation des chaînes en solution en régime semi-dilué

enchevêtré

Le comportement viscoélastique du xanthane semble fortement dépendre de sa conformation en

solution, bien que les données de la littérature, soient, une fois encore, ambiguës. Certains auteurs

soutiennent que les chaînes ordonnées en solution sont soumises uniquement à des

enchevêtrements, d’autres qu’il existe des interactions spécifiques à l’origine des propriétés

particulières de ce polysaccharide. Sur ce sujet, plusieurs modèles d’organisation des chaînes en

solution ont été proposés afin d’expliquer ces contradictions de la littérature.

Pour Milas et al.162, le xanthane sous forme ordonnée en solution se comporte comme un

polymère soumis uniquement à des contraintes topologiques. Leurs conclusions se basent sur le fait

que leur échantillon obéisse à la loi de Cox-Merz, que la valeur de la pente en régime semi-dilué

enchevêtré respecte la loi de de Gennes, et qu’il soit possible de construire une courbe maîtresse

fréquence-concentration en appliquant le modèle de Rouse (avec bc ∝ c-1). De plus, la courbe

maîtresse obtenue couvre toute la gamme de concentrations allant du régime dilué au régime

enchevêtré. Par ailleurs, ces auteurs ont étudié les propriétés viscoélastiques d’un xanthane natif, issu

d’un moût de fermentation non pasteurisé, mais également renaturé suite à un traitement thermique

à 80°C. Ils constatent que la forme renaturée présente les mêmes caractéristiques rhéologiques que

celle native : sa dynamique est régie par des enchevêtrements physiques. Néanmoins, on peut

souligner que leurs conditions de dénaturation se caractérisent par un temps de chauffage très court

(une minute). Par conséquent, l’état renaturé est probablement très similaire à celui natif, d’où les

similitudes de comportement.

D’autres auteurs ont mis en évidence l’existence d’interactions spécifiques au sein des solutions

de xanthane sous forme ordonnée, en milieu enchevêtré, qui seraient responsables de ses propriétés

rhéologiques particulières. Au regard des données de la littérature, il n’est cependant pas possible

d’affirmer si de telles interactions sont présentes à l’état natif et/ou renaturé. Cette hypothèse se

- 84 -


fonde sur plusieurs critères : les valeurs des pentes du régime enchevêtré supérieures à la loi de de

Gennes, le non respect de la loi de Cox-Merz, et également la construction de courbes maîtresses

fréquence-température ou fréquence-concentration qui ne se conforment pas au modèle des

polymères à simples enchevêtrements. Plusieurs types d’interactions sont envisagés dans la

littérature : interactions ioniques179, 180, hydrophobes178, 181, ou encore liaisons hydrogène156, 179, 180, 182, 184,

185. Ces dernières ont été mises en évidence par Ross-Murphy et al.179 et Frangou et al.180. Ils ont

étudié le comportement viscoélastique d’un xanthane renaturé, dont une fraction a été traitée

thermiquement en présence d’urée (jusqu’à une concentration de 4 M), un agent dénaturant capable

de détruire les interactions hydrogène. D’après leurs analyses de polarimétrie, l’urée n’empêche pas

la renaturation du xanthane en conformation ordonnée. Néanmoins, la concentration d’urée impacte

fortement les propriétés rhéologiques du polymère. En effet, les solutions de xanthane ordonné

passent d’un comportement rhéofluidifiant à newtonien, avec des modules plus faibles, lorsque la

concentration en urée augmente. De plus, la loi de Cox-Merz devient applicable pour ces systèmes,

contrairement à l’échantillon témoin. Par ailleurs, les propriétés viscoélastiques de type gel,

observables pour le témoin, disparaissent au profit de celles d’un liquide viscoélastique pour une

concentration en urée croissante. D’après ces résultats, les liaisons hydrogène contrôlent donc

majoritairement le comportement rhéologique du xanthane.

L’organisation des chaînes en solution en régime enchevêtré consisterait alors en un réseau

transitoire, constitué des hélices semi-rigides de xanthane arrangées parallèlement les unes aux

autres et en interactions entre elles via des liaisons hydrogène156, 179, 182, 185. Les liaisons hydrogène

peuvent être considérées comme des nœuds de jonction ayant des temps de vie finis. Du fait de leur

énergie moyenne, elles se rompent facilement sous l’effet de la chaleur ou du cisaillement. Cette

caractéristique expliquerait le passage du comportement de type gel faible à liquide viscoélastique

avec l’augmentation de la température, ou encore le caractère rhéofluidifiant du xanthane. De plus,

l’alignement parallèle des hélices de xanthane a sans doute pour conséquence de créer un nombre

fini de nœuds élastiquement actifs. En effet, les chaînes en conformation ordonnée sont rigides : la

- 85 -


disposition spatiale de tels objets en solution est fortement régie par les contraintes stériques. Les

hélices ne peuvent pas se disposer de manière aléatoire dans l’espace, mais sont sûrement

contraintes à suivre des modèles d’organisation bien définis. Des analyses de diffusion de la lumière,

réalisées par Milas et Rinaudo135 en régime enchevêtré, ont montré que, localement, le réseau

adopte une organisation hexagonale similaire à celles de bâtonnets rigides, ce qui confirmerait le

modèle proposé. Par conséquent, à partir d’une certaine concentration, le réseau est entièrement

formé. Cette concentration critique est probablement la concentration d’enchevêtrement c**, d’où la

différence de dépendance en concentration de bc observée par Cuvelier et al.156 lors du passage du

régime semi-dilué non enchevêtré à celui enchevêtré. L’ajout de nouvelles chaînes ne fait que

renforcer les nœuds déjà existants, et en particulier leur temps de relaxation, d’où la forte

dépendance de ac. La faible variation de bc s’explique par le fait que les chaînes introduites ne créent

pas de nouveaux nœuds (et ne participent donc pas à l’élasticité du réseau), contrairement aux

systèmes à enchevêtrements. C’est pourquoi bc, en régime enchevêtré, n’est pas proportionnel à c -1

(modèle de l’élasticité caoutchoutique).

Le modèle du réseau transitoire permet aussi d’expliquer l’effet de la force ionique sur les

propriétés rhéologiques. En effet, plusieurs études116, 184, 185 montrent que l’augmentation de la

concentration en sel entraîne une amélioration des propriétés de gel faible : la fréquence de

relaxation diminue, alors que les modules augmentent légèrement. L’ajout de sel permet d’écranter

les charges négatives portées par le xanthane, qui ont tendance à déstabiliser le réseau transitoire du

fait des répulsions électrostatiques. L’accroissement de la force ionique renforce à la fois la

conformation ordonnée des chaînes, via l’augmentation de Tm associée, et les liaisons hydrogène

entre les hélices, d’où le décalage de la fréquence de relaxation vers des valeurs plus faibles quand la

concentration en sel augmente. Cet effet de la concentration en sel sur la dynamique de relaxation du

xanthane a notamment été décrit par Choppe et al.182, qui ont pu construire des courbes maîtresses

fréquence-température-force ionique. Ces derniers ont également démontré que les modules varient

relativement peu avec la salinité. Ainsi, la présence de sel n’augmente pas, ou très peu, le nombre de

- 86 -


nœuds élastiquement actifs. Ici aussi, ce phénomène a sans doute pour cause la forte rigidité des

chaînes ordonnées de xanthane, qui limite le nombre de nœuds de jonction participant au réseau.

De nombreuses études ont également montré que les conditions de dénaturation influencent

fortement les propriétés rhéologiques du xanthane. En effet, la forme renaturée se caractérise le plus

souvent par une viscosité plus importante que la conformation native et des propriétés

rhéofluidifiantes accrues. Plusieurs auteurs126, 127, 187 ont aussi prouvé que le traitement thermique a

pour conséquence de renforcer le comportement de type gel du xanthane en régime concentré.

Oviatt et al.187 parviennent ainsi à construire une courbe maîtresse fréquence-concentration pour des

échantillons de faible masse molaire (Mw < 5*105 g/mol), autoclavés à 120°C pendant 20 minutes,

alors que la même construction est impossible pour les témoins (non chauffés). Ils en concluent que

le cycle de dénaturation-renaturation modifie l’organisation des chaînes en solution, du fait de la

transition ordre-désordre du xanthane. Plus spécifiquement, les conditions thermiques utilisées

entraînent une dénaturation partielle de la conformation double hélice. Lors de la renaturation, les

brins libres se réassocient en double hélice avec leurs plus « proches voisins », qui peuvent être issus

de la même hélice initiale ou d’une hélice environnante (cf. figure 1-20). Ce phénomène aboutit à la

formation d’un réseau en solution où les nœuds de jonctions sont des doubles hélices. Capron et

al.126 et Lee et al.127 attribuent également l’amélioration des propriétés viscoélastiques du xanthane

sous l’effet d’un traitement thermique à la dénaturation partielle des chaînes. Capron et al.126,

néanmoins, considèrent que les nœuds de jonctions consistent en des interactions intermoléculaires

entre les chaînes latérales du xanthane, libérées de leur association avec le squelette lors de la

dénaturation, et non pas en des doubles hélices. Leur hypothèse se base notamment sur le fait que le

réseau formé est facilement détruit sous l’effet du cisaillement. Les interactions stabilisant le réseau

sont donc de faible énergie, ce qui parait difficile à concevoir si le réseau résulte de l’appariement

intermoléculaire de deux brins pour former des doubles hélices. Une autre possibilité est que les

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nœuds de jonction sont bien des doubles hélices, mais constituées d’hélices simples interagissant

latéralement l’une avec l’autre (cf. figures 1-19).

Il faut savoir que très peu d’études viscosimétriques et rhéologiques ont été effectuées sur le

xanthane en conformation désordonnée. Les analyses viscosimétriques de Wyatt et al.184 semblent

indiquer que le réseau formé sous cette conformation est régi uniquement par des contraintes

topologiques. Rochefort et al.185 ont soumis une solution de xanthane à 5 g/L avec et sans sel, à un

fort cisaillement, puis ont étudié la cinétique de retour à l’état d’équilibre. Dans le cas de la solution

contenant du sel, les propriétés viscoélastiques sont identiques avant et après l’application du

cisaillement. Les auteurs en déduisent que, sous forme ordonnée, les chaînes hélicoïdales sont

capables de former un réseau intermoléculaire qui s’auto-répare très rapidement après sollicitation.

Au contraire, lorsque la même analyse est effectuée sur la solution sans sel, ils observent que la

valeur des modules chute de moitié : la structure de la solution est complètement détruite sous

l’effet du cisaillement. Néanmoins, au cours du temps, les modules augmentent progressivement,

sans toutefois revenir à leur valeur initiale. Pour les auteurs, ce résultat signifie que les chaînes sous

forme désordonnée sont capables de reformer un réseau via des interactions intermoléculaires, mais

que la cinétique de réassociation est très lente et incomplète, contrairement au cas de la forme

ordonnée. En particulier, la présence des chaînes latérales chargées en l’absence de sel gênerait

fortement la reformation du réseau du fait des contraintes électrostatiques. L’existence d’interactions

intermoléculaires pour la forme désordonnée semble également confirmée par le fait que Pelletier et

al.116, Choppe et al.182 et Renou et al.92 parviennent à construire des courbes maîtresses fréquence-

température sur une gamme de températures englobant la transition conformationnelle, ce qui laisse

supposer que les mouvements de relaxation des deux formes sont identiques et gérés par les mêmes

processus. Il faut toutefois noter que les expériences menées par ces auteurs et Rochefort et al.185

sont réalisées pour des concentrations en xanthane élevées (entre 5 et 10 g/L). Il est donc possible

que les conformations désordonnées étudiées correspondent à une dénaturation partielle de la

- 88 -


double hélice, et que les propriétés de l’état complètement dénaturé soit très différentes. A ce jour,

les données de la littérature ne permettent pas de conclure sur ce point.

Pour résumer :

La température a un fort impact sur les propriétés viscoélastiques du xanthane en solution. Il a

ainsi été observé que le comportement rhéologique de ce polysaccharide évolue de gel faible à

liquide viscoélastique lorsque la température augmente. De plus, le principe de superposition temps-

température peut être appliqué sur les données expérimentales, ce qui permet de construire des

courbes maîtresses fréquence-température sur une gamme de fréquences plus étendue que celle

accessible lors de l’analyse. Une telle construction indique que les processus de relaxation au sein des

chaînes sont identiques d’une température à une autre. Plus précisément, il est possible, dans la

majorité des cas92, 116, 182, de construire une unique courbe maîtresse dans les gammes de

températures où se produit la transition ordre-désordre du xanthane. Ce résultat montre que les

deux conformations sont contrôlées par les mêmes mécanismes de relaxation, et que ces derniers ne

sont pas modifiés par le passage de la forme ordonnée à désordonnée. La transition

conformationnelle contribue néanmoins à fortement accélérer les processus de relaxation. Par

ailleurs, pour T < Tm, l’évolution de aT avec la température obéit à une loi arrhénienne, caractérisée

par une unique énergie d’activation Ea de l’ordre de 70-80 kJ/mol92, 182.

Les propriétés rhéologiques du xanthane dépendent également de la concentration en polymère

dans le milieu. En régime dilué et semi-dilué, le comportement observé est celui d’un liquide

viscoélastique, quelle que soit la concentration. En milieu concentré par contre, le comportement

évolue de liquide viscoélastique à gel faible lorsque la concentration augmente. Plusieurs auteurs 156,

162, 187, 188 ont pu construire des courbes maîtresses fréquence-concentration à partir des données

expérimentales. On observe néanmoins des divergences dans les constructions de ces courbes. Milas

et al.162 parviennent, par exemple, à construire une unique courbe maîtresse fréquence-

- 89 -


concentration pour les trois régimes de concentration, alors que Cuvelier et al.156 obtiennent deux

courbes maîtresses distinctes en régime semi-dilué et en régime concentré.

Ces résultats contradictoires en régime concentré posent la question de l’organisation adoptée

par le xanthane sous forme ordonnée en solution. Selon Milas et al.162, cette organisation est

contrôlée par de simples enchevêtrements topologiques. D’autres auteurs, en revanche, considère

que l’organisation des chaînes est régie par l’existence d’interactions spécifiques non covalentes156, 178,

179, 182, 184, 185, 190. Le modèle le plus communément admis considère que les chaînes sous forme

ordonnée forment un réseau transitoire constitué d’hélices semi-rigides arrangées parallèlement les

unes aux autres et en interaction entre elles via des liaisons hydrogène156, 179, 182, 185. Ces dernières

peuvent être considérées comme des nœuds de jonction de temps de vie fini.

1.3.4. Modification chimique du xanthane

Le xanthane a fait l’objet de plusieurs études visant à améliorer ses propriétés en solution ou à lui

en conférer de nouvelles afin d’élargir sa gamme d’application. Les stratégies employées pour

atteindre ces objectifs consistent à mélanger le xanthane avec d’autres composés, notamment des

polymères, ou bien à modifier chimiquement les chaînes de ce polysaccharide. Ces modifications

peuvent consister à faire varier les taux d’acétate et/ou de pyruvate112, 155, 169, 191, 192, ôter des sous-

unités de la chaîne latérale194, ou encore greffer des composés sur les fonctions hydroxyle194-210 ou

acide carboxylique211-213 du polymère. Dans le cadre de notre étude, nous nous intéressons à cette

dernière catégorie de modification. En règle générale, les greffons introduits ont pour rôle soit

d’apporter directement de nouvelles propriétés au polysaccharide, du fait de leur nature (greffon

hydrophobe, ou ayant une activité biologique spécifique par exemple), soit de permettre la

réticulation chimique du xanthane afin de créer un hydrogel.

- 90 -


A ce jour, la plupart des travaux réalisés sur la modification chimique du xanthane ciblent comme

site de greffage les fonctions hydroxyle de ce polymère194-210. Les objectifs visés sont majoritairement

la mise au point de dérivés pouvant piéger des polluants organiques195 ou des métaux196, 197, ou bien

l’élaboration d’un polymère à application médicale et pharmaceutique200, 202-204, 209, 210, 214. Parmi ces

études, on peut citer celle de Dumitriu et al.202 et de Mendes et al.203. Les premiers s’intéressent à la

mise au point d’une matrice de rétention de molécules thérapeutiques. Dans leur cas, ils greffent le

principe actif, à savoir l’acide nalidixique (agent antiseptique et désinfectant) sur le xanthane via une

réaction d’estérification dans le DMSO. Cet acide peut être par la suite facilement libéré par hydrolyse

acide, dans des conditions de pH compatibles avec celles de l’estomac. Mendes et al.203 parviennent à

synthétiser un xanthane amphiphile via le greffage de l’acide palmitique, un acide gras comportant 16

carbones, sur les fonctions alcool du xanthane. En solution, dans des conditions de pH et de force

ionique physiologique, ce polysaccharide possède la particularité de s’auto-assembler et de former

des microcapsules capables d’emprisonner des cellules de cartilage, tout en assurant leur survie et

leur prolifération.

Certaines modifications effectuées sur les fonctions alcool du xanthane ont pour but d’introduire

des groupements pour réticuler chimiquement le polysaccharide, et créer ainsi un hydrogel204-210, 215.

Un des premiers exemples d’hydrogels est celui synthétisé par Dumitriu et al.204 : les chaînes de

xanthane sont réticulées chimiquement via de l’épichlorhydrine, un agent de réticulation également

employé par Alupei et al.205. Ce composé présente néanmoins l’inconvénient d’être toxique, ce qui

limite grandement les domaines d’utilisation possibles de ces gels. Pour lever cette difficulté,

plusieurs solutions, utilisant des produits non dangereux pour l’homme et/ou l’environnement, ont

été proposées dans la littérature. Certains auteurs207, 208, 215 choisissent ainsi de greffer des dérivés

acrylates sur le xanthane, afin d’introduire des insaturations pouvant être réticulées par voie

radicalaire. D’autres209, 210 emploient le trimétaphosphate de sodium (STMP), un agent de réticulation

non toxique. La plupart des gels ainsi synthétisés ont des applications potentielles comme matrice de

rétention de principes actifs207-209, 215.

- 91 -


En contrepartie, très peu d’études se sont focalisées sur la modification chimique du xanthane au

niveau de ses fonctions acide carboxylique. A notre connaissance, Arimura et al.211, Bejenariu et al.212

et Mendes et al.213 sont les seuls auteurs à avoir exploité ces sites de greffage pour modifier le

xanthane. Ainsi, Arimura et al.211 ont greffé de l’amylose sur le xanthane via une synthèse

chemoenzymatique en deux étapes. La première étape consiste en le greffage d’un

maltoolisaccharide sur les acides carboxyliques du xanthane via une réaction de couplage peptidique

avec des carbodiimides. Lors de la deuxième étape, l’amylose est polymérisé enzymatiquement sur le

polysaccharide, le maltoolisaccharide servant de site de fixation. Le polymère obtenu présente la

capacité de former un gel physique dans un liquide ionique et dans l’eau. Bejenariu et al.212 créent un

hydrogel de xanthane via une réaction de couplage peptidique par les carbodiimides entre les

fonctions acide carboxylique du polymère et l’acide adipique dihydrazide comme agent de

réticulation. Dans leurs conditions de synthèse (milieu acide, 90°C, 10 -3 M de LiNO3, concentration en

polysaccharide de 25 g/L), les chaînes de xanthane sont sous forme ordonnée. Dans ce cas

également, l’hydrogel synthétisé interagit avec des espèces chargées positivement. Mendes et al.213,

quant à eux, ont greffé un phospholipide comportant deux chaînes hydrophobes de 17 carbones sur

les acides carboxyliques du xanthane par du couplage peptidique en présence de carbodiimide. Leurs

analyses de dichroïsme circulaire indiquent que les chaînes de xanthane restent sous forme

hélicoïdale même après modification. Tout comme pour le xanthane amphiphile modifié au niveau

des fonctions alcool, ce polymère est également capable, dans des conditions physiologiques, de

former des microcapsules pouvant contenir et maintenir vivantes des cellules de cartilage.

- 92 -


- 93 -

Pour résumer :

Il existe dans la littérature plusieurs exemples de modifications chimiques du xanthane via le

greffage d’espèces chimiques sur son squelette. La plupart des modifications sont réalisées pour des

objectifs d’applications médicales et pharmaceutiques. L’obtention d’hydrogels chimiques de

xanthane s’inscrit, par exemple, dans cette perspective. Bien qu’intéressant, ce type de système

n’entre cependant pas dans le cadre de nos travaux.

On note que la majorité des greffages s’effectue sur les fonctions alcool du polymère, et non pas

sur ses fonctions acide carboxylique. Or, ces dernières, beaucoup moins nombreuses, permettent un

meilleur contrôle de la régiosélectivité des réactions et, par conséquent, des propriétés apportées.

De plus, il a été indiqué précédemment dans le manuscrit que la conformation adoptée par les

chaînes de xanthane en solution affecte fortement son comportement. Il est donc probable que les

propriétés des xanthanes modifiés soient également influencées par ce paramètre. Pour autant, à

l’exception de Mendes et al.213 et Bejenariu et al.212, aucun auteur ne mentionne la conformation des

chaînes de xanthane modifié en solution. Plus précisément, il n’existe aucune étude s’intéressant à

l’impact de la conformation du xanthane greffé sur ses propriétés, en particulier rhéologiques.

Par ailleurs, la plupart des chaînes greffées sur le xanthane, hors le cas des hydrogels, sont soit

hydrophiles, soit constituées de courts segments hydrophobes. Mendes et al.203, 213 sont les seuls

auteurs, à notre connaissance, à avoir greffé des chaînes hydrophobes suffisamment longues sur le

xanthane pour que ce dernier présente un comportement amphiphile. Néanmoins, les propriétés

rhéologiques de ces xanthanes n’ont pas été étudiées.

Au regard de ces conclusions, il apparaît donc que la caractérisation des propriétés rhéologiques

de dérivés amphiphiles du xanthane, et l’influence de leur conformation sur le comportement en

solution, n’a, à ce jour, jamais été effectuée.


1.4. Conclusion

Les polymères amphiphiles flexibles se caractérisent par des propriétés rhéologiques en solution

bien supérieures à leur analogue non modifié. Cette particularité s’explique par l’existence

d’interactions intra et/ou intermoléculaires entre les greffons hydrophobes, qui régissent

l’organisation des chaînes en solution. Il existe dans la littérature de très nombreux exemples de

polymères amphiphiles d’origine synthétique ou naturelle. En particulier, les polysaccharides

amphiphiles, qui appartiennent à cette deuxième catégorie, connaissent un essor important depuis

les travaux de Landoll1, car ils sont biocompatibles, biodégradables et issus de ressources abondantes

et renouvelables. Toutefois, on peut remarquer que la grande majorité des polysaccharides choisis

dans la littérature pour être modifiés de manière hydrophobe adoptent des conformations de type

pelote flexible en solution. Très peu d’auteurs s’intéressent à la modification d’un polymère adoptant

une conformation autre en solution, voire pouvant changer de conformation suivant les conditions

opératoires.

Le xanthane est un polysaccharide hydrophile caractérisé par une transition conformationnelle

ordre-désordre en solution selon la température et la force ionique du milieu. Les chaînes passent

d’une forme hélicoïdale rigide à basse température et haute force ionique, à une conformation plus

flexible à haute température et/ou très faible salinité. Cette transition s’accompagne notamment

d’une modification prononcée des propriétés rhéologiques de ce polymère en solution. Il existe

plusieurs exemples dans la littérature de modifications chimiques du xanthane via le greffage

d’espèces chimiques sur son squelette. Dans la majorité des cas cependant, la modification est

réalisée au niveau des fonctions alcool du polymère. Par comparaison, les groupements acide

carboxylique sont beaucoup moins sujets à greffage, bien qu’ils offrent l’avantage d’être moins

nombreux et d’ainsi assurer un meilleur contrôle de la régiosélectivité des réactions. En outre, il

existe très peu d’exemples de xanthane chimiquement modifié afin de lui conférer des propriétés

amphiphiles203, 213. De plus, le comportement rhéologique de ces systèmes n’a pas été étudié. Par

- 94 -


ailleurs, aucune des études décrites dans la littérature ne s’intéresse à l’influence de la conformation

du xanthane greffé sur ses propriétés physico-chimiques en solution. Ainsi, l’objectif de ces travaux

est de greffer chimiquement des groupements hydrophobes sur le xanthane afin de le rendre

amphiphile, puis d’étudier l’impact de la conformation adoptée par les chaînes sur le comportement

rhéologique du polysaccharide en solution. Ces travaux ont nécessité, dans un premier temps, de

mettre au point deux protocoles pour greffer à façon des chaînons hydrophobes sur les fonctions

acide carboxylique du xanthane, sous forme ordonnée et sous forme désordonnée. Cette partie de

nos travaux est décrite dans le chapitre 3 de ce manuscrit. Les propriétés physico-chimiques en

solution des échantillons obtenus ont ensuite été caractérisées par fluorescence et rhéologie. En

particulier, nous avons cherché à relier la conformation adoptée par les chaînes au comportement

observé. Nous avons également étudié l’influence de la densité de greffage, que ce soit à l’état

ordonné ou désordonné, sur les propriétés des xanthanes amphiphiles. Les résultats obtenus sont

présentés dans le chapitre 4 de ce manuscrit.

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- 108 -

Chapitre 2 : Matériels et Méthodes

Chapitre 2 : Matériels et méthodes

2.1. Modification chimique du xanthane 1112.1.1. Réactifs utilisés 1112.1.2. Modification chimique du xanthane sous forme ordonnée 112

2.1.2.1. Processus de modification à température ambiante 1132.1.2.2. Processus de modification à basse température (première étape) 113

2.1.3. Modification chimique du xanthane sous forme désordonnée 114

2.2. Résonance Magnétique Nucléaire (RMN) 1152.2.1. Principes 115

2.2.1.1. Rappels sur le moment magnétique et la précession de Larmor 1152.2.1.2. Phénomènes de résonance et de relaxation 1162.2.1.3. Principe d’une analyse en RMN impulsionnelle 118

2.2.2. Appareil utilisé et préparation des échantillons 1192.2.3. Méthode de détermination des degrés de substitution en acétate et pyruvate et de la densité de greffage 120

2.2.3.1. Détermination des degrés de substitution en acétate et pyruvate 1202.2.3.2. Détermination de la densité de greffage des xanthanes modifiés 122

2.3. Polarimétrie 1232.3.1. Principes généraux 1232.3.2. Présentation du polarimètre 1252.3.3. Activité optique du xanthane 1262.3.4. Appareil utilisé et préparation des échantillons 128

2.4. Fluorescence 1282.4.1. Définitions et principes généraux 1292.4.2. Principe d’une analyse de fluorescence 1302.4.3. Caractéristiques de la sonde de fluorescence ANS 1332.4.4. Appareil utilisé et préparation des solutions 134

2.5. Rhéologie 1352.5.1. Définition et rappels 1352.5.2. Mesures en écoulement 1362.5.3. Mesures dynamiques en solution 1372.5.4. Rhéologie interfaciale 140

2.5.4.1. Définition d’une interface 1402.5.4.2. Principes de la rhéologie interfaciale de cisaillement 141

2.5.5. Rhéomètre utilisé et préparation des échantillons 1442.5.5.1. Préparation des solutions 1442.5.5.2. Analyses en solution 1442.5.5.3. Analyses à l’interface eau/huile 145


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- 110 -


Ce chapitre décrit les protocoles de modification développés afin de greffer des chaînons alkyle

hydrophobe sur le xanthane, sous forme ordonnée ou désordonnée. Nous détaillons également ici les

principales techniques de caractérisation physico-chimique utilisées dans cette étude : la RMN du

proton, la polarimétrie, la fluorescence, la rhéologie en solution et interfaciale.

2.1. Modification chimique du xanthane

Cette partie présente succinctement les protocoles de modification développés pour greffer des

chaînons hydrophobes sur le xanthane. Une description plus complète de ces protocoles est

effectuée dans le chapitre 3.

2.1.1. Réactifs utilisés

Le xanthane employé dans cette étude est fourni par Danisco. Cet échantillon, noté XDan1, se

caractérise par un très faible taux en protéine, inférieur à 1 % (déterminé par mesure UV selon la

procédure de Bradford1, protéine utilisée pour la calibration : albumine de sérum bovin2). Les degrés

de substitution en acétate (DSA) et pyruvate (DSP) de ce polysaccharide ont été obtenus par RMN 1H

et sont respectivement de 0,87 et 0,49 (cf. partie 2.2.3). Le taux d’humidité, déterminé par

thermogravimétrie, est de 10,8 %.

Le processus de modification chimique du xanthane, sous forme ordonnée ou désordonnée,

nécessite que ce dernier soit préalablement acidifié. Dans ce but, une solution aqueuse de xanthane

à 5 g/L est préparée par solubilisation de 2,24 g de xanthane dans 400 mL d’eau ultrapure par

agitation mécanique pendant 6 h à température ambiante. Le milieu est ensuite dialysé pendant 24 h

contre de l’eau ultrapure ajustée à pH = 3 avec une solution aqueuse de HCl à 1 M. La solution finale

est qualifiée de mère. Elle est conservée une semaine au maximum à 4°C pour les protocoles de

modification du xanthane sous forme ordonnée, ou lyophilisée pendant 24 h afin être stockée sous

- 111 -


forme solide avant d’être resolubilisée dans le solvant adéquat pour la modification du polymère à

l’état désordonné.

Les réactifs employés lors des protocoles de modification du xanthane sont les trois agents de

couplage suivants : 1-éthyl-3-(3-diméthylaminopropyl) carbodiimide (EDAC, Alfa Aesar, 98 %), N-

hydroxysuccinimide (NHS, Acros Organics, 98 %) et hydroxybenzotriazole (HOBt, Acros Organics, 98

%), ainsi que la n-octylamine (Sigma Aldrich, 97 %). Ces produits commerciaux n’ont pas fait l’objet de

purification préliminaire avant utilisation.

Les solvants de réaction sont l’eau ultrapure (grade 1, résistivité de 18,2 MΩ.cm à 25°C) ou le

diméthylsulfoxyde (DMSO, Carlo Erba, 99,8 %). Ce dernier a été employé sans purification préalable.

Les membranes de dialyse CelluSep T2, en cellulose régénérée, ont un diamètre de 25,5 mm et

un cut-off de 6 000 à 8 000 g/mol.

2.1.2. Modification chimique du xanthane sous forme ordonnée

La modification chimique du xanthane sous forme ordonnée s’effectue dans l’eau, en deux

étapes, grâce à une réaction de couplage peptidique entre les fonctions acide carboxylique du

polymère et les groupements amine porteurs des chaînons hydrophobes. La quantité (en mole) des

différents réactifs à introduire dans le milieu est calculée en fonction du nombre de fonctions acide

carboxylique portées par le polysaccharide. Cette quantité est la même pour tous les réactifs autre

que le xanthane. Par exemple, une réaction pour laquelle noctylaminenCOOH

=3 (avec noctylamine nombre de

moles d’octylamine et nCOOH nombre de moles de fonctions acide carboxylique) signifie que le nombre

de moles de chaque réactif est 3 fois supérieur à celui des acides carboxyliques.

- 112 -


On distingue deux protocoles de modification sous forme ordonnée : le processus à température

ambiante, qui permet d’obtenir des xanthanes modifiés avec des densités de greffage inférieures à 25

%, et le processus à basse température lors de la première étape pour des densités de greffage

pouvant atteindre près de 40 %.

2.1.2.1. Processus de modification à température ambiante

Le milieu réactionnel est une solution de xanthane acidifié à 1 g/L obtenue par dilution de la

solution mère dans de l’eau ultrapure, puis agitée à température ambiante jusqu’à homogénéisation

totale de la solution. La première étape du procédé consiste en l’ajout, en goutte à goutte rapide, de

l’EDAC puis du NHS tous deux dissous dans de l’eau ultrapure, dans le milieu. Le pH de la solution est

alors ajusté à 4,5 avec une solution aqueuse de HCl 1 M et/ou de NaOH 1 M, et le milieu est laissé

sous agitation à température ambiante pendant 2 h. Lors de la deuxième étape, une solution aqueuse

d’octylamine est introduite en goutte à goutte rapide dans le milieu, puis le pH est ajusté à 10 par

NaOH 1 M. La réaction est finalement laissée sous agitation à température ambiante pendant une

nuit.

Le milieu réactionnel est purifié par dialyses successives contre eau acidifiée à pH = 3 par HCl 1 M

(24 h), puis contre eau salée (0,1 M de NaCl, 24 h), eau distillée (7 jours) et enfin eau ultrapure (24 h).

La solution est ensuite concentrée sous pression réduite à 40°C puis le polymère en solution est

lyophilisé pendant 24 h pour obtenir le produit sous la forme d’un solide blanc.

2.1.2.2. Processus de modification à basse température (première étape)

Ce protocole est une variante du procédé 1, dans lequel un contrôle de la température est

appliqué lors de la première étape de la réaction. Avant l’ajout des agents de couplage, le milieu est

refroidi à une température inférieure à 5°C via un bain de glace. Cette température est maintenue

- 113 -


pendant toute cette phase de la réaction. Le bain de glace est ôté lors du début de la deuxième

étape, avant l’ajout de l’octylamine. Le reste du protocole (synthèse, purification et récupération du

polymère) est identique à celui décrit dans le paragraphe précédent.

2.1.3. Modification chimique du xanthane sous forme désordonnée

Le xanthane modifié sous forme désordonnée est également obtenu par une réaction de

couplage peptidique entre les fonctions acide carboxylique du polysaccharide et les groupements

amine. Cependant, dans ce cas, le co-agent de couplage employé est le HOBt, et la réaction se

déroule dans le DMSO. La quantité des différents réactifs (autres que le xanthane) est identique et

calculée par rapport au nombre de fonctions acide carboxylique.

Le milieu réactionnel est obtenu par solubilisation, à 80°C et sous agitation, d’un xanthane

acidifié et lyophilisé (provenant de la solution mère décrite précédemment) dans le DMSO. Une fois

homogène, le milieu est laissé au repos jusqu’à ce que sa température revienne à l’ambiante. Des

solutions de HOBt, puis d’EDAC, dans le DMSO, sont alors introduites en goutte à goutte rapide dans

le milieu. Au bout de deux heures, une solution d’octylamine dans le DMSO est aussi ajoutée de la

même manière dans le milieu. Ce dernier est laissé sous agitation à température ambiante pendant la

nuit.

La purification du milieu réactionnel est réalisée par dialyses successives contre DMSO (24 h), eau

acide à pH = 3/isopropanol 70/30 en volume (24 h), eau salée/isopropanol 70/30 en volume (NaCl 0,1

M, 24 h), DMSO (24 h), eau distillée (7 jours) et ultrapure (24 h). La solution est ensuite concentrée

sous pression réduite à 40°C puis le polymère en solution est lyophilisé pendant 24 h pour obtenir le

produit sous la forme d’un solide blanc.

- 114 -


2.2. Résonance Magnétique Nucléaire (RMN)

La Résonance Magnétique Nucléaire (RMN) est une technique spectroscopique non destructive

qui permet de déterminer la structure des molécules en milieu liquide ou solide. Appliquée aux

polymères modifiés, elle permet également, sous certaines conditions, de quantifier la densité de

greffage de ces composés.

2.2.1. Principe s

2.2.1.1. Rappels sur le moment magnétique et la précession de Larmor3

La résonance magnétique nucléaire est un phénomène observable uniquement pour des noyaux

de nombre quantique de spin, ou spin (noté S), non nul. Un noyau peut être modélisé comme une

sphère chargée positivement en rotation sur elle-même. Ce mouvement entraîne l’apparition d’un

champ magnétique local, appelé moment magnétique nucléaire μ . Sous l’effet d’un champ

magnétique externe B0 , ce moment magnétique peut adopter différentes orientations par

rapport à la direction du champ externe appliqué. Le nombre d’orientations possibles de μ est

donné par le spin S. Ainsi, dans le cas de l’hydrogène 1H, de spin S = + ½, on a deux orientations

possibles :

- Une orientation parallèle à B0 , dit état α (de nombre quantique magnétique m = + ½).

- Une orientation antiparallèle à B0 , dit état β (m = - ½).

Chacun de ces états est caractérisé par une énergie, donnée par la relation :

E=−m∗ h∗ ν0 Equation 2-1

Avec h la constante de Planck et ν0 la fréquence de précession de Larmor. En effet, chaque

moment magnétique tourne autour de l’axe du champ externe, selon un mouvement dit de

- 115 -


précession. La fréquence de Larmor détermine la vitesse de ce mouvement. Cette fréquence dépend

notamment du noyau étudié et de son environnement électronique.

En l’absence d’un champ magnétique externe, il n’y a pas d’orientation spécifique de μ : les

états sont dits dégénérés (de même énergie). L’application du champ B0 permet de lever la

dégénérescence, comme illustré sur la figure 2-1 :

Figure 2-1 : Levée de dégénérescence des spins de 1H sous l’effet d’un champ magnétique externe (d’après

Akoka3).

L’absorption de photons de fréquence ν0 permet de passer de l’état α (état fondamental) à l’état β

(état excité) : il s’agit du phénomène de résonance.

2.2.1.2. Phénomènes de résonance et de relaxation3, 4

Une molécule comporte plusieurs atomes. Chaque atome de spin non nul possède un moment

magnétique lorsqu’il est soumis à un champ extérieur. On définit l’aimantation, notée M , comme

la somme vectorielle des moments magnétiques de chaque atome constituant l’échantillon étudié. Il

s’agit du paramètre mesuré lors d’une analyse RMN.

- 116 -


Soit un échantillon caractérisé en RMN 1H. En l’absence de tout champ magnétique externe, les

moments magnétiques sont orientés de manière aléatoire (cf. figure 2-2 a) : l’aimantation est nulle.

Sous l’effet du champ B0 , ces moments s’alignent parallèlement (état α, m = + ½) ou

antiparallèlement (état β, m = - ½) par rapport au champ (cf. figure 2-2 b). Le nombre de noyaux à

l’état α, (état le plus stable énergétiquement) est supérieur à celui des noyaux à l’état β. Par

conséquent, l’aimantation est non-nulle et dirigée dans la direction du champ B0 (cf. figure 2-2 c).

Par convention, on considère que le champ B0 est dirigé suivant l’axe z, dit axe longitudinal.

Figure 2-2 : Orientation des moments magnétiques nucléaires (S = ½) a : en l’absence de champ externe. b : en

présence d’un champ magnétique externe B0 . c : aimantation résultant de l’orientation des moments

magnétiques dans le champ B0 (d’après Akoka3).

L’aimantation n’est pas observable tant qu’elle est orientée dans le même sens que B0 (cf.

figure 2-3 A). Afin de pouvoir la mesurer, elle est basculée de 90° via une impulsion radiofréquence

dont la composante magnétique est un champ B1 .perpendiculaire à B0 (cf. figure 2-3 B). Par

convention, le plan dans lequel est appliqué B1 est le plan (xy), appelé plan transversal.

- 117 -

m = -1/2

m = +1/2


L’impulsion appliquée a une fréquence proche des fréquences de précession des noyaux de

l’échantillon. Elle entraîne donc l’adsorption de photons d’énergie égale à ΔE : les atomes de

l’échantillon entrent en résonance. Lorsque le rayonnement cesse, le système retourne à l’équilibre

en émettant des photons d’énergie ΔE : c’est le phénomène de relaxation. L’aimantation revient

progressivement à sa position d’équilibre, parallèle à B0 , via un mouvement de précession autour

de l’axe longitudinal (cf. figure 2-3 C).

Figure 2-3 : Représentation schématique de l’application d’une radiofréquence B1 sur la magnétisation d’un

échantillon (d’après Maes4).

2.2.1.3. Principe d’une analyse en RMN impulsionnelle

L’objectif de l’analyse RMN est d’accéder à l’aimantation de l’échantillon, afin de remonter à sa

structure. Dans ce but, une expérience RMN impulsionnelle de base comporte les deux phases

suivantes4, 5 :

- Une phase d’excitation, au cours de laquelle une impulsion radiofréquence dont la fréquence

est proche de celles de résonance des noyaux de l’échantillon, est appliquée sur l’échantillon.

Son amplitude et sa durée sont calibrées pour produire un basculement d’aimantation dans

le plan transversal (XY). Cette étape dure généralement quelques microsecondes.

- Une phase de détection pendant laquelle l’aimantation basculée est mesurée.

- 118 -


Comme mentionné précédemment, l’aimantation basculée adopte un mouvement de précession

par rapport à l’axe longitudinal, de fréquence ν0. En plaçant une bobine dans un des axes

perpendiculaires au plan transversal, il est possible de mesurer la valeur de M au cours du temps. En

effet, la rotation de M lors de la relaxation génère un flux magnétique périodique à travers la

bobine, ce qui se traduit par un signal électrique de fréquence ν 0 et d’amplitude M. Ce signal est

qualifié de « signal de précession libre » ou FID pour « Free Induction Decay ». En règle générale, il

est constitué de plusieurs fréquences différentes détectées simultanément. Le FID donne, après

traitement mathématique par transformée de Fourier, un spectre RMN résolu en fréquence, dans

lequel chaque pic, ou groupe de pics magnétiquement équivalents, correspond à un atome avec un

environnement chimique particulier.

Il est donc possible, à partir du spectre, d’identifier la connectivité des différents atomes

constitutifs de la molécule, et par conséquent de définir sa structure. De plus, en solution, suivant les

conditions d’analyse, la RMN permet de quantifier le nombre d’atomes magnétiquement équivalents,

via l’intégration des aires situées sous les pics du spectre. Par cette technique, on peut notamment

quantifier la densité de greffage des xanthanes amphiphiles obtenus par modification chimique, ainsi

que les degrés de substitution en acétate et pyruvate.

2.2.2. Appareil utilisé et préparation des échantillons

Les spectres RMN 1H des échantillons ont été enregistrés à 80°C (353,15°K) sur un appareil Brüker

Avance 300 MHz équipé d’une sonde SEI inverse (1H/13C) à haute sensibilité en proton, avec un délai

inter-impulsion d1 de 6 s (soit 5 fois supérieur à T1, temps de relaxation longitudinal ou encore temps

de relaxation spin-réseau, ce qui permet une exploitation quantitative des spectres) et un nombre

d’itérations de 256, permettant d’obtenir un spectre RMN dont le rapport signal/bruit est également

compatible avec une exploitation quantitative. Les déplacements chimiques (δ) sont indiqués en

parties par million (ppm) par rapport au 2.2.3.3-d(4)-3-(Triméthylsilyl)propanoate de sodium (TSP),

- 119 -


utilisé comme référence interne (δ = 0 ppm). Le logiciel MestReNova est utilisé pour le traitement des

données. Pour toutes les analyses, des solutions de xanthane (modifié ou non) à 5 g/L dans du D 2O

ont été préparées suivant le protocole suivant.

Il a été observé expérimentalement que la forte viscosité des solutions de xanthane modifié

affecte la relaxation des protons, et rend notamment impossible toute interprétation quantitative des

spectres. C’est pourquoi la viscosité des solutions est diminuée avant analyse par dépolymérisation

par le peroxyde d’hydrogène en milieu alcalin, en accord avec le processus développé par Wu et al6.

NaOH (7,4 μL, 1 M) et H2O2 (25 μL) sont ajoutés à 1,5 mL d’une solution de xanthane à 6 g/L dans du

D2O. La solution est ensuite chauffée sous agitation à 80°C pendant 1 h, puis refroidie dans un bain de

glace pendant 30 minutes afin d’arrêter la dépolymérisation. Une fraction de la solution

dépolymérisée est alors lyophilisée pendant 24 h afin d’obtenir 5 mg de polymère. La poudre est

finalement mise à dissoudre à température ambiante pendant une nuit dans 1 mL de D2O contenant

5*10-3 M de TSP. On conserve ainsi tous les oligomères, monomères et fragments issus de la

dépolymérisation.

2.2.3. Méthode de détermination des degrés de substitution en acétate et pyruvate

et de la densité de greffage

2.2.3.1. Détermination des degrés de substitution en acétate et pyruvate

Le xanthane comporte des groupements acétate et pyruvate sur ses chaînes latérales, en

proportions variables suivant les conditions de fermentation. Ces fonctions comportent chacune trois

protons équivalents. Elles sont observables sur le spectre RMN sous forme de deux singulets bien

distincts : l’un à 1,36 ppm et l’autre à 2,06 ppm, correspondant respectivement aux protons de

l’acétate et du pyruvate7, 8. Le TSP, référence interne, apparaît sous forme d’un singulet normalisé à 0

ppm, qui intègre pour neuf protons. En connaissant la quantité de TSP introduite dans le tube, il est

possible de déterminer la proportion d’acétate et de pyruvate dans le xanthane étudié, via les

- 120 -


intégrations des pics associés à ces groupements. Ces intégrations sont déterminées en utilisant

l’algorithme GSD (Global Spectral Deconvolution) fourni par le logiciel MestreNova.

La méthode de quantification des degrés de substitution en acétate et en pyruvate utilisée dans

le cadre de ces travaux a été développée par Esquenet et al9.

Soit A le nombre de moles de groupements acétate par gramme de polymère et P le nombre de

moles de groupements pyruvate par gramme de polymère :

A=I acé tate∗ [TSP ]

I TSP/3∗ [Xanthane ] et P=

I pyruvate∗ [TSP ]

ITSP /3∗ [Xanthane ]Equation 2-2

Avec Iacétate, Ipyruvate et ITSP les intégrations des pics de l’acétate, du pyruvate et du TSP, [TSP] la

concentration de la référence (en mol/L) et [Xanthane] la concentration en g/L.

On définit DSA et DSP, respectivement le degré de substitution en acétate et pyruvate, comme

étant le nombre de groupements acétate/pyruvate par unité de répétition (en pourcentage) :

DSA=A∗M xanthane

1−P∗M pyruvate− A∗M acetate

Equation 2-3

Et DSP=P∗M xanthane

1−P∗M pyruvate− A∗M acetate

Equation 2-4

Avec Mxanthane, Macétate et Mpyruvate les masses molaires respectivement de l’unité de répétition du

xanthane sans acétate ni pyruvate, du groupement acétate et du pyruvate. Dans le cadre de notre

étude, le xanthane employé se caractérise par DSA = 87 % et DSP = 49 %.

Par conséquent, la masse molaire de l’unité de répétition du xanthane non modifié, MUR, est :

MUR = Mxanthane + Macétate * DSA + Mpyruvate * DSP Equation 2-5

- 121 -


2.2.3.2. Détermination de la densité de greffage des xanthanes modifiés

La densité de greffage des xanthanes amphiphiles, définie comme étant le nombre d’amine

greffée par unité de répétition, est calculée suivant la formule suivante :

octyle=noctylaminenUR'

Equation 2-6

Avec noctylamine le nombre de moles d’octylamine greffée sur les fonctions acide carboxylique du

xanthane, et nUR’ le nombre de moles de l’unité de répétition du xanthane modifié. Comme le

xanthane utilisé possède 1 acide glucuronique et 0,49 groupement pyruvate par unité de répétition,

la densité de greffage est comprise entre 0 et 149 %.

Le nombre de moles d’octylamine greffée est déterminé à partir des intégrations du pic des

protons du méthyle terminal de l’amine (0,88 ppm) et du pic de la référence TSP :

noctyle=3∗ I octylamine∗ nTSP

ITSPEquation 2-7

Avec nTSP le nombre de moles de TSP dans le tube.

Le nombre de moles de l’unité de répétition du xanthane modifié, nUR’, est obtenu par l’équation

suivante :

nUR'=mxanthane

MUR'

Equation 2-8

Avec mxanthane la masse de xanthane (en gramme) dans le tube et MUR’ la masse molaire de l’unité

de répétition du xanthane modifié. Cette dernière correspond à :

MUR' = MUR + %octyle*Moctyle - %octyle*MH2O Equation 2-9

- 122 -


Pour chaque chaîne d’octylamine greffée sur le xanthane, une molécule d’eau est éliminée. De

plus, MUR’ évolue avec la densité de greffage.

La détermination de la densité de greffage, %octyle, nécessite de connaître MUR’ (équation 2-6 et

équation 2-8). Or, MUR’ ne peut être calculée si l’on a déjà %octyle (équation 2-9). Pour résoudre ce

système, nous utilisons la méthode itérative suivante :

- Nous fixons une valeur pour %octyle.

- Cette valeur est injectée dans l’équation 2-9 pour avoir une première estimation de MUR’.

- L’équation 2-8 est ensuite résolue pour obtenir nUR’.

- Puis la valeur de nUR’ est utilisée dans l’équation 2-6 pour déterminer %octyle.

Ce cycle d’itération est répété jusqu’à obtenir une valeur constante de %octyle. Dans notre cas, la

densité de greffage n’évolue plus à partir de 3 itérations.

2.3. Polarimétrie

2.3.1. Principes généraux

Un rayonnement lumineux peut être représenté par une onde électromagnétique. Cette dernière

est constituée d’un champ magnétique M et d’un champ électrique E tous deux

perpendiculaires à la direction de propagation du faisceau10, 11. Ces deux champs oscillent

simultanément dans des directions différentes.

La polarisation s’intéresse à l’orientation du champ électrique associé à une onde. Ainsi, une

onde peut être polarisée linéairement (la direction de E est constante au cours du temps),

circulairement (le champ électrique tourne autour de l’axe de propagation avec une fréquence

- 123 -


identique à celle de l’onde), elliptiquement (combinaison de la polarisation linéaire et de la circulaire)

ou non polarisée (la direction du champ électrique varie aléatoirement au cours du temps).

De plus, une onde plane polarisée linéairement peut être décomposée en deux ondes polarisées

circulairement, mais de sens de rotation opposé10, 12. Ce phénomène est illustré sur la figure 2-4:

Figure 2-4 : Décomposition d’une onde polarisée linéairement en ses deux composantes polarisées

circulairement, mais de sens opposé (d’après Robert et al.12).

L’intersection de l’onde polarisée linéairement avec un plan perpendiculaire au sens de

propagation donne une droite (cf. figure 2-4 A). L’intersection des ondes polarisées circulairement

avec le même plan donne deux cercles : un tournant vers la droite (cf. figure 2-4 B), l’autre vers la

gauche (cf. figure 2-4 C), avec des vitesses identiques mais de signe contraire. Le vecteur E est

alors la somme vectorielle des deux vecteurs, d’amplitude identique, associés à chacune des ondes

circulaires :

E=ED+ EG Equation 2-10

Chacune des ondes polarisées circulaires est caractérisée par un indice de réfraction 12, ηD ou ηG.

Ces indices mesurent les variations de vitesse de propagation de ces ondes lorsqu’elles traversent un

milieu. Dans certains milieux, les deux indices sont identiques : l’onde lumineuse conserve sa

polarisation linéaire. Dans d’autres milieux par contre, l’interaction entre l’onde et la matière entraîne

un ralentissement de la propagation d’une des ondes circulaires par rapport à l’autre : les deux

- 124 -


indices sont alors différents. Le vecteur résultant E est alors pivoté d’un angle α par rapport à

l’axe de propagation de l’onde polarisée linéairement, comme indiqué sur les figures 2-5 :

Figures 2-5 : Effet du milieu sur l’orientation d’une onde plane polarisée linéairement A : quand ηR = ηG. B :

quand ηR ≠ ηG (d’après Robert et al.12).

Un milieu capable de provoquer cette rotation du vecteur est dit optiquement actif : il s’agit du

phénomène de biréfringence circulaire. L’angle α est appelé le pouvoir rotatoire, ou encore l’activité

optique, du milieu considéré. Lorsque la rotation s’effectue vers la droite, le milieu est qualifié de

dextrogyre. Lorsque la rotation a lieu vers la gauche, le milieu est qualifié de lévogyre. Globalement,

la biréfringence circulaire est observée dans des milieux contenant des composés chiraux.

2.3.2. Présentation du polarimètre

Un polarimètre est un instrument analytique qui permet de mesurer l’angle de rotation du plan

de polarisation d’un faisceau lumineux après avoir traversé un échantillon10, 12. La figure 2-6 donne

une représentation schématique de ce type d’appareil fonctionnant selon le principe optique nul :

- 125 -


Figure 2-6 : Schéma d’un polarimètre (d’après Robert et al.12).

L’appareil comporte deux lames polaroïdes (le polarisateur et l‘analyseur) qui encadrent la cellule

de mesure. Ces deux lames orientent le faisceau dans une seule direction. Le polarisateur est fixe par

rapport à l’axe de propagation du faisceau lumineux. L’analyseur, par contre, tourne autour de l’axe

selon un angle θ. En l’absence de milieu optiquement actif, l’intensité de la lumière envoyée sur les

deux polaroïdes est maximale si les lames sont orientées dans le même sens, et nulle si l’analyseur

est basculé de 90° par rapport au polarisateur (on parle alors d’extinction).

Avant toute mesure, les deux polaroïdes sont en position d’extinction l’un par rapport à l’autre :

aucune lumière n’est mesurée au niveau du détecteur. L’introduction d’un composé optiquement

actif entre les deux lames change l’orientation du plan de polarisation du faisceau à l’entrée de

l’analyseur, ce qui entraîne le passage d’un rayon lumineux vers le détecteur. L’analyseur est alors

pivoté d’un angle θ afin de rétablir la position d’extinction. Cet angle θ correspond à α, c’est-à-dire au

pouvoir rotatoire de l’échantillon placé dans la cuve de mesure.

2.3.3. Activité optique du xanthane

Le xanthane possède plusieurs carbones asymétriques. Par conséquent, il possède une activité

optique. Plus spécifiquement, pour ce polysaccharide, il a été observé que la rotation du plan de

polarisation est différente suivant que les chaînes soient sous forme ordonnée ou désordonnée 13-17.

Ce phénomène est illustré sur la figure 2-7:

- 126 -


Figure 2-7 : Evolution de α avec la température pour une solution de Xdan1 à 1 g/L dans NaCl 10-2 M.

A basse température, α est quasiment constant et égal à -0,030. A partir de T > 60°C, on

remarque que le pouvoir rotatoire augmente fortement, puis se stabilise à environ -0,010 pour T ≥

80°C. Globalement, l’angle de rotation évolue de manière sigmoïdale avec la température, ce qui est

caractéristique de la transition conformationnelle du xanthane14, 16 : forme ordonnée hélicoïdale à

basse température et forme désordonnée plus flexible à haute température. En appliquant la

méthode des tangentes, il est possible de déterminer la température de transition ordre-désordre du

polymère, Tm. Dans le cas de notre exemple, Tm est égale à 67°C pour du Xdan1 dissous à 1 g/L dans

une solution aqueuse de 0,01 M de NaCl. Dans la suite du manuscrit, nous utilisons ou normalisé pour

représenter l’évolution du pouvoir rotatoire d’un échantillon de xanthane en fonction de la

température. normalisé est obtenu à partir de la formule suivante :

ɑnormalis é=ɑ−ɑmaxɑmin−ɑmax

, avec 0 ≤ normalisé ≤ 1 Equation 2-11

- 127 -


2.3.4. Appareil utilisé et préparation des échantillons

Le polarimètre utilisé est un Perkin-Elmer 241, qui fonctionne suivant le principe optique nul. Il

est équipé de deux sources lumineuses (mercure et sodium) et d’un monochromateur pour fixer la

longueur d’onde d’analyse. Les mesures optiques ont été réalisées à 436 nm 2, 18 (lampe à mercure),

dans une cellule de verre thermostatée (longueur du trajet optique 1 dm). Les angles de rotation sont

mesurés tous les 5°C entre 25 et 90°C, après 30 minutes d’équilibration thermique.

La caractérisation de la température de transition conformationnelle des échantillons de

xanthane modifié a été effectuée sur des solutions de polysaccharide à 1 g/L dans de l’eau ultrapure.

Ces dernières ont été obtenues par dissolution de la masse requise du polymère dans l’eau à

température ambiante pendant une nuit. Le pH et la conductivité de la solution ont, par la suite, été

respectivement ajustés à 4,3 avec 0,01 M de NaCl et/ou de HCl, et 1 mS/cm avec NaCl(s). Les

solutions ont enfin été centrifugées à une force centrifuge relative de 362 g pendant 3 minutes afin

d’enlever toute bulle d’air.

2.4. Fluorescence

La technique de fluorescence est couramment utilisée lors de l’étude de composés amphiphiles.

En effet, cette méthode analytique non destructive permet de mettre en évidence la présence de

domaines hydrophobes au sein des systèmes étudiés, voire de les quantifier. Elle est, par exemple,

employée en biologie afin de caractériser l’organisation des protéines ou des membranes dans les

systèmes vivants19-21, ou encore en physico-chimie, afin de déterminer la concentration

micellaire/d’agrégation critique de tensioactifs22-24 ou de polymères amphiphiles25-29 en solution.

- 128 -


2.4.1. Définitions et principes généraux

Toute molécule est capable d’absorber de l’énergie sous forme de photon pour passer d’un état

fondamental à un état excité. Le retour à l’état fondamental s’effectue suivant divers processus30,

comme illustré sur la figure 2-8 :

Figure 2-8 : Diagramme de Perrin-Jablonski : processus lumineux possibles après excitation d’une molécule

(d’après Valeur30).

La molécule peut exister sous différents états électroniques (traits épais), singulets (S) ou triplets

(T), auxquels sont associés des niveaux vibrationnels (traits fins). Lors de l’excitation par absorption

de photon, la molécule passe de son état fondamental S0 à un état excité S1 ou Sn. Le retour à l’état

d’équilibre s’effectue principalement par désexcitation non-radiative, essentiellement via des chocs

moléculaires. La conversion interne CI (transition entre deux états électroniques de même

multiplicité de spin) ou le croisement intersystème CIS (transition entre deux niveaux vibrationnels

appartenant à des états électroniques de multiplicités différentes) sont des processus de

désexcitation non-radiatifs. Certaines molécules cependant sont susceptibles de rendre plus ou moins

- 129 -


favorables les désexcitations radiatives par fluorescence ou phosphorescence. Dans le cadre de cette

étude, nous n’aborderons que le premier cas de figure de ces phénomènes de luminescence.

Le phénomène de fluorescence correspond à l’émission spontanée de photon lors de la relaxation

S1 → S0 de la molécule. Ce phénomène est très rapide (de l’ordre de 10 -7 à 10-10s). Il s’accompagne

généralement d’une légère perte d’énergie, dissipée par relaxation vibrationnelle mais surtout

amplifiée par les effets de relaxation de solvatation (en effet, le moment dipolaire des molécules

fluorescentes à l’état excité est souvent très différent de celui à l’état fondamental). C’est pourquoi le

spectre de fluorescence est situé, dans la plupart des cas, à des longueurs d’onde plus grandes (soit

des énergies plus basses) que celui d’absorption.

2.4.2. Principe d’une analyse de fluorescence

Expérimentalement, effectuer une analyse de fluorescence consiste à envoyer un faisceau

lumineux sur un échantillon à une ou plusieurs longueurs d’onde d’excitation, λE, puis à enregistrer

l’émission de lumière I(λE, λF) en fonction de la longueur d’onde, λF, lorsque l’échantillon revient à l’état

fondamental30 (cf. figure 2-9) :

Figure 2-9 : Schéma d’une analyse de fluorescence (d’après Valeur30).

ka est la constante de vitesse d’absorption de photons par les espèces fluorophores M (de l’ordre

de 1015 s-1), kSr est la constante de vitesse associée aux processus de désexcitation radiatifs (avec

- 130 -


émission de fluorescence) et kSnr celle des processus non radiatifs (toutes les deux de l’ordre de 10 7 -

1010 s-1).

La source lumineuse émet un flux constant de photons lors de l’analyse. Soit N0 le nombre de

photons incidents pénétrant l’échantillon (en mol/L). Une fraction α de ces photons est adsorbée par

les fluorophores. Par conséquent, la quantité de photons adsorbés par unité de volume et de temps

est :

ka∗α∗N0=α∗ I 0 Equation 2-12

Avec I0 l’intensité de la lumière incidente (en moles de photons par litre par seconde).

L’illumination étant continue au cours de la mesure, la concentration en fluorophores excités,

[M*], est constante au cours du temps : on est en régime stationnaire. De ce fait, la vitesse de

variation de [M*] en fonction du temps vaut :

d [M✳ ]dt

=ka∗α∗ N0−(k Sr+kSnr )∗ [M✳ ]=α∗ I 0−(k Sr+k Snr)∗ [M ✳ ]=0 Equation 2-13

Donc :

[M ✳ ]=α∗ I 0kSr+k Snr

=0 Equation 2-14

L’intensité de fluorescence stationnaire, IF (λE, λF), grandeur mesurée lors de l’analyse, est définie

comme le nombre total de photons de fluorescence émis par les fluorophores par unité de temps et

de volume :

I F ( λE , λ F)=k Sr∗ [M ✳ ]=α ∗ I 0∗ kSrkSr+kSnr

=α∗ I 0∗φF

Equation 2-15

- 131 -


ФF représente le rendement quantique de fluorescence, soit la fraction de molécules M excitées

qui retournent à l’état fondamental S0 avec émission de photons de fluorescence, ou, en d’autres

termes, le rapport du nombre de photons émis sur le nombre de photons adsorbés. Cette grandeur

dépend de la nature du composé fluorophore étudié et du milieu.

L’intensité de fluorescence stationnaire peut également s’exprimer sous la forme :

IF ( λE , λ F)=k∗F λ( λF )∗ IA (λE) Equation 2-16

Fλ(λF) est le spectre de fluorescence ou d’émission du fluorophore étudié. Il reflète la distribution

de la probabilité des différentes transitions à partir du plus bas niveau vibrationnel de S 1 vers les

divers niveaux vibrationnels de S0. IA(λE) correspond à l’intensité adsorbée par les molécules

fluorophores. Quant à k, il s’agit d’un facteur instrumental qui dépend du spectrofluorimètre

employé. Par conséquent, il n’est pas possible de comparer les valeurs numériques de I F(λF) d’un

même échantillon analysé sur deux appareils différents. C’est pourquoi l’intensité est exprimée en

unités arbitraires.

Une analyse de fluorescence requiert, bien entendu, que le système étudié fluoresce. Or, toutes

les molécules ne possèdent pas cette propriété. En effet, la fluorescence d’un composé nécessite que

ce dernier possède une ou plusieurs doublets électroniques de type π. Les molécules utilisées en

fluorescence, qualifiées de sonde de fluorescence31, sont donc généralement constituées d’un ou

plusieurs cycles aromatiques sièges d’une délocalisation électronique. Les sondes peuvent être

intrinsèques (le système considéré fluoresce naturellement) ou extrinsèques (ajoutées au système en

solution). Dans la deuxième situation, elles peuvent être soit liées de manière covalente au polymère

étudié, soit associées à ce dernier via des interactions intermoléculaires (hydrogènes, ioniques,

hydrophobes, etc.). De plus, la plupart des sondes de fluorescence sont sensibles à une propriété

particulière de leur microenvironnement : leur spectre d’émission varie suivant cette propriété. Il

- 132 -


existe ainsi des sondes sensibles au pH, à la viscosité, à la présence d’ions, à la polarité ou encore au

caractère hydrophile/hydrophobe du milieu étudié, ce qui permet d’obtenir une grande richesse

d’informations sur le système étudié en fonction de la sonde employée. Dans le cadre de ce travail,

nous utilisons une sonde fluorescente à la fois sensible à la polarité et à la présence d’eau, le 8-

(aniline)-1-naphthalènesulfonate (ANS).

2.4.3. Caractéristiques de la sonde de fluorescence ANS

Les sondes dites de polarité se caractérisent par un spectre d’absorption et d’émission dont les

longueurs d’onde de maximum d’absorption/d’émission changent fortement suivant la polarité du

solvant31. Ces composés sont aussi appelés solvatochromiques. Dans le cas de l’ANS, le spectre

d’émission se décale vers le bleu quand la polarité diminue21, 24, 28, 32, comme illustré sur la figure 2-10 :

Figure 2-10 : Spectre d’émission de l’ANS dans a : l’eau. b : 1,7*10-2 M. c : 2,5*10-1 M. d : 3,6*10-1 M. e : 4,9*10-1

M de dextrane amphiphile28.

Le milieu contient des macromolécules de dextrane modifié hydrophobiquement en

concentration croissante. On observe nettement le décalage de la longueur d’onde au maximum

- 133 -


d’émission, λmax, lorsque la concentration en polymère augmente (soit quand le milieu devient de plus

en plus apolaire). La valeur de la longueur d’onde au maximum d’émission donne ainsi des

informations sur la polarité du système étudié.

Par ailleurs, l’ANS possède la particularité d’être sensible à la présence d’eau dans le milieu 21, 28, 29,

31, 33. Ainsi, en milieu non aqueux, l’émission de fluorescence IF(λE, λF) est très importante. Au contraire,

en présence d’eau, l’intensité mesurée est très faible. L’eau est donc une molécule d’extinction de

fluorescence de l’ANS. Cette sonde permet, par conséquent, de détecter la présence de zones

hydrophobes au sein de systèmes aqueux étudiés. Elle est notamment utilisée pour cette propriété

dans la caractérisation structurale de composés biologiques20, 21, 34 ou de polymères amphiphiles28, 29.

2.4.4. Appareil utilisé et préparation des solutions

Les analyses de fluorescence sont réalisées sur un spectrofluorimètre Varian Cary Eclipse avec

l’ANS comme sonde. La longueur d’onde d’excitation est de 350 nm, et le spectre d’émission est

enregistré de 380 à 690 nm. L’intensité d’excitation est réglée de façon à minimiser les phénomènes

de photoblanchiment pendant l’expérience. Le photomultiplicateur a été réglé de façon à obtenir le

signal le plus intense sans saturation. Les solutions de xanthane à caractériser sont obtenues par

dissolution, sous agitation à température ambiante pendant une nuit, de la masse requise de

polymère dans un milieu tamponné (pH = 4,5) de 20 mM d’acétate de sodium contenant 2*10 -5 M

d’ANS. Ainsi, l’intensité d’émission de fluorescence qui sera mesurée ne dépendra pas de la

concentration en sonde mais, principalement, de l’environnement immédiat de celle-ci.

- 134 -


2.5. Rhéologie

2.5.1. Définition et rappels

La rhéologie est la science qui s’intéresse à la déformation et à l’écoulement de la matière sous

l’effet d’une contrainte appliquée35. Elle permet d’accéder à un certain nombre de grandeurs

physiques du matériau étudié, comme la viscosité de solutions ou de fondus via des mesures en

écoulement, ou aux modules viscoélastiques dans le cas de mesures dynamiques.

Pour rappel, les matériaux peuvent être classés en trois catégories36 :

- Le solide élastique, qui se déforme instantanément et réversiblement lorsqu’il est soumis à

une contrainte. Le modèle analogique associé à ce comportement est celui du ressort de

Hooke. Le solide élastique possède la caractéristique de restituer entièrement l’énergie

emmagasinée lors de la déformation quand cette dernière est relâchée.

- Le liquide visqueux ou newtonien, qui coule uniquement, et de manière irréversible,

lorsqu’une contrainte est appliquée. Ce comportement est modélisé par un amortisseur

infini, ou encore un piston. Le liquide visqueux dissipe entièrement l’énergie fournie pour le

déformer.

- Le matériau viscoélastique, qui a un comportement intermédiaire entre le solide élastique et

le liquide visqueux. Les modèles analogiques associés à ce système sont le modèle de

Maxwell (ressort et amortisseur montés en série) ou le modèle de Kelvin-Voigt (ressort et

amortisseur montés en parallèle), voire des associations en série ou en parallèle de ces

différents éléments (modèles dits généralisés).

La grande majorité des matériaux, notamment polymères, ont un comportement viscoélastique.

Les modèles du solide élastique et du liquide visqueux peuvent être considérés comme des cas

idéaux.

- 135 -


2.5.2. Mesures en écoulement

Un matériau soumis à une contrainte peut se déformer. Sa déformation dépend notamment de

l’intensité de la contrainte appliquée et de sa répartition sur la surface du matériau. Dans le cas d’un

écoulement laminaire, le matériau peut être modélisé comme une superposition de couches minces

qui glissent les unes par rapport aux autres, sans transfert de matière37 :

Figure 2-11 : Représentation de l’écoulement laminaire d’un matériau.

Le mouvement des couches entraîne l’apparition d’une force de cisaillement, F, parallèle à la

surface de la couche. La contrainte de cisaillement, notée σ, est définie comme étant la force de

cisaillement F normalisée par l’aire de la surface, S, sur laquelle agit F :

σ=FS

Equation 2-17

Avec F en N, S en m2 et, par conséquent, σ en N/m2, soit en Pa.

Le déplacement relatif des couches les unes par rapport aux autres correspond à la déformation

du matériau, ɣ, et la vitesse (ou taux) de cisaillement, notée ɣ , à la dérivée de la déformation par

rapport au temps (en s-1).

ɣ=dxdyet ɣ=

∂ɣ∂ t

Equation 2-18

Ces grandeurs permettent d’obtenir la viscosité du fluide, η (en Pa.s), via la relation de Newton :

- 136 -


η=σɣ

Equation 2-19

Afin de pouvoir exploiter les résultats, les mesures doivent être réalisées dans le régime

stationnaire d’écoulement, régime dans lequel la viscosité est indépendante du temps. De plus, il est

également préférable, afin d’interpréter au mieux les données, de travailler dans le domaine linéaire.

En effet, dans ce domaine, la réponse du matériau est indépendante de la contrainte ou de la

déformation imposée (la viscosité est donc constante).

Pour un système purement élastique, la contrainte peut s’exprimer en fonction de la déformation

suivant la formule suivante :

G=σɣ

Equation 2-20

Avec G le module de cisaillement du matériau étudié (en Pa).

2.5.3. Mesures dynamiques en solution

Le comportement rhéologique d’un échantillon peut également être déterminé via l’application

d’une sollicitation sinusoïdale, à des fréquences et déformations variables36, 38. Soit un échantillon

sollicité via une déformation sinusoïdale qui évolue au cours du temps, ɣ(t) :

ɣ ( t )=ɣ o sin (ωt ) Equation 2-21

Avec ω la pulsation ou fréquence angulaire (en rad/s) et ω/2π la fréquence des oscillations.

Dans le domaine de réponse linéaire, la contrainte résultante est également une fonction

sinusoïdale en fonction du temps. Cette dernière, notée σ(t), est de même fréquence, mais présente

un déphasage δ (aussi appelé angle de perte) par rapport à la déformation :

σ ( t )=σO sin (ωt+δ ) Equation 2-22

- 137 -


L’angle de perte δ prend différentes valeurs suivant le caractère viscoélastique du matériau

étudié :

- δ = 0 dans le cas d’un solide élastique idéal.

- δ = π/2 dans le cas d’un liquide visqueux idéal.

- 0 ≤ δ ≤ π/2 pour un matériau viscoélastique.

Après développement du sinus, σ(t) s’écrit de la manière suivante :

σ ( t )=σ osin (ωt )cos (δ )+σ ocos (ωt )sin (δ ) Equation 2-23

Cette équation fait apparaître deux termes : l’un en phase avec la sollicitation et l’autre en

déphasage de π/2 avec cette sollicitation. Le premier terme est relié au module de conservation G’

(ou module élastique) et le second au module de perte G’’ (ou module visqueux), tous deux exprimés

en N.m-2 ou en Pa. Par identification, on obtient :

G'=σoɣ ocos (δ )et G' '

=σoɣosin (δ ) Equation 2-24

Il est également possible d’exprimer ces différentes grandeurs sous forme de nombres

complexes. On a ainsi :

ɣ ( t )=ɣ0 eiω t Equation 2-25

Et

σ ( t )=σ 0ei (ωt+δ )=G∗ ɣ0 Equation 2-26

Avec G le module complexe de cisaillement, qui peut se décomposer en parties réelles et

imaginaires :

- 138 -


G (ω )=G' (ω )+i G' ' (ω ) Equation 2-27

Le module de conservation G’ correspond alors à la partie réelle de G , et le module de perte

G’’ à la partie imaginaire.

L’étude de l’évolution de G’ et de G’’ selon la fréquence permet ainsi d’explorer le comportement

rhéologique du polymère étudié à différentes échelles de temps d’observation et, dans certains cas,

d’accéder à des temps de relaxation caractéristiques du système. En particulier, cette technique offre

l’avantage de pouvoir caractériser l’échantillon dans son état d’équilibre, dès lors que les mesures

sont effectuées dans le domaine linéaire. La figure 2-12 A indique l’évolution de G’ et de G’’ en

fonction de la fréquence à différentes températures pour une solution à 2 g/L de XDan1 dans NaCl

0,01 M.

Figures 2-12 A : Evolution des modules G’ (symboles pleins) et G’’ (symboles ouverts) en fonction de la

fréquence à différentes températures pour une solution de XDan1 à 1 g/L dans NaCl 0,01 M. B : Courbe

maîtresse fréquence-température de XDan1 à 1g/L dans NaCl 0,01 M (Tref = 20°C).

- 139 -

w*aT (rad/s)

10-2 10-1 100 101

G'*b

T, G

"*b

T (Pa)

10-1

100

G' 5°CG' 10°CG' 20°CG' 30°CG' 40°CG' 50°CG' 60°C

w (rad/s)

10-1 100 101

G',

G" (P

a)

10-1

100

G' 20°CG' 30°CG' 40°CG' 50°CG' 60°C

A B

aT

bT


A partir de ces données, il est possible d’appliquer le principe d’équivalence temps-température

afin de construire une courbe maîtresse fréquence-température. Ce principe permet de savoir si les

processus de relaxation d’une solution de polymère sont identiques d’une température à une autre.

Une telle construction consiste, dans un premier temps, à fixer une température de référence, Tref

(dans notre cas, Tref = 20°C). Les valeurs de fréquences et de modules obtenues aux autres

températures sont alors multipliées respectivement par un facteur aT (décalage horizontal) et bT

(décalage vertical), de manière à superposer les courbes associées à celles de référence. La courbe

maîtresse ainsi construite (cf. figure 2-12 B) permet de modéliser le comportement du polymère

étudié sur une gamme de fréquences plus étendue que celle accessible expérimentalement. a T et bT

représentent respectivement la variation du temps de relaxation et celle de l’amplitude des modules

avec la température. Ce type de construction a été réalisé, dès que possible, sur toutes les solutions

de xanthane analysées en rhéologie en solution.

2.5.4. Rhéologie interfaciale

2.5.4.1. Définition d’une interface

Par définition, une interface est la limite entre deux phases immiscibles (liquide/liquide dans le

cas de notre étude), comme illustré sur la figure 2-13 :

Figure 2-13 : Schéma d’une interface entre deux phases immiscibles (d’après Shaw39).

- 140 -


A l’interface, les molécules ont un environnement chimique différent de celui entourant les

molécules situées au cœur des phases (dites en solution). Par conséquent, l’interface présente des

propriétés physiques très distinctes de celles observées en solution, comme, par exemple,

l’apparition d’une force supplémentaire et caractéristique, la tension interfaciale. De plus, l’interface

est le siège de l’absorption des molécules amphiphiles (tensioactifs, polymères, protéines) :

Figure 2-14 : Absorption de molécules amphiphiles à l’interface liquide/liquide (d’après Shaw39).

Les molécules absorbées forment une monocouche à l’interface, qui diminue la tension

interfaciale du système. Ce processus est dynamique : les molécules situées à l’interface et celles en

solution ne cessent de s’échanger au cours du temps. Par ailleurs, la formation de la couche

interfaciale est un phénomène contrôlé par la diffusion des molécules amphiphiles jusqu’à l’interface.

Elle dépend donc notamment de la concentration en molécules dans le milieu, mais également de la

viscosité de ce dernier.

2.5.4.2. Principes de la rhéologie interfaciale de cisaillement

De nos jours, il existe de nombreux produits (alimentaires, cosmétiques, pharmaceutiques, etc.)

sous forme d’émulsion ou de mousse, et dont les propriétés spécifiques s’expliquent par l’existence

de ces interfaces /liquide ou liquide/gaz (qui comportent généralement une monocouche absorbée).

Le contrôle de ces propriétés, lors des phases de fabrication du produit, nécessite de caractériser le

- 141 -


comportement de ces interfaces. Cette caractérisation peut être statique, via la détermination de la

tension interfaciale, mais également dynamique.

La rhéologie interfaciale est la science qui s’intéresse à la déformation et l’écoulement d’une

interface sous l’effet d’une contrainte40. La technique d’analyse correspondante, la rhéométrie

interfaciale, permet d’accéder à un certain nombre de données concernant la structuration de

l’interface. Dans le cas d’une interface présentant une monocouche absorbée de polymère, l’étude de

ses propriétés rhéologiques peut donner des informations sur la conformation des chaînes à

l’interface, la nature des interactions entre macromolécules ou encore les cinétiques de migration

des chaînes polymériques à l’interface40, 41. L’ensemble de ces paramètres est important pour mieux

comprendre ces systèmes, et notamment prévoir leur stabilité au cours du temps.

Expérimentalement, l’étude des propriétés rhéologiques d’une interface s’effectue en déformant

cette dernière, soit par dilatométrie (« dilatational interfacial rheometry »), soit par cisaillement

(« shear interfacial rheometry » ou rhéométrie interfaciale de cisaillement)41, 42. C’est cette deuxième

méthode que nous utilisons dans le cadre de ce travail.

La rhéométrie interfaciale de cisaillement consiste à soumettre l’interface à une contrainte et à

mesurer la réponse du système. Cette technique permet donc d’accéder directement au

comportement rhéologique de l’interface. Ce comportement est notamment caractérisé par une

viscosité dite interfaciale, ηs, et des modules interfaciaux Gs’ et Gs’’41, 43, 44.

- 142 -


Soit une interface soumise à une contrainte σs dans le plan xy :

Figure 2-15 : Déformation d’une interface soumise à une contrainte.

La déformation ɣs et la vitesse de cisaillement ɣ s (s-1) sont données par :

ɣ s=dxyet ɣ s=

∂ ɣ s∂t

Equation 2-28

La viscosité interfaciale ηs (en N.s/m) est alors définie par :

ηs=σ sɣ s

Equation 2-29

Tout comme en solution, il est possible d’effectuer des analyses en oscillation dans le domaine

linéaire afin de déterminer le module complexe interfacial de cisaillement Gs .

Gs (ω )=Gs' (ω )+iGs

' ' (ω ) Equation 2-30

Avec Gs’ le module interfacial de conservation et Gs’’ le module interfacial de perte (tous deux en

N/m ou Pa.m). La détermination de Gs’ et de Gs’’ en fonction de la fréquence permet ainsi de

caractériser les propriétés rhéologiques de l’interface étudiée à différentes échelles de temps

d’observation.

- 143 -


2.5.5. Rhéomètre utilisé et préparation des échantillons

2.5.5.1. Préparation des solutions

Les mesures de viscoélasticité citées ont été réalisées sur des solutions aqueuses de xanthane

(modifié ou non) à 2 g/L. Ces dernières sont obtenues par dissolution, pendant 24 h sous agitation à

température ambiante, de la masse requise de polymère dans de l’eau ultrapure. Le pH et la

conductivité du milieu sont ensuite ajustés respectivement à 4,3 (par HCl et/ou NaOH à 0,1 M) et 1

mS/cm (par NaCl(s)). Les solutions ont enfin été centrifugées à une force centrifuge relative de 362 g

pendant 3 minutes afin d’enlever toute bulle d’air.

2.5.5.2. Analyses en solution

Le rhéomètre utilisé, à contrainte imposée, est un DHR2 (TA Instrument) avec un système de

régulation de température à effet Peltier. La caractérisation des propriétés rhéologiques des solutions

de polymère est réalisée à l’aide d’une géométrie à cylindre concentrique, aussi appelée géométrie

Couette (diamètre du rotor de 27,98 mm, longueur de 42,11 mm, entrefer de 1,2 mm). La plupart des

analyses sont effectuées à haute température. Pour limiter les phénomènes d’évaporation, de l’huile

de silicone de faible viscosité (Wacker) est ajoutée sur l’échantillon avant la mesure. Le

comportement viscoélastique des solutions de xanthane est étudié en sollicitations harmoniques à

différentes fréquences (de 100 à 0,1 rad/s) dans le domaine linéaire de déformation pour une gamme

de températures allant de 5 à 80°C. Pour chaque température, la solution est maintenue à la

température requise pendant 10 minutes avant mesure.

- 144 -


2.5.5.3. Analyses à l’interface eau/huile

Le rhéomètre DHR2 présenté précédemment est également employé pour les analyses de

rhéologie interfaciale de cisaillement.

La rhéométrie interfaciale par cisaillement permet d’effectuer les mêmes analyses que celles

réalisées en solution. Elle nécessite cependant un appareillage adapté40, 44. En effet, les viscosités et

modules interfaciaux sont très souvent bien inférieurs à ceux en solution. La détermination des

propriétés viscoélastiques interfaciales requiert l’utilisation d’un rhéomètre avec une forte sensibilité

en termes de couple et une faible inertie. De la même manière, la géométrie employée doit

également ne pas imposer une inertie supplémentaire au système, au risque de ne pas pouvoir

observer les phénomènes voulus. Dans ce but, plusieurs types de géométrie sont actuellement

disponibles sur le marché pour ces analyses. Dans notre cas, nous utilisons l’anneau à double paroi45

pour réaliser nos mesures (cf. figures 2-16).

Figures 2-16 A : Coupe de profil du dispositif de l’anneau à double paroi (d’après Vandebril et al.45). Rayon de

l’anneau interne R1 = 34,5 mm ; rayon de l’anneau externe R2 = 35,5 mm ; rayon du godet interne R3 = 31 mm ;

rayon du godet externe R4 = 39,5 mm ; hauteur H = 10 mm. B : Coupe de profil de la section de l’anneau en

contact avec l’interface eau/huile.

La géométrie se compose d’un anneau de section carrée en platine/iridium, sujet à rotation lors

de l’analyse, placé à l’interface entre les deux liquides immiscibles, et d’un godet fixe en téflon. Cette

géométrie est qualifiée de double paroi, car elle présente deux entrefers dans lesquels l’interface est

cisaillée : le premier entre la paroi externe du godet et la section de l’anneau en contact avec

- 145 -


l’interface, et le second entre la paroi interne du godet et la section de l’anneau. Les dimensions de

l’anneau et du godet sont conçues de manière à ce que la vitesse de cisaillement soit identique au

niveau des deux entrefers. Les dimensions de la géométrie utilisée dans le cadre de ces travaux sont

données sur la figure 2-16 A.

La largeur du godet varie suivant la hauteur : à partir d’une certaine hauteur H, le récipient se

rétrécit. Ce rétrécissement est localisé au niveau de l’interface étudiée, et s’accompagne d’une

marche verticale le long des parois du godet. Cette conception particulière du godet permet d’éviter

la formation d’un ménisque à ce niveau, réduisant ainsi les effets de capillarité le long des parois. En

outre, l’anneau présente également une géométrie spécifique. En effet, sa section au niveau de

l’interface a la forme d’un carré (cf. figure 2-16 B), avec un bord anguleux au contact de l’interface, ce

qui permet une meilleure « accroche » de l’interface à l’anneau. Du fait de ces caractéristiques

structurelles, l’anneau à double paroi présente l’avantage de générer une très faible inertie. Cette

géométrie est donc particulièrement adaptée pour la caractérisation des propriétés rhéologiques des

interfaces très fragiles. Actuellement, elle peut être utilisée pour l’étude d’interfaces de viscosité

supérieure ou égale à 10-5 Pa.s.m45.

Le godet étant en téflon, il conduit très peu la chaleur. C’est pourquoi la majorité des mesures

viscoélastiques de la littérature sont réalisées à température ambiante. Dans notre étude, nous nous

intéressons cependant à l’évolution de Gs’ et Gs’’ en fonction de la fréquence et de la température.

Pour pouvoir faire ce type d’analyse, nous avons, au préalable, établi une courbe d’étalonnage entre

la température consigne et celle mesurée dans le godet. De l’eau a été introduite dans le godet, et ce

dernier a été chauffé par étapes successives de 20 à 95°C. L’équilibrage thermique entre les

différentes étapes varie entre 45 minutes et 1 heure. Au bout de cette durée, la température au sein

de la solution est stabilisée. La figure 2-17 représente l’évolution de la température mesurée au sein

- 146 -


de la solution aqueuse contenue dans le godet en fonction de la température consigne après

stabilisation thermique :

Température consigne (°C)30 40 50 60 70 80 90

Tem

péra

ture

mesu

rée

(°C

)

30

40

50

60

70

Figure 2-17 : Courbe d’étalonnage température mesurée dans le godet en fonction de la température consigne.

Cette courbe sert d’étalonnage, et est utilisée systématiquement pour toutes les analyses

viscoélastiques interfaciales en température. Dans la suite du manuscrit, les températures

mentionnées en rhéologie interfaciale correspondent aux températures mesurées.

Les propriétés interfaciales sont très sensibles à la présence de contaminants. L’utilisation de

l’anneau nécessite que ce dernier soit parfaitement propre. Dans ce but, l’anneau est préalablement

flambé. Le chargement du godet avant la mesure s’effectue en trois phases. La solution aqueuse

contenant le polymère à étudier est en premier introduite dans le godet. L’anneau est ensuite déposé

à l’interface eau/air. Afin que l’analyse soit efficace, l’anneau doit être complètement mouillé. Le

positionnement de la géométrie à l’interface est donc une étape délicate. Elle s’effectue

manuellement, avec contrôle visuel. Une fois l’anneau installé, la deuxième phase liquide (dans notre

cas la même huile de silicone que celle employée en analyse rhéologique en solution) est déposée au

- 147 -


dessus de la phase aqueuse, jusqu’à recouvrir complètement l’anneau. Un couple est alors imposé à

cette interface via le mouvement de la géométrie. Le système mesure le cisaillement résultant et

transcrit cette donnée dans les grandeurs désirées (modules, viscosité, etc.).

Les analyses dynamiques sont réalisées à l’interface eau/huile de silicone de solutions à 2 g/L de

xanthane dans le domaine linéaire de couple. Elles consistent en des sollicitations harmoniques à

différentes fréquences (de 0, 01 à 1 rad/s) sur une gamme de températures allant de 22,2 à 73,5°C

(température déterminée dans le godet selon la courbe d’étalonnage présentée dans la figure 2-17).

Plus précisément, nous avons effectué ces mesures en deux étapes : la phase dite « aller », de 22,2 à

73,5°C, puis la phase dite « retour » de de 73,5 à 22,2 °C. L’ensemble de ces deux phases constitue un

« cycle thermique ». L’échantillon est qualifié de « natif » lors de la première phase de mesure, et est

dit « renaturé » pendant la phase de refroidissement. Pour chaque température, la solution est

maintenue à la température requise entre 45 minutes et 1 heure avant mesure.

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38. Barnes, H. A.; Hutton, J. F.; Walters, K., Linear viscoelasticity. In Rheology Series, Elsevier:1989; Vol. Volume 3, pp 37-54.

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40. Krägel, J.; Derkatch, S. R., Interfacial shear rheology. Current Opinion in Colloid & InterfaceScience 2010, 15, 246-255.

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43. Langevin, D., Surface shear rheology of monolayers at the surface of water. Advances inColloid and Interface Science 2014, 207, 121-130.

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- 151 -


- 152 -

Chapitre 3 : Modification chimique du xanthane



3.2. Couplage peptidique par des carbodiimides 156

3.3. Modification chimique du xanthane sous forme ordonnée 1663.3.1. Processus de modification à température ambiante 166

3.3.1.1. Description du procédé 1663.3.1.2. Mise en évidence de la conformation ordonnée du xanthane lors de sa modification 1683.3.1.3. Analyse RMN 1H des échantillons et quantification de la densité de greffage 170

3.3.1.3.1. Description des spectres RMN et détermination des taux d’acétate et de pyruvate 1723.3.1.3.2. Densité de greffage des xanthanes modifiés suivant le protocole à température ambiante 175

3.3.2. Processus de modification à basse température (première étape) 179

3.3.2.1. Influence de la température sur l’efficacité du couplage peptidique 1793.3.2.2. Densité de greffage des xanthanes modifiés suivant le protocole à basse températurelors de la première étape 181

3.4. Modification chimique du xanthane sous forme désordonnée 1873.4.1. Choix du solvant pour le protocole de modification 187

3.4.2. Mise en évidence de la conformation désordonnée du xanthane dans le DMSO 188

3.4.3. Protocole de modification du xanthane dans le DMSO 190

3.4.3.1. Choix des conditions expérimentales lors de la modification chimique 1903.4.3.2. Choix des étapes de purification 1923.4.3.3. Interprétation des spectres RMN 1H pour les xanthanes modifiés dans le DMSO 1923.4.3.4. Densité de greffage estimée des xanthanes modifiés suivant le protocole dans le DMSO

1963.4.3.5. Comparaison de la densité de greffage entre les protocoles de modification sous formeordonnée et sous forme désordonnée 198

3.5. Conclusion 200


- 153 -


- 154 -


3.1. Introduction

Ce chapitre décrit les différents protocoles de modification chimique du xanthane mis au point au

cours de ce travail afin de conférer des propriétés amphiphiles à ce polysaccharide.

Pour rappel, le xanthane existe sous deux conformations différentes en solution, suivant les

conditions opératoires : une forme ordonnée hélicoïdale, très rigide, à température ambiante et force

ionique élevée, et une conformation désordonnée flexible à haute température et/ou force ionique

très faible. Ces deux conformations ont des propriétés rhéologiques bien distinctes en solution. Deux

procédés de modification chimique distincts, chacun adapté à une conformation donnée, ont donc

été développés dans le but d’étudier l’influence de ce paramètre sur le comportement du polymère

greffé. Ainsi, la modification du xanthane sous forme ordonnée est réalisée dans l’eau, celle sous

forme désordonnée dans le diméthylsulfoxyde (DMSO). Dans les deux cas, la modification chimique

consiste à greffer des chaînes alkyle linéaires sur le xanthane via une réaction de couplage peptidique

entre une amine et les fonctions acide carboxylique situées sur les chaînes latérales du

polysaccharide. Comme présenté dans la partie bibliographique, la plupart des articles traitant de la

modification chimique du xanthane ciblent comme site de greffage les fonctions hydroxyle de ce

polymère. Ces dernières, très nombreuses, rendent de ce fait délicat le contrôle précis de la

régiosélectivité des réactions mises en jeu et donc des propriétés apportées. L’utilisation d’une

réaction de couplage peptidique, spécifique des fonctions acide carboxylique localisées uniquement

sur les chaînes latérales, permet de s’affranchir de ces problèmes et offre un meilleur contrôle de la

réaction.

Il est également possible de greffer des chaînons hydrophobes sur les fonctions acide

carboxylique du xanthane par une réaction d'estérification. Néanmoins, le xanthane possédant à la

fois des groupements acide et alcool, l’estérification pourrait conduire à une réticulation indésirable

des chaînes de polymère entre elles. L’usage d’une amine porteuse des chaînons hydrophobes lors de

la réaction de greffage élimine cet inconvénient. De plus, la fonction amide résultant du couplage est

- 155 -


capable, tout comme la fonction carboxylique initiale du polysaccharide, de former des liaisons

hydrogène, liaisons qui interviennent dans le maintien de la conformation hélicoïdale du xanthane.

Ainsi, le remplacement des fonctions acide carboxylique par des amides ne modifie pas le nombre de

liaisons hydrogène potentielles, quelle que soit la densité de greffage.

3.2. Couplage peptidique par des carbodiimides

Avant de présenter les procédés de modification chimique du xanthane, quelques rappels sur le

couplage peptidique par l’utilisation des carbodiimides sont effectués dans cette partie.

Le couplage peptidique est une réaction chimique entre une amine et un acide carboxylique

préalablement activé, pour former une liaison amide. Cette liaison est également appelée liaison

peptidique, car elle est majoritairement présente dans les protéines, biopolymères d’acides aminés

très courants dans les systèmes biologiques. Le couplage peptidique tient d’ailleurs son nom de ces

composés. En effet, historiquement, ce type de réaction a été développé pour synthétiser

chimiquement des peptides en laboratoire. De nos jours, le couplage peptidique est utilisé également

dans d’autres domaines que la synthèse peptidique, comme par exemple dans la modification

chimique de polysaccharides1-5 ou encore la fonctionnalisation de nanoparticules6, 7.

Il faut savoir qu’un acide carboxylique est naturellement peu réactif, car la délocalisation des

électrons rend le carbone du carbonyle peu électrophile. De plus, le groupement OH est un mauvais

groupe partant. Ces paramètres rendent difficiles les réactions directes entre une amine et un acide.

C’est pourquoi le couplage peptidique comprend tout d’abord une étape d’activation de la fonction

acide carboxylique. Cette étape consiste à remplacer la fonction OH par un groupement X à la fois

davantage électro-attracteur et bon groupe partant, afin de rendre le carbone plus électrophile.

L’amine s’additionne ensuite sur le carbonyle, puis le groupement X est éliminé :

- 156 -


Figure 3-1: Mécanisme de réaction d’un couplage peptidique.

Le groupe partant X provient d’une ou plusieurs espèces chimiques qualifiées d’agents de

couplage, comme des carbodiimides, des acylazoles, des sels de phosphonium ou d’uronium 8. Dans le

cadre de notre étude, nous avons utilisé la chimie des carbodiimides pour activer les fonctions acide.

En effet, les carbodiimides sont l’une des catégories d’agents de couplage les plus étudiées et

utilisées en synthèse peptidique. Leur succès s’explique par leur grande réactivité (notamment à base

température), leur disponibilité commerciale (grande variété de substrats, ce qui implique

notamment un large choix de solvants pour les réactions) et leur prix peu élevé par rapport à d’autres

réactifs appartenant à la même catégorie. Les différentes voies d’accès aux fonctions amide via un

couplage peptidique avec un carbodiimide sont indiquées dans la figure suivante8 :

- 157 -


Figure 3-2 : Voies d’accès aux fonctions amides via un couplage peptidique avec un carbodiimide (d’après El-

Faham et al.8).

L’addition de l’acide carboxylique sur le carbodiimide entraîne la formation d’une O-acylisourée.

Cette espèce, très réactive, peut réagir directement avec l’amine pour donner l’amide désiré (voie A).

D’autre voies d’accès, indirectes, sont également possibles. Ainsi, en présence d’un excès d’acide, l’O-

acylisourée forme un intermédiaire anhydride (voie B). Ce dernier est ensuite attaqué par l’amine

pour aboutir à l’amide voulu. L’O-acylisourée peut également se cycliser, et former une oxalozone, qui

réagit par la suite avec l’amine (voie C). Ce réarrangement n'est toutefois possible qu'au sein d'une

molécule présentant deux fonctions amide liées consécutivement. Dans tous les cas, ces réactions

entraînent la libération de dérivés d’urée. Certains de ces dérivés peuvent s’avérer très difficiles à

éliminer. Par exemple, la N,N’-dicyclohexylurée, obtenue par réaction du dicyclohexylcarbodiimide

- 158 -

+ CN N R2R3 NHR3 C

O

N R2

O

R1

Carbodiimide O-acylisourée O

R1OX

HOX

N

O

R1 R

O

Oxazolone

R1O

O

OR1

Anhydride

AB C

C NHR1O

R4

Amide

E

D

NHR3 C

O

N R2

O R1

R1 COOH

R1COOH

R4 NH2 R4 NH2

R4 NH2

R4 NH2

Dérivé d'urée

Dérivé d'urée

Dérivé d'urée

HOX

N-acylurée

NH NH

O

R3 R2

NH NH

O

R3 R2

NH NH

O

R3 R2


(DCC, R2 = R3 = cyclohexyle) sur un acide carboxylique, est partiellement soluble dans tous les

solvants, sauf l’acide trifluoroacétique, ce qui complique fortement les étapes de purification 8. Pour

pallier à cette difficulté, plusieurs agents de couplage dérivés du DCC, mais solubles dans une large

gamme de solvants (ainsi que leurs dérivés urées), ont été mis au point. Parmi ces réactifs, le 1-éthyl-

3-(3-diméthylaminopropyl)carbodiimide (EDAC) est très majoritairement employé en synthèse

peptidique, car ce composé et son urée sont solubles dans l’eau, et, par conséquent, faciles à éliminer

en fin de couplage.

Comme indiqué précédemment, les O-acylisourées sont des espèces chimiques très réactives et

instables. En particulier, elles s’hydrolysent très rapidement dans l’eau pour donner un acide

carboxylique : la constante de vitesse d’hydrolyse9, à pH = 4,75, est comprise entre 2 et 3 s -1. Ce

phénomène est beaucoup plus rapide que l’addition de l’amine sur le site actif. L’acide obtenu peut

néanmoins réagir de nouveau avec un carbodiimide pour recréer une O-acylisourée. Par conséquent,

ces cycles d’activation/désactivation de l’acide ralentissent la cinétique d’amidation (et consomment

le carbodiimide). De plus, l’O-acylisourée est le siège d’un réarrangement, comme indiqué sur la

figure 3-2 (voie D). Cette réaction parasite est moins rapide que l’hydrolyse et que la réaction

d’amidation9. Elle est cependant irréversible, et présente aussi l’inconvénient de former une N-

acylurée10, qui est inerte chimiquement. La réaction entre l’amine et l’acide devient alors impossible.

Ces deux processus diminuent fortement l’efficacité du couplage peptidique.

Une méthode pour augmenter l’efficacité du couplage est de transformer l’O-acylisourée en un

ester activé (voie E). Ce type de composé présente l’avantage d’être plus stable que l’O-acylisourée.

En effet, il se caractérise par une cinétique d’hydrolyse beaucoup plus lente11, 12 (de l’ordre de l’heure

et non plus de la seconde). La stabilité accrue des sites actifs favorise donc la réaction avec l’amine.

De plus, cette fonctionnalisation offre aussi l’avantage d’empêcher le réarrangement indésirable de

l’O-acylisourée en N-acylurée. C’est pourquoi les réactions de couplage peptidique avec les esters

- 159 -


activés sont 10 à 20 fois plus efficaces que leurs analogues utilisant uniquement des carbodiimides13-

16. Nous avons donc choisi cette stratégie pour modifier chimiquement le xanthane.

L’obtention d’un ester activé est possible par l’ajout, en même temps que le carbodiimide, d’un

dérivé hydroxyle, noté HOX. Ce dérivé est qualifié de co-agent de couplage. Le mécanisme

réactionnel est décrit ci-dessous avec le N-hydroxysuccinimide (NHS) comme dérivé HOX :

Figure 3-3 : Mécanisme du couplage peptidique via un ester activé.

L’étape 1 consiste en la synthèse de l’ester activé. Ce dernier s’obtient en deux phases : formation

de l’O-acylisourée par réaction entre la fonction acide et le carbodiimide (étape 1a), puis addition de

HOX sur la fonction carbonyle, ce qui entraîne l’élimination d’un dérivé urée (étape 1b). L’étape 2 est

la réaction d’amidation, avec formation de la liaison peptidique suite à l’attaque nucléophile de

l’amine, via l’azote, sur le carbonyle (avec élimination de HOX). L’amine peut être ajoutée au milieu

réactionnel avec les agents de couplage7, 17, 18 ou en différé3, 4, 14. Comme pour les carbodiimides, il

existe un large choix commercial de dérivés HOX. Le plus souvent, ces réactifs ont des structures

- 160 -


similaires à celle du phénol ou de l’hydroxylamine. Par ailleurs, certains de ces co-agents sont

solubles dans l’eau, comme le N-hydroxysuccinimide.

Comme mentionné précédemment, le couplage peptidique par les carbodiimides, avec ou sans

ester activé, est couramment employé. Néanmoins, même si le mécanisme réactionnel est bien

compris, le choix des conditions opératoires optimales pour ce type de réaction reste sujet à

controverse. En effet, la littérature comprend de nombreux exemples de couplages avec les

carbodiimides, qui se caractérisent par une très grande variété de critères expérimentaux (choix des

substrats, du solvant, des réactifs, des concentrations, de la température, etc.)1, 2, 4, 7, 12, 14-16, 19-23. Par

conséquent, il est difficile d’identifier avec précision tous les paramètres clefs qui régissent l’efficacité

du couplage. A ce jour, les paramètres identifiés sont le solvant24, 25, la température14, 16, 20, la

concentration des réactifs1, 7, 13, 14, 20, 26, 27 et, dans le cas d’une réaction dans l’eau, le pH14, 16, 20, 26.

Le choix du solvant conditionne celui des agents de couplage à utiliser. Par exemple, en milieu

aqueux, l’EDAC et le NHS sont très majoritairement employés, alors que le DCC, non soluble dans

l’eau, et l’hydroxybenzotriazole (HOBt) comme co-agent sont très courants pour des couplages en

milieu organique. De plus, la nature du solvant impacte également le mécanisme réactionnel, et par

conséquent l’efficacité du couplage. En effet, la formation de la N-acylurée, inerte chimiquement, est

favorisée en milieu polaire24, 25. L’ajout de co-agents de couplage permet de limiter, voire d’éliminer, ce

phénomène.

L’efficacité du couplage peptidique avec les carbodiimides varie avec la température. La réaction

d’amidation est plus rapide à haute qu’à basse température11, 19. Cependant, en présence d’eau, une

température élevée favorise également la cinétique d’hydrolyse de l’acide activé11. En règle générale,

si le milieu n’est pas anhydre, il est observé que le rendement de la réaction diminue lorsque la

- 161 -


température augmente14, 16, 20, 26. C’est pourquoi, le plus souvent, le couplage en milieu aqueux est

effectué à 4°C ou à température ambiante. Certains auteurs4, 18, 21 parviennent cependant à réaliser

cette réaction dans l’eau à des températures supérieures. Bejenariu et al.4, en particulier, remarquent

que la réaction de réticulation du xanthane avec l’hexanedihydrazide est plus efficace à 90°C qu’à

25°C. Ils attribuent ce phénomène à une diminution de la viscosité du milieu pour T > Tm, du fait de la

transition conformationnelle, ce qui facilite l’accès des agents de couplage et de l’hexanedihydrazide

aux fonctions carboxyliques. Dans tous ces exemples néanmoins, l’amine est introduite en même

temps que les agents de couplage dans le milieu réactionnel, ce qui favorise son addition sur l’acide

activé avant hydrolyse de ce dernier.

De nombreuses études mettent en avant l’impact de la concentration des réactifs sur l’efficacité

du couplage. Cependant, ces mêmes études ont été réalisées sur divers substrats et avec des

concentrations en agents de couplage et/ou amines très variables, ce qui rend la comparaison des

données délicate. Par exemple, le ratio ncarbodiimidenCOOH

(avec ncarbodiimide nombre de moles de

carbodiimide et nCOOH celui d’acide carboxylique) peut varier de 0,220 à plus de 1013, 22, 26, et le ratio

nco−agentncarbodiimide

de 0,05 à 2013, 14, 26. On peut néanmoins remarquer certaines tendances générales. En

premier lieu, l’évolution du rendement selon la concentration des réactifs n’est pas toujours linéaire,

et varie d’un système à l’autre. Ainsi, il a été observé que l’efficacité de la réaction diminue lorsque le

carbodiimide est introduit en large excès par rapport aux fonctions acide carboxylique7, 20, 26 :

l’activation d’un trop grand nombre de fonctions acide favorise la formation de la N-acylurée, inerte

chimiquement24, 28. Comme vu auparavant, pour limiter ce problème, un co-agent de couplage est

ajouté au milieu afin de former un ester activé. Le plus souvent, l’efficacité du couplage augmente

avec la concentration en co-agent13, 14. Certains auteurs14, 21, 22 obtiennent d’ailleurs un rendement

- 162 -


optimal lorsque le ratio nco−agentncarbodiimide

est supérieur ou égal à 1, soit dans des conditions pour

lesquelles l’O-acylisourée est censée être totalement convertie en ester activé. Des résultats inverses

existent cependant dans la littérature, sans qu’il soit possible d’expliquer cette divergence. Sehgal et

al.26, par exemple remarquent que le rendement de la réaction est optimal pour

nco−agentncarbodiimide

=0,07 , puis diminue avec la hausse du ratio. Dulong et al.1 parviennent au même

constat, pour un ratio optimal nco−agentncarbodiimide

=0,04 .

Une autre façon de limiter la formation de la N-acylurée est d’augmenter la quantité d’amine

dans le milieu. Cette méthode implique toutefois que l’amine soit ajoutée en même temps que les

agents de couplage. Dulong et al.27, Sehgal et al.26 et Madison et al.14 constatent ainsi que la densité

de greffage ou la conversion évoluent linéairement avec le ratio namine

ncarbodiimide, mais jusqu’à une

valeur critique, qui diffère fortement d’un auteur à l’autre. Au-delà de cette valeur critique, la densité

de greffage/conversion reste stable, voire diminue. Au final, malgré les quelques tendances globales

notées, il ressort de la comparaison des données bibliographiques que le choix des conditions

optimales de concentration des réactifs pour le couplage dépend fortement du système acide/amine

étudié, et doit être traité au cas par cas.

Enfin, en milieu aqueux, le couplage dépend également du pH. En effet, la réaction entre le

carbodiimide et l’acide carboxylique est optimale lorsque le pH est compris entre 4,5 et 4,75 17, 27, 29. Le

pH acide entraîne la protonation de l’un des deux azotes du carbodiimide, comme indiqué à l’étape

1a de la figure 3-3. Ce phénomène rend le carbone situé entre les deux azotes plus électrophile et

- 163 -


favorise l’attaque de la fonction hydroxyle située sur l’acide. Globalement, l’étape 1 est donc

avantagée à pH acide. Néanmoins, de telles conditions de pH peuvent être défavorables pour l’étape

2, en particulier quand les amines sont constituées de chaînes carbonées sans groupement électro-

attracteur. En effet, ces amines possèdent des valeurs de pKa qui varient entre 10 et 11. Par

conséquent, elles se trouvent sous forme d’ammonium à pH acide, et réagissent très peu avec l’ester

activé. Les deux étapes du couplage présentent donc des pH optimum qui s’avèrent difficilement

compatibles, ce qui est particulièrement problématique lorsque tous les réactifs sont introduits en

même temps dans le milieu.

Pour contourner cette difficulté, certains auteurs4, 14, 27 utilisent des dérivés aminés de faible pKa,

de façon à exécuter l’ensemble du couplage à pH acide. Dulong et al.27 et Bejenariu et al.4 emploient

ainsi l’hexanedihydrazide (pKa compris entre 4 et 5) pour réticuler respectivement le pullulan à pH =

4,6 et le xanthane à pH = 3. A l’inverse, Bartczak et al.7 effectuent le couplage d’un peptide sur des

nanoparticules d’or porteuses de groupements acide à un pH égal à 9, soit proche du pKa de l’amine à

greffer. Néanmoins, plusieurs études14, 20, 26 soulignent que l’efficacité de la réaction diminue lorsque le

pH du milieu réactionnel est trop basique : le pH trop élevé augmente la cinétique d’hydrolyse de l’O-

acylisourée30 et de l’ester activé11. C’est pourquoi la majorité des couplages réalisés en une seule

étape s’effectuent à un pH intermédiaire entre le pKa du carbodiimide et celui de l’amine 7, 18, 21, 23, 26, 31,

32. En règle générale, la gamme de pH retenue varie entre 5,518, 23, 32 et 821, 31.

Une autre méthode consiste à faire varier le pH entre les deux étapes. Les agents de couplage

sont d’abord introduits dans le milieu acide, puis le pH est ajusté pour devenir basique et l’amine est

ajoutée (la situation inverse est aussi envisageable). Lewis et al.16 ont testé cette technique pour le

couplage peptidique, via un ester activé, d’un anticorps humain, cT84.66, sur l’acide 1,4,7,10-

tétraazacyclododécane-1,4,7,10-tétraacétique (ou DOTA), un agent chélatant. Ils observent ainsi que

la densité de greffage maximale est obtenue quand le pH de la première étape est de 5,5, et celui de

la deuxième étape de 7. Madison et al.14 constatent également que le couplage peptidique de l’EDAN

- 164 -


(dichlorhydrate de N-(1-naphthyl) éthylènediamine), une sonde de fluorescence, sur la

carboxyméthylcellulose, est le plus efficace quand le pH est augmenté de 4,75 à 7 entre les deux

étapes.

Pour résumer :

Le couplage peptidique via des esters activés en présence de carbodiimides permet de former

des liaisons amide par un procédé bien connu de la littérature. Ce dernier fait appel à des réactifs

commerciaux bon marché. De plus, il est applicable à des systèmes très divers (de la modification du

polymère à la fonctionnalisation de nanoparticules) et compatible avec une large gamme de solvants

(dont l’eau). Les nombreux exemples bibliographiques indiquent cependant que le choix et

l’optimisation des paramètres expérimentaux dépendent fortement du substrat acide et/ou de

l’amine à greffer. Dans le cadre de ce travail, nous nous sommes appuyés sur cette méthodologie

pour greffer des amines hydrophobes sur le xanthane, sous forme ordonnée ou désordonnée. Dans le

premier cas, la modification chimique est effectuée dans l’eau, dans le second, dans le DMSO, ce qui

implique, à chaque fois, de déterminer les meilleures conditions opératoires pour le trio

polymère/amine/solvant.

- 165 -


3.3. Modification chimique du xanthane sous forme ordonnée

Cette section décrit le processus de modification du xanthane dans l’eau, milieu dans lequel, dans

nos conditions, le polysaccharide est sous forme ordonnée. Plus spécifiquement, deux protocoles ont

été développés : le procédé de greffage à température ambiante et celui à plus basse température.

3.3.1. Processus de modification à température ambiante

3.3.1.1. Description du procédé

Comme mentionné en début de chapitre, le couplage peptidique peut être effectué en une seule

étape, à un pH défini et constant, même lorsque la différence de pKa entre le carbodiimide et l’amine

est importante. Des expériences préliminaires de couplage entre le xanthane et l’octylamine en

appliquant ce type de protocole ont été réalisées. Nous avons testé la réaction à pH = 4,5 (meilleures

conditions pour les agents de couplage), à pH = 7 (intermédiaire entre le pH optimal pour l’EDAC et le

pKa de l’octylamine, égal à 10,6) et à pH = 10 (pH favorable pour l’amine).

A pH = 4,5, le produit obtenu est surtout greffé par des dérivés de l’EDAC, ce qui indique que ces

conditions de pH sont effectivement propices à l’activation de l’acide. En revanche, la chaîne alkyle

provenant de l’amine n’y est présente qu’à l’état de traces. Le pH acide bloque le couplage peptidique

à l’étape 1. Comme nous l’avons vu, à pH = 4,5, l’amine est très majoritairement sous forme

ammonium, perdant ainsi son caractère nucléophile. Elle ne peut donc pas s’additionner sur le

carbone électrophile de l’acide activé. A pH = 7, le polymère modifié comporte un mélange

d’octylamine greffée et de dérivés EDAC sur ses chaînes (densité de greffage d’environ 15 %, avec la

présence de nombreuses impuretés greffées). A pH = 10, le xanthane comporte également des

signaux correspondant à des chaînes octyle greffées et des dérivés d’EDAC. Ces derniers sont en

proportions plus faibles qu’à pH = 7. Néanmoins, la densité de greffage de l’échantillon est

relativement faible (inférieure à 5 %).

- 166 -


Suite à ces résultats, il a été décidé de réaliser le couplage en deux étapes, avec deux pH

différents, comme présenté sur la figure 3-4. L’étape 1 est donc réalisée à pH = 4,5, pour favoriser la

formation de l’ester activé. L’étape 2, quant à elle, a lieu à pH = 10, proche du pKa de l’amine, afin de

faciliter son addition sur l’ester activé.

Figure 3-4 : Procédé de modification chimique du xanthane sous forme ordonnée.

Avant modification chimique, une solution aqueuse de xanthane à 5 g/L est dialysée contre eau

acide à pH = 3 pendant 24 h. Cette étape préliminaire permet de protoner les fonctions acide

carboxylique du xanthane (pKa compris entre 2,6 et 433, 34) et aussi d’éliminer les éventuelles

impuretés, notamment ioniques, qui pourraient être présentes (cations mono et divalents par

exemple). Le milieu réactionnel est obtenu par dilution, à 1 g/L dans de l’eau ultrapure, de la solution

dialysée.

La première étape du procédé consiste en l’activation des fonctions acide carboxylique du

xanthane via la formation d’esters activés. Dans ce but, l’EDAC et le NHS, tous deux solubles dans

l’eau, sont ajoutés dans le milieu à température ambiante. Le pH est ensuite ajusté à 4,5 pour

protoner les atomes d’azote du carbodiimide et ainsi faciliter l’attaque de l’acide (comme décrit

précédemment). Le milieu est alors laissé sous agitation pendant 2 heures.

La deuxième étape correspond à l’addition de l’octylamine sur l’ester activé afin de former la

liaison amide désirée. L’amine est ajoutée dans le milieu, puis le pH est immédiatement ajusté à 10

- 167 -


afin de maintenir son caractère nucléophile et faciliter son addition sur l’ester. La réaction est laissée

sous agitation à température ambiante pendant la nuit.

La purification du milieu réactionnel est réalisée par dialyses à température ambiante. La

première dialyse contre eau acidifiée permet de protoner la chaîne de xanthane, et ainsi d’éliminer

une partie des impuretés ioniques. Par cette méthode, l’octylamine n’ayant pas réagi est également

protonée pour former l’ion ammonium, davantage soluble dans l’eau. Néanmoins, ce dernier, du fait

de sa charge, peut être en interaction avec les chaînes latérales du xanthane. C’est pourquoi cette

étape est suivie d’une dialyse contre NaCl 0,1 M, afin d’effectuer un échange de contre-ions au niveau

du polysaccharide, et plus spécifiquement de remplacer l’ammonium par Na+. En effet, il a été

observé que, en l’absence de cette étape, l’octylamine non greffée restait en interaction de façon

conséquente avec le polymère, même après dialyse intensive contre eau. Le milieu est ensuite mis à

dialyser contre eau distillée 7 jours, puis ultrapure pendant 1 jour, afin d’éliminer les dernières traces

d’octylamine et de diminuer la salinité du milieu, et le produit final récupéré par lyophilisation.

Le terme « précurseur » désigne un xanthane non modifié qui a subi toutes les étapes du

processus de greffage et de purification, mais sans l’ajout des agents de couplage lors de la première

étape du procédé. Il s’agit donc de notre référence pour un xanthane non greffé.

3.3.1.2. Mise en évidence de la conformation ordonnée du xanthane lors de sa

modification

Afin de déterminer la conformation du xanthane au cours du processus de modification, une

fraction du milieu réactionnel a été prélevée à chacune des étapes et analysée par polarimétrie :

- 168 -


Figure 3-5 : Evolution du pouvoir rotatoire normalisé en fonction de la température du milieu réactionnel

(étapes 1 et 2).

L’évolution du pouvoir rotatoire avec la température est semblable pour les deux étapes. De 20 à

50°C environ, le pouvoir rotatoire reste relativement stable. Pour T > 50°C, on observe une hausse

marquée du pouvoir rotatoire avec la température, suivie d’une stabilisation aux alentours des 70-

75°C. Ce signal sigmoïdal est caractéristique de la transition ordre-désordre du xanthane, de sa forme

ordonnée hélicoïdale rigide à basse température, à sa forme désordonnée flexible à haute

température35-40. Dans nos conditions opératoires, le greffage est effectué à température ambiante :

le xanthane est donc modifié sous forme ordonnée. On constate également que la Tm est légèrement

plus basse lorsque le milieu réactionnel est basique (2ème étape). En effet, à pH élevé, les fonctions

acide carboxylique sont sous forme carboxylate, donc chargées. Les répulsions électrostatiques

générées par ces sites défavorisent la conformation hélicoïdale, d’où la diminution de Tm observée,

en accord avec les données de la littérature37, 41, 42.

Au chapitre 1, il a été mentionné que le xanthane sous forme ordonnée adopte une conformation

de simple ou double hélice, constituée de un ou deux brins, suivant les conditions opératoires. Dans

- 169 -

T (°C)

20 30 40 50 60 70 80

norm

alis

é

0.0

0.2

0.4

0.6

0.8

1.0 étape 1étape 2


le cadre de ces travaux, la structure ordonnée exacte du xanthane, modifié ou non, n’a pas été

étudiée. Dans la suite du manuscrit, nous employons le terme « hélice » ou « hélicoïdal(e) » pour

désigner le xanthane en conformation ordonnée, sans présumer de la structure simple ou double de

l’hélice, ni du nombre de brins la composant.

3.3.1.3. Analyse RMN 1H des échantillons et quantification de la densité de greffage

La densité de greffage des xanthanes modifiés a été quantifiée par RMN 1H à 80°C en présence de

références internes, le 2.2.3.3-d(4)-3-(Triméthylsilyl)propanoate de sodium (TSP, pic à 0), et l’acétate

de sodium (pic à 1,91 ppm), pour les polymères décrits dans cette section du manuscrit.

Comme mentionné dans le chapitre 2, il a été observé que la viscosité très importante des

solutions de xanthanes modifiés ralentit fortement la relaxation des protons du polymère : les

spectres obtenus ne permettent pas de quantifier la densité de greffage. Pour s’affranchir de ce

problème, la viscosité des solutions est diminuée par dépolymérisation chimique du polymère via

l’ajout de H2O2 à 80°C en milieu basique pendant une heure. Les échantillons sont ensuite lyophilisés,

puis dissous de nouveau dans une solution de D2O contenant le TSP et l’acétate de sodium. Ce

processus permet d’échanger les protons labiles des groupements hydroxyle par des atomes de

deutérium, et également de limiter le signal de l’eau.

Dans le cadre de ce travail, le xanthane commercial utilisé a des DSA et DSP respectivement égaux

à 87 et 49 % : ces groupements ne sont pas présents sur toutes les unités de répétition du

polysaccharide. De plus, il est possible que les conditions de modification affectent ces degrés de

substitution. Par conséquent, on ne peut pas utiliser directement les pics des fonctions acétate et/ou

pyruvate comme références intrinsèques pour l’intégration, et donc pour la quantification de la

densité de greffage.

- 170 -


Afin de pallier à cet inconvénient, l’utilisation d’une référence interne est une méthode courante

en RMN pour la quantification des spectres. Pour le xanthane, l’acétate de sodium est souvent

employé43-45. Dans notre cas cependant, le protocole de dépolymérisation mis au point avant analyse

RMN entraîne parfois une désacétylation partielle du polymère. En effet, la fonction acétate peut

facilement être ôtée du xanthane par un traitement en milieu basique, et ce, même à température

ambiante37, 46, 47. Des acétates libres provenant du polymère peuvent donc être présents dans le

milieu. Leur signal, en RMN, se superpose à celui de l’acétate de sodium et, par conséquent, fausse

l’intégration de la référence interne et le calcul du degré de substitution en acétate. C’est pourquoi le

TSP a été utilisé comme référence interne pour la quantification des degrés de substitution et de la

densité de greffage des xanthanes modifiés.

Il faut savoir que l’identification de ce problème de référence interne n’a pas été immédiate. De

ce fait, un certain nombre d’échantillons ont été analysés en RMN en présence des deux références

internes. De plus, nous n’avons pas disposé de suffisamment de produit pour analyser de nouveau

ces polymères en l’absence d’acétate de sodium. En outre, il a été observé que le degré de

substitution en acétate pour un xanthane donné conservé sous forme de poudre (après

lyophilisation) diminuait au cours du temps. Par conséquent, il n’a pas été possible de quantifier de

manière précise le DSA des polymères modifiés lorsque l’analyse RMN a été réalisée en présence

d’acétate de sodium. En ce qui concerne la quantification de la densité de greffage, la méthode

présentée dans le chapitre 2 fait intervenir la masse molaire de l’unité de répétition, qui nécessite au

préalable la détermination de DSA. Toutefois, l’erreur sur ce paramètre affecte peu le résultat final. En

effet, faire varier la valeur de DSA entre 39 et 87 % entraîne une variation inférieure à un point sur la

valeur de la densité de greffage, ce qui est acceptable au regard de l’erreur liée à la méthode de

quantification par RMN.

- 171 -


3.3.1.3.1. Description des spectres RMN et détermination des taux d’acétate et de

pyruvate

Les figures 3-6 présentent des exemples de spectres RMN de xanthanes modifiés et de

précurseur synthétisés par ce protocole :

Figures 3-6 : Spectres RMN 1H A : du précurseur. B : d’un xanthane modifié sous forme ordonnée avec une

densité de greffage de 15 %.

- 172 -


Le spectre du précurseur comporte les pics caractéristiques du xanthane, avec un pic à 1,47 ppm

correspondant aux protons du groupement pyruvate, un pic à 2,16 ppm pour ceux de la fonction

acétate et un massif entre 3,39 et 5,25 ppm attribué aux protons des unités osidiques. On constate

que ce composé ne présente aucun signal pouvant être attribué à l’octylamine. Sachant que le

précurseur a été mis en présence de l’amine lors de la deuxième étape du protocole de modification,

ce résultat indique que les différentes phases de dialyse sont très efficaces pour retirer toute trace

d’octylamine non greffée du milieu. Pour le précurseur, le degré de substitution en acétate, DSA, est

estimé à 67 %. La différence de valeur par rapport au DSA du xanthane commercial (de 87 %) fera

l’objet d’une discussion plus loin dans le manuscrit. Le degré de substitution en pyruvate, DSP, est

quant à lui évalué à 45 %. Aux erreurs de quantification RMN près, cette valeur est quasi-identique à

celle du xanthane commercial (DSP égal à 49 %). Les conditions de modification et de dialyse subies

par le précurseur n’affectent donc pas (ou peu) le degré de substitution en pyruvate du xanthane.

En ce qui concerne l’échantillon greffé à hauteur de 15 %, des pics supplémentaires à 0,88 et 1,31

ppm sont observables. Ces derniers correspondent à des protons de l’octylamine greffée : les 10

protons CH2 de la chaîne alkyle à 1,31 ppm (en vert sur la partie B des figures 3-6) et les trois protons

du groupement méthyle terminal à 0,88 ppm (en orange sur la partie B des figures 3-6). Le rapport

des intégrations de ce dernier signal et de celui de la référence TSP nous permet d’accéder à la

densité de greffage du xanthane modifié, suivant la méthode décrite dans le chapitre 2. On peut aussi

noter l’apparition d’un signal mal défini, vers 1,57 ppm, ainsi que d’un pic à 1,66 ppm. Ces derniers

peuvent correspondre aux deux protons du CH2 situé en position β de la fonction amide (en violet sur

les figures 3-6). Ces deux protons ne sont pas équivalents, du fait de leur proximité avec le carbone

asymétrique lié au groupement carbonyle. Ils peuvent donc générer deux signaux différents en RMN :

« l’épaulement » vers 1,57 ppm et le pic à 1,66 ppm. Toutefois, il faut souligner que ce dernier pic

n’est pas systématiquement présent dans les spectres RMN 1H de tous les échantillons. Par

conséquent, il est également possible que le pic à 1,66 ppm corresponde au signal émis par des

- 173 -


impuretés. Les deux protons localisés en position α du groupement amide (en gris sur la partie B des

figures 3-6), par contre, ne sont pas observables sur le spectre. Il est probable que les pics associés à

ces protons se superposent à ceux du massif, entre 3,39 et 5,25 ppm, correspondant aux protons des

unités osidiques.

On remarque également un dédoublement du pic du pyruvate (avec apparition d’un pic

supplémentaire à 1,51 ppm) non présent sur le spectre du précurseur. La fonction pyruvate comporte

des acides carboxyliques, qui forment des amides lors de la réaction avec l’octylamine.

L’environnement chimique des protons du méthyle du pyruvate est différent suivant que le méthyle

est à proximité d’une fonction amide ou acide, ce qui expliquerait ce dédoublement. Ce phénomène,

couplé au recouvrement partiel des signaux des protons du CH2 en position β de la fonction amide

avec ceux du pyruvate, rend la quantification du DSp plus difficile à mettre en œuvre que dans le cas

du précurseur. Dans le cas de cet échantillon, le degré de substitution en pyruvate est estimé à 53 % :

aux erreurs de quantification RMN près, il est identique à celui du xanthane commercial (DS p égal à

49 %). Par ailleurs, en intégrant le pic à 1,51 ppm, on peut grossièrement estimer la proportion de

pyruvates modifiés. Les fonctions acide carboxylique du xanthane sont aussi situées sur l’acide

glucuronique de la chaîne latérale. On connaît la densité de greffage globale du polymère, via le

signal à 0,88 ppm. Il est donc possible d’accéder à la quantité d’acides glucuroniques greffés. Les

résultats indiquent qu’environ la moitié des chaînes alkyle greffées sont localisées sur le groupement

pyruvate. Etant donné que les fonctions pyruvate sont deux fois moins nombreuses que les acides

glucuroniques (DSP = 49 %), on en déduit qu’elles sont deux fois plus réactives. Ce résultat

s’expliquerait par leur plus grande accessibilité dans la conformation hélicoïdale : les pyruvates sont

localisés à l’extrémité de la chaîne latérale, contrairement aux acides glucuroniques. Ce résultat se

retrouve pour tous les xanthanes greffés. En ce qui concerne le degré de substitution en acétate de ce

polymère, il est estimé à 79 %. Cette différence de valeur avec le xanthane commercial sera expliquée

ultérieurement.

- 174 -


3.3.1.3.2. Densité de greffage des xanthanes modifiés suivant le protocole à

température ambiante

Le rapport des intégrales entre le pic des protons du méthyle terminal de la chaîne alkyle greffée

(à 0,88 ppm) et celui de la référence TSP permet de quantifier la densité de greffage de chacun des

xanthanes modifiés suivant le protocole décrit dans le chapitre 2. La densité de greffage est comprise

entre 0 et 22 %, suivant les conditions opératoires utilisées lors du processus de modification. Le

tableau 3-1 résume les degrés de substitution en acétate et pyruvate suivant les conditions

opératoires (avec les réserves émises précédemment sur les valeurs de ce paramètre) et les densités

de greffage obtenues :

Entrée nEDACnCOOH

noctylaminenCOOH

DSA (%) DSP (%) %octyle (%)

1 0 3 60 45 0 (précurseur)

2 1 1 61 40 0

3 2 2 63 39 ≈ 6

4 2,2 2,2 60 41 7

5 2,5 2,5 44 42 13

6 2,7 2,7 67/79 48/53 13/15

7 3,5 3,5 57/44/54 41/40/39 15/18,5/22

8 5 5 19 42 20

Tableau 3-1 : DSA, DSP et densité de greffage des xanthanes modifiés via le processus à température ambiante.

Les / représentent plusieurs essais de modification réalisés dans les mêmes conditions.

Les données relatives au précurseur (entrée 1) correspondent à un échantillon issu du mélange

de deux précurseurs de DSA respectivement égaux à 54 et 67 % et de DSP égaux à 46 et 44,5 %.

Globalement, on peut noter que la densité de greffage augmente avec la quantité de réactifs

(autres que le xanthane) introduits. Néanmoins, on constate également que le procédé de

modification n’est pas toujours répétable. Par exemple, 3 essais de réaction avec un rapport

nEDACnCOOH

égal à 3,5 (entrée 7 du tableau 3-1) donnent trois résultats différents en termes de densité

- 175 -


de greffage, avec un écart maximal entre les densités de 7 points. Ce phénomène sera discuté plus en

détail dans la suite du manuscrit.

On remarque aussi que les valeurs de DSA, comprises entre 19 et 79 %, varient fortement d’un

polymère à l’autre. Comme indiqué précédemment, la fonction acétate peut facilement être

hydrolysée en milieu basique à température ambiante37, 46, 47. Dans le cadre de notre protocole de

modification, la deuxième étape se déroulant pendant une nuit à pH = 10, une fraction des acétates

du xanthane peut être éliminée lors de cette étape. Toutefois, la méthode de dépolymérisation

affecte aussi le DSA, et rend difficile la quantification de ce paramètre. Par conséquent, il est difficile

d’attribuer les variations de DSA observées entre échantillons à la méthode de préparation pour

l’analyse RMN et/ou à la dépolymérisation. Le degré de substitution en pyruvate, quant à lui, est

compris entre 39 et 53 % suivant les échantillons, et ne varie pas au cours du temps. Au regard de la

difficulté, évoquée précédemment, pour estimer ce paramètre et de la précision de la quantification

par RMN, on peut conclure que les conditions de modification et de dialyse n’ont que peu d’impact

sur le DSp. En effet, le groupement pyruvate est beaucoup plus difficile à éliminer que la fonction

acétate. La dépyruvatation du xanthane exige de travailler à pH acide à haute température pendant

plusieurs heures37, 47, 48, conditions non employées dans notre protocole.

Les quantités des réactifs (EDAC, NHS et octylamine) sont calculées par rapport au nombre de

moles de fonctions acide carboxylique du xanthane. En règle générale, il a été observé, dans la

littérature, que le couplage peptidique est plus efficace lorsque le rapport nco−agentncarbodiimide

est

supérieur ou égal à 1. En ce qui concerne l’amine, l’efficacité de la réaction tend à augmenter avec le

rapport namine

ncarbodiimide, cependant la grande variabilité des données bibliographiques sur ce point

- 176 -


rend difficile le choix précis d’une valeur de ce rapport. Dans notre cas, afin de limiter le nombre de

paramètres expérimentaux, nous avons travaillé avec les rapports nNHSnEDAC

= noctylaminenEDAC

= 1.

La figure 3-7 représente l’évolution de la densité de greffage (moyennée suivant le nombre

d’échantillons dans le cas des entrées 6 et 7 du tableau 3-1) par rapport à la quantité des différents

réactifs ajoutés :

nEDAC/nCOOH

0 1 2 3 4 5

%o

ctyl

e

0

5

10

15

20

Figure 3-7 : Evolution de la densité de greffage avec la quantité de réactifs introduits.

Pour nEDACnCOOH

compris entre 0 et 1, la quantité de chaînes alkyle présentes dans les échantillons

est trop faible pour pouvoir être quantifiée par RMN 1H. On observe ensuite une augmentation

marquée, et quasi-linéaire, de la densité de greffage avec les proportions d’agents de couplage et

d’amine jusqu’à un rapport nEDACnCOOH

égal à 3,5 environ. Au-delà, la densité de greffage semble se

stabiliser aux alentours de 20 %.

- 177 -


En premier lieu, le greffage de chaînons alkyle nécessite au minium un rapport nEDACnCOOH

compris entre 1 et 2. Une fraction non négligeable des réactifs ajoutés est donc consommée sans

donner l’amide voulue. Plusieurs explications sont possibles pour ce phénomène. Comme décrit

auparavant, les acides et esters activés s’hydrolysent facilement : une partie des agents est

probablement consommée via cette réaction parasite. Par ailleurs, la modification intervient sur un

polysaccharide de structure complexe : il est probable que les acides soient plus difficiles d’accès que

sur une petite molécule organique ou que sur un polymère linéaire. Le couplage peptidique selon

notre protocole nécessite de travailler en excès non négligeable d’agents de couplage et d’octylamine

afin d’obtenir des densités de greffage mesurables.

Entre 1 ≤ nEDACnCOOH

≤ 3,5, la hausse presque linéaire de la densité de greffage avec la quantité de

réactifs indique qu’il est possible de contrôler à façon le taux de greffons hydrophobes sur le

xanthane suivant la concentration des réactifs. Au-delà de 3,5 équivalents, la densité de greffage

paraît se stabiliser alors que la quantité des différents réactifs (autres que le polymère) augmente.

L’efficacité du couplage peptidique semble moindre lorsque la proportion des réactifs devient trop

importante par rapport aux fonctions acide. Ce résultat est en accord avec les données de la

littérature mentionnées en début de chapitre1, 7, 14, 20, 26, 27, qui attribuent cet état de fait à l’existence

de réactions parasites (formation de N-acylurées, hydrolyse des esters activés, etc.) davantage

favorisées quand les acides sont en large défaut.

- 178 -


Pour résumer :

Le protocole de modification du xanthane à température ambiante décrit dans ce manuscrit

permet de greffer, à façon, des chaînons hydrophobes octyle sur les acides carboxyliques du

polysaccharide sous forme ordonnée. Dans certains cas cependant, il a été remarqué que le procédé

n’est pas complètement répétable. L’identification des paramètres, autres que la concentration en

réactifs, influençant la densité de greffage a donné lieu au développement d’un nouveau protocole

de modification : le processus à basse température lors de la première étape.

3.3.2. Processus de modification à basse température (première étape)

3.3.2.1. Influence de la température sur l’efficacité du couplage peptidique

Comme mentionné auparavant, le protocole de modification du xanthane sous forme ordonnée

présente quelques problèmes de répétabilité. Les entrées 1 et 2 du tableau 3-2 indiquent les densités

de greffage obtenues dans le cas de 3 réactions de couplage peptidique réalisées avec le même

rapport nEDACnCOOH

, égal à 2,7. Les deux premiers échantillons obtenus ont des densités très proches.

La divergence observée dans les valeurs peut s’expliquer par la sensibilité de la quantification par

RMN. Le troisième polysaccharide par contre, présente une densité de greffage inférieure à 5 %.

L’étude des conditions opératoires mises en œuvre lors de ces trois couplages révèle que la première

étape donnant un xanthane modifié à 5 % a été effectuée à 27°C, soit une température plus élevée

que les deux autres synthèses (20°C). Augmenter la température nuirait à l’efficacité du couplage

peptidique14, 16, 20, 26. Afin de confirmer ou non cette hypothèse, plusieurs réactions, effectuées selon le

protocole décrit plus haut, mais avec des températures variables à chaque étape, ont été réalisées :

- 179 -


Entrée nEDACnCOOH

Température (°C)

Etape 1

Température (°C)

Etape 2

%octyle

1 2,7 20 20 13/15

2 2,7 27 24 5

3 2,7 3 25 38

4 3 59 57 4

5 3,3 87 87 0

Tableau3-2 : Evolution de la densité de greffage suivant la température des étapes 1 et 2.

L’entrée 3 correspond à un couplage effectué à basse température lors de la première étape du

protocole. La régulation de ce paramètre est faite via l’utilisation d’un bain de glace, dans lequel le

milieu est plongé au minimum trente minutes pour équilibrage thermique avant ajout des agents de

couplage. Au bout de deux heures, le bain de glace est ôté, puis l’amine ajoutée, le pH ajusté à 10 et

le milieu laissé sous agitation à température ambiante.

Pour les réactions des entrées 1 et 2, le milieu a été laissé sous agitation à température ambiante

non régulée pendant les deux étapes. En ce qui concerne les entrées 4 et 5, il s’agit de couplages

effectués à température constante et égale respectivement à environ 60°C et 87°C pendant les deux

étapes du protocole.

Les températures indiquées dans le tableau 3-2 pour les étapes 2 correspondent à celles relevées

dans le milieu réactionnel après une nuit.

La meilleure densité de greffage est obtenue lorsque la première étape est réalisée à basse

température (entrée 3). Au fur et à mesure que la température augmente, la densité de greffage

diminue. Ainsi, les plus faibles densités de greffage sont observées pour les réactions effectuées à

température élevée (entrée 4 et 5). Les résultats corroborent donc notre hypothèse : accroître la

température impacte négativement l’efficacité du couplage peptidique. Comme mentionné en début

de chapitre, les acides/esters activés peuvent facilement s’hydrolyser9, 11, 12 : en particulier, la cinétique

de cette réaction parasite est d’autant plus importante que la température est élevée 11. Il est, de ce

- 180 -


fait, fort probable que la baisse de rendement du couplage à température élevée s’explique par

l’instabilité thermique des acides/esters activés.

Ces expériences prouvent que le contrôle de la température est primordial pour l’efficacité du

couplage. De plus, elles mettent en évidence que le rendement de la réaction peut être fortement

amélioré en travaillant à basse température au moins lors de la première étape du protocole

(comparaison des %octyle entre les entrées 1 et 3). Dans ce cas précis, la densité de greffage est

multipliée par plus de deux lorsque la température de la première étape est abaissée de 20 à 3°C, ce

qui s’explique par le ralentissement de la cinétique d’hydrolyse des acides activés à basse

température en faveur de l’activation des acides carboxyliques.

3.3.2.2. Densité de greffage des xanthanes modifiés suivant le protocole à basse

température lors de la première étape

Suite à cette étude, le protocole de modification du xanthane décrit précédemment a été

remanié pour prendre en compte l’influence de la température, ce qui a donné lieu au

développement du processus de modification à basse température pendant la première étape (cf.

chapitre 2). Le tableau 3-3 présente les densités de greffage et les degrés de substitution en acétate

et pyruvate des différents xanthanes modifiés obtenus par ce nouveau protocole :

- 181 -


EntréenEDACnCOOH

DSA (%) DSP (%) %octyle

1 0 66 46 0

2 0,3 97 56 4

3 0,5 78 43 8

4 0,7 81 53 8

5 1 90 54 10

6 1,1 66/68 42/48 26/27

7 1,3 69/71/72 50/42/41 24/29/30

8 1,5 79 48 35

9 2 77/70 47/51 27/34

10 2,758/75/77/7

749/49/64/5

135/38/38/39

Tableau 3-3 : DSA, DSP et densité de greffage des xanthanes modifiés via le processus à basse température lors

de la première étape.

Certaines réactions ont été testées plusieurs fois, afin de vérifier la répétabilité du protocole.

L’entrée 7, par exemple, résume les degrés de substitution en acétate (DSA) et pyruvate (DSP) et les

densités de greffage (%octyle) obtenus dans le cas de trois réactions pour lesquelles le rapport

nEDACnCOOH

= 1,3. Ces trois répétitions ont donné trois xanthanes modifiés avec des DSA/%octyle

respectivement de 69/24, 71/29 et 72/30. Les degrés de substitution en acétate/pyruvate et les

densités de greffage ont été quantifiés par RMN 1H suivant la méthode présentée dans la partie

précédente. Toutefois, pour les échantillons de cette section, seul le TSP a été introduit dans les

solutions RMN comme référence interne (sauf l’échantillon de DSA/DSP/%octyle = 77/64/38 de l’entrée

10). Par conséquent, il a été possible d’observer le pic, à 1,91 ppm, correspondant aux acétates

libérés par le xanthane suite à la dépolymérisation à chaud en milieu basique. Le degré de

substitution indiqué dans ce tableau a, de ce fait, été calculé en prenant en compte à la fois

l’intégration du pic des acétates liés au polymère (à 2,16 ppm) et celui des acétates libres.

- 182 -


En premier lieu, le degré de substitution en pyruvate de la majorité des xanthanes modifiés est

compris entre 41 et 56 %, aux erreurs de quantification près. Par ailleurs, comme pour les xanthanes

modifiés avec le protocole à température ambiante, le greffage s’effectue majoritairement sur les

fonctions acide carboxylique du groupement pyruvate. Le degré de substitution en acétate, quant à

lui, varie essentiellement entre 66 et 90 %. Néanmoins, le polymère de l’entrée 3 présente un DSA de

97 %, soit très supérieur à celui du polysaccharide commercial (DSA = 87 %). De même, l’échantillon

de DSA/DSP/%octyle = 77/64/38 de l’entrée 10 se caractérise par un degré de substitution en pyruvate

très élevé. Les méthodes de modification et de dépolymérisation utilisées ne créent pas de nouvelles

fonctions pyruvate et ou acétate. La surestimation des DSP et DSA observée est probablement due à la

présence d’impuretés au sein du polymère, qui génèrent un signal se superposant à celui des protons

du pyruvate et/ou de l’acétate. En règle générale, la plupart des xanthanes greffés ont des DS A et DSP

relativement proches, et voisins de celui du xanthane commercial. C’est pourquoi nous considérons,

par la suite, que ces variations de degré de substitution entre échantillons sont acceptables.

Globalement, à quelques exceptions près, le protocole de modification du xanthane à basse

température influence peu le degré de substitution en acétate, et n’a que peu d’effet sur les

groupements pyruvate.

Comme indiqué précédemment, certaines réactions ont été testées plusieurs fois afin de vérifier

la répétabilité du protocole. Généralement, les différents xanthanes modifiés obtenus pour une

réaction donnée ont des densités de greffage équivalentes (à 2 ou 3 points près). Quelques

exceptions sont toutefois observables. Ainsi, le polymère de DSA/DSP/ %octyle = 69/50/24 (entrée 7), a

une densité de greffage inférieure d’au minimum 5 points à celles des deux autres polysaccharides. Le

xanthane modifié de DSA/DSP/ %octyle = 58/49/35 se caractérise par une densité de greffage

légèrement inférieure à celle des trois échantillons, bien que la différence soit moins marquée que

dans le cas du polymère de l’entrée 7. En règle générale, le protocole de modification du xanthane à

basse température est davantage reproductible que celui à température ambiante.

- 183 -


La figure 3-8 compare l’évolution de la densité de greffage avec la quantité de réactifs introduits,

pour le protocole de modification à température ambiante et celui à basse température :

Figure 3-8 : Evolution de la densité de greffage avec la quantité de réactifs pour le protocole à température

ambiante (symboles fermés) et celui à basse température (symboles ouverts).

Dans le cas des entrées 6 et 9, la densité de greffage indiquée sur le graphique correspond à la

moyenne du %octyle des expériences de répétition. Pour les entrées 7 et 10, les résultats % octyle = 24 %

et %octyle = 35 % n’ont pas été pris en compte dans le calcul.

La courbe associée au protocole à basse température se caractérise par une augmentation

globalement linéaire de la densité de greffage avec la quantité de réactifs. La comparaison des deux

courbes montre que le nouveau protocole de modification permet d’atteindre des densités de

greffage plus élevées que celui à température ambiante. Par exemple, pour nEDACnCOOH

= 2,7, le

protocole à température ambiante permettait d’obtenir un xanthane modifié avec une densité de

greffage comprise entre 13 et 15 %. Dans les mêmes conditions de concentration, le contrôle de la

température lors de la première étape permet de synthétiser un xanthane greffé avec un % octyle

- 184 -

nEDAC/nCOOH

0 1 2 3 4 5

%oc

tyle

0

5

10

15

20

25

30

35

40

Température AmbianteBasse Température


compris entre 35 et 39 %, soit plus du double. De plus, la densité de greffage maximale passe de 22 à

39 % suite au contrôle thermique lors de la première étape. On constate également que le nouveau

protocole est plus économique, car il nécessite moins de réactifs. De plus, il devient possible de

greffer quantitativement des chaînons octyle sur le xanthane pour des rapports nEDACnCOOH

inférieurs

à 1. Enfin, cette caractéristique signifie aussi que le milieu réactionnel est plus facile à purifier, car il

contient moins de réactifs et moins de sous-produits issus des réactions parasites.

- 185 -


Pour résumer :

L’abaissement de la température lors de la première étape du procédé de modification permet de

ralentir les réactions d’hydrolyse parasites des acides/esters activés. Par conséquent, le nouveau

protocole développé permet de greffer de manière plus efficace (que ce soit en termes de

rendement, de purification et/ou de concentrations en réactifs) l’octylamine sur les fonctions acide

carboxylique du xanthane. De plus, le processus n’a pas d’influence non plus sur le degré de

substitution en pyruvate (tout comme celui à température ambiante), et les variations de DS A

observées entre les échantillons restent acceptables. Il serait néanmoins intéressant de mettre au

point un protocole qui permet d’obtenir des xanthanes modifiés avec le même DSA, afin de

s’affranchir complètement de ce paramètre. L’option envisagée est de désacétyler au préalable le

polysaccharide par un traitement en milieu basique avant de le modifier. Globalement, le contrôle de

la température lors de la première étape du couplage permet d’obtenir un processus de modification

plus répétable que le protocole à température ambiante.

Pour finir, il est important de souligner que les xanthanes modifiés sous forme ordonnée par le

procédé à température contrôlée ou non restent solubles dans l’eau, et ce, même à des densités de

greffage élevées. La caractérisation des propriétés physico-chimiques, et en particulier rhéologiques,

de ces composés fera l’objet du chapitre 4.

- 186 -


3.4. Modification chimique du xanthane sous forme désordonnée

Un des objectifs de ces travaux est d’étudier l’impact de la conformation du xanthane greffé sur

ses propriétés en solution, ce qui nécessite de développer également un protocole de modification

de ce polysaccharide sous sa forme désordonnée. Pour rappel, cette conformation est accessible en

solution aqueuse lorsque la température du milieu est supérieure à la température de transition

conformationnelle et/ou la concentration en sel très faible (inférieure à 10-3 M).

3.4.1. Choix du solvant pour le protocole de modification

Greffer des chaînons octyle sur le xanthane sous forme désordonnée en milieu aqueux requiert

de travailler à force ionique nulle et/ou haute température. Or, d’après nos résultats, le xanthane est

sous forme ordonnée dans l’eau à température ambiante lors des deux étapes des protocoles (cf.

figure 3-5). L’ajout des réactifs suffit pour atteindre une force ionique critique qui permet la

stabilisation de la forme hélicoïdale. Il n’est donc pas possible de moduler ce critère. L’augmentation

de la température est également inenvisageable, car elle diminue l’efficacité du couplage

peptidique14, 16, 20, 26. De plus, dans nos conditions de concentration (1 g/L, soit en régime semi-dilué),

il est probable que la dénaturation de l’hélice ne soit que partielle. Il ressort donc, au vu de ces

contraintes, que la modification chimique du xanthane sous forme pelote ne peut pas être réalisée

dans l’eau.

Ce constat impose de trouver un autre solvant de réaction, dans lequel le xanthane est soluble et

sous conformation désordonnée. Certains auteurs49-51 s’accordent à dire que le xanthane existe sous

forme pelote dans le cadoxen, un solvant constitué d’hydroxyde de sodium, de cadmium et

d’éthylènediamine. Toutefois, ce solvant n’est clairement pas adapté pour notre réaction :

l’éthylènediamine entrerait en compétition avec l’octylamine lors du couplage peptidique, et la

présence de NaOH favoriserait l’hydrolyse des fonctions acétate.

- 187 -


Une étude, menée par Dumitriu et al.52, décrit une réaction d’estérification du xanthane réalisée

dans le diméthylsulfoxyde (DMSO) à température ambiante, en présence de DCC. Les auteurs

précisent que, dans leurs conditions, le polysaccharide est partiellement gonflé dans le DMSO. Dans

un premier temps, nous avons donc testé la solubilité de notre xanthane commercial dans ce solvant.

Contrairement à Dumitriu et al.52, nous n’avons pas observé de gonflement de notre polymère qui

s’est avéré non soluble dans le DMSO, que ce soit à température ambiante ou à 80°C.

Il faut savoir que la solubilisation d’espèces chargées dans le DMSO, solvant aprotique, est plus

difficile que dans l’eau, solvant protique. Or, notre xanthane commercial est sous forme de sel de

sodium. L’existence de charges négatives sur le squelette du polysaccharide peut expliquer son

absence de solubilisation dans le DMSO. Ecranter les charges négatives du xanthane, via notamment

une protonation des acides carboxyliques, pourrait faciliter sa solubilisation dans le DMSO. Pour

vérifier cette hypothèse, un xanthane préalablement acidifié par dialyse contre eau acide à pH = 3 a

été mis à solubiliser à 80°C dans le DMSO. Il a été observé que, dans ces conditions, le polysaccharide

est effectivement soluble dans le DMSO. De plus, la solution obtenue reste homogène après retour à

température ambiante. L’acidification du xanthane est, par conséquent, essentielle pour sa

solubilisation dans ce solvant.

3.4.2. Mise en évidence de la conformation désordonnée du xanthane dans le DMSO

Des analyses de polarimétrie et de dichroïsme circulaire ont été réalisées sur les échantillons de

xanthane dissous dans le DMSO, afin de déterminer la conformation adoptée par les chaînes dans ce

solvant. Les résultats sont représentés dans les figures 3-9 :

- 188 -


Figures 3-9 A : Evolution du pouvoir rotatoire de XDan1 1g/L dans l’eau ([NaCl] = 0,01 M, symboles fermés) ou

le DMSO (symboles ouverts). B : Evolution de l’ellipticité, en fonction de la longueur d’onde λ pour les mêmes

solutions à température ambiante, chemin optique de 0,2 cm (même légende que la figure A).

La figure 3-9 A représente le pouvoir rotatoire d’une solution de xanthane, dans une solution

aqueuse de NaCl à 0,01 M et dans le DMSO, en fonction de la longueur d’onde. Dans le cas du

xanthane solubilisé dans l’eau, l’évolution du pouvoir rotatoire de la solution de xanthane selon la

température suit une allure sigmoïdale, caractéristique de la transition ordre-désordre 35-40. A

température ambiante, le polysaccharide est sous forme ordonnée, et subit sa transition

conformationnelle entre 60°C et 70°C dans ces conditions. En ce qui concerne le xanthane solubilisé

dans le DMSO, le pouvoir rotatoire se caractérise par une évolution avec la température très

différente de celle du même polymère dans l’eau. En effet, reste relativement constant sur

l’ensemble de la gamme de températures. Par conséquent, le polymère est soit sous forme ordonnée,

soit sous forme désordonnée dans le DMSO sur toute la gamme de températures.

Afin de répondre à cette question, les mêmes solutions ont été analysées en dichroïsme

circulaire. La figure 3-9 B montre l’évolution de l’ellipticité, , en fonction de la longueur d’onde λ

- 189 -

T (°C)

20 30 40 50 60 70 80 90

Pouvo

ir ro

tato

ire (°)

-0.03

-0.02

-0.01

0.01

EauDMSO

l (nm)

200 210 220 230 240 250 260 270q

(mdeg)

-4

-2

0

2

4EauDMSO

A B


pour les mêmes solutions de xanthane. Dans le cas du polymère dans l’eau, on observe une bande

positive de forte intensité à 205 nm, correspondant aux fonctions acide carboxylique, suivie d’une

bande négative moins intense vers 220 nm, attribuée aux groupements acétate. Cette allure du signal

confirme que les chaînes adoptent en solution aqueuse une conformation ordonnée hélicoïdale 35, 39, 46,

53. L’allure de la bande à 205 nm, en particulier, nous renseigne sur le degré d’organisation des

chaînes. Capron et al.53 et Morris et al.35 ont ainsi étudié l’évolution de cette bande avec la

température. Dans les deux cas, son intensité diminue quand la température augmente, ce qui

traduit l’adoption, par les chaînes, d’une structure de moins en moins ordonnée. Dans le cas du

xanthane solubilisé dans le DMSO, on remarque l’absence totale de cette bande, ainsi que celle à 220

nm : le signal reste négatif et constant entre 196 et 240 nm. Ce résultat montre donc que les chaînes

sont sous forme désordonnée dans le DMSO.

3.4.3. Protocole de modification du xanthane dans le DMSO

3.4.3.1. Choix des conditions expérimentales lors de la modification chimique

Le DMSO est un solvant usuel pour réaliser un couplage peptidique. Généralement, le

dicyclohexylcarbodiimide (DCC), en combinaison ou non avec l’hydroxybenzotriazole (HOBt) et/ou la

4-diméthylaminopyridine (DMAP) sont employés. Dumitriu et al.52 utilisent d’ailleurs ce carbodiimide

pour estérifier le xanthane dans le DMSO. Dans notre cas cependant, il a été observé que le couplage

peptidique est très peu efficace en présence de DCC, couplé ou non avec un co-agent. En effet, la

meilleure densité de greffage obtenue ne dépasse pas 8 % avec ce carbodiimide, pour des quantités

de réactifs pouvant aller jusqu’à 12 équivalents par rapport aux fonctions acide. De plus, lors de la

purification, on note l’apparition d’une poudre blanche très fine, impossible à éliminer du milieu.

Cette dernière correspond probablement au dérivé urée du DCC, formé en présence d’eau et

partiellement soluble dans tous les solvants. De même, l’efficacité de la réaction est relativement

faible lorsque l’EDAC, seul ou avec le NHS, est utilisé : l’analyse des spectres RMN révèle des densités

- 190 -


de greffage qui ne dépassent pas les 5 %, et la présence de nombreuses impuretés fixées sur le

polymère.

La mise au point du protocole de modification du xanthane dans le DMSO a, de ce fait, nécessité

d’identifier le système d’activation le plus efficace dans ce solvant. Dans notre cas, il s’est avéré que le

couple EDAC/HOBt était le plus efficace pour notre couplage dans le DMSO. De plus, comme

expliquée dans la section précédente, la solubilisation du xanthane dans ce solvant requiert que le

polysaccharide soit préalablement acidifié. Cette opération est effectuée par dialyse contre eau acide,

à pH = 3, pendant 24 h, d’une solution aqueuse de xanthane, ensuite lyophilisée. Le solide est dissous

à 80°C dans du DMSO jusqu’à solubilisation complète du polysaccharide (entre 2 et 4 h, contrôle

visuel). Le milieu est alors laissé au repos à température ambiante jusqu’à ce que la température soit

comprise entre 20 et 25°C. En effet, tout comme le procédé de modification du xanthane sous forme

ordonnée, il a été remarqué que l’efficacité du couplage diminue d’autant plus que la température

réactionnelle est élevée. Néanmoins, le DMSO cristallise à partir de 19°C, ce qui nous empêche de

travailler à plus basse température, contrairement au processus de modification dans l’eau.

Le couplage s’effectue à température ambiante, selon les deux étapes décrites auparavant :

activation des acides carboxyliques (via la formation d’esters activés) par ajout du 1-éthyl-3-(3-

diméthylaminopropyl)carbodiimide (EDAC) et de l’hydrozybenzotriazole (HOBt) pendant 2 h, puis

addition de l’octylamine dans le milieu, laissé ensuite sous agitation à température ambiante pendant

la nuit. Les différents réactifs sont tous ajoutés dans les mêmes proportions par rapport au nombre

de moles de fonctions acide carboxylique, soit des rapports nEDACnCOOH

= nHOBtnCOOH

= noctylaminenCOOH

(pour plus de détails, se référer au chapitre 2).

- 191 -


3.4.3.2. Choix des étapes de purification

Les étapes de purification sont plus nombreuses et complexes que celles employées pour les

procédés sous forme ordonnée. En effet, une première dialyse contre DMSO, pendant 24 h, est

réalisée, afin d’éliminer une partie de l’octylamine non greffée. Elle est suivie d’une dialyse contre un

mélange eau/isopropanol (70/30 en volume) à pH = 3, pour protoner le xanthane et l’amine en

ammonium. Puis une dialyse eau salée (NaCl 0,1 M)/isopropanol (70/30 en volume) est réalisée afin

d’effectuer des échanges de contre-ions au niveau des chaînes, et notamment remplacer

l’ammonium par Na+. Une deuxième dialyse contre DMSO est alors effectuée pour ôter l’ammonium.

Le milieu est par la suite purifié par dialyses successives contre eau distillée puis ultrapure. Le choix

de telles étapes de purification s’explique par le fait que nous envisageons ultérieurement de pouvoir

greffer des chaînes alkyle plus longues sur le xanthane. En effet, le processus de modification dans le

DMSO offre l’avantage de permettre de solubiliser plus facilement de longues chaînes alkyle aminées

que celui dans l’eau. C’est pourquoi nous avons cherché à développer des étapes de dialyse qui

permettraient d’éliminer ce type de composés très peu, voire pas solubles dans l’eau. Des

expériences préliminaires de greffage de dodécylamine sur le xanthane dans le DMSO ont montré

que les étapes de purification sont efficaces pour éliminer en majorité cette amine non greffée du

milieu.

3.4.3.3. Interprétation des spectres RMN 1H pour les xanthanes modifiés dans le

DMSO

Les échantillons ont été caractérisés par RMN du proton à 80°C, en présence de TSP comme

référence interne pour la quantification de la densité de greffage, selon le protocole décrit dans le

chapitre 2. Les figures 3-10 représentent le spectre RMN du précurseur (partie A) et celle d’un

xanthane greffé à hauteur de 19 % dans le DMSO (partie B) :

- 192 -


Figures 3-10 : Spectres RMN 1H A : du précurseur. B : d’un xanthane modifié dans le DMSO avec une densité de

greffage de 19 %.

Pour le précurseur, on observe les pics caractéristiques du xanthane : celui des protons du

méthyle du pyruvate à 1,46 ppm, et ceux du groupement acétate (libre suite à la dépolymérisation

avant analyse à 1,91 ppm et lié au polymère à 2,16 ppm), ainsi que les protons des unités osidiques

entre 3,39 et 5,23 ppm. Globalement, le spectre est très similaire à celui du précurseur obtenu par le

protocole dans l’eau. Les degrés de substitution en acétate et pyruvate (respectivement de 87 et 54

- 193 -


%) sont identiques à ceux du xanthane commercial, aux erreurs de quantification RMN près : le

protocole de modification dans le DMSO ainsi que les étapes de dialyse n’ont pas d’impact sur ces

groupements. Par ailleurs, l’absence de tout pic correspondant à l’octylamine confirme que les étapes

de purification utilisées permettent d’éliminer efficacement l’amine non greffée du milieu.

En ce qui concerne le xanthane greffé à hauteur de 19 %, des pics caractéristiques de l’octylamine

greffée sont observables (à 0,88 ppm, 1,29 et l’épaulement vers 1,57 ppm, qui correspondent

respectivement aux protons du méthyle terminal et aux protons des CH2). On constate aussi que les

signaux associés aux protons du groupement pyruvate (entre 1,46 et 1,67 ppm) sont plus complexes

que dans le cas des xanthanes modifiés dans l’eau. En effet, on observe les deux pics de forte

intensité, à 1,46 et 1,51 ppm, pour les pyruvates non greffés et ceux greffés par la chaîne octyle, mais

également deux signaux mal définis et de plus faible intensité à 1,55 et 1,57 ppm, au niveau de

l’épaulement. Ces deux signaux ne sont observés ni dans le spectre de l’octylamine, ni dans celui des

agents de couplage ou du précurseur, ce qui laisse penser qu’ils sont spécifiques des échantillons

modifiés. En outre, le degré de substitution en pyruvate est de 48 %, soit identique à celui du

polysaccharide commercial, si l’ensemble des pics entre 1,46 et 1,67 ppm est pris en compte. De ce

fait, il semble que ces signaux supplémentaires correspondent aux protons du méthyle du pyruvate

en présence d’un environnement chimique autre que l’acide ou la chaîne octyle. Cependant,

l’intensité de ces deux signaux est relativement faible. Par ailleurs, on remarque de nouveau un pic à

1,67 ppm, qui pourrait correspondre soit à un des protons non équivalents du CH2 en position béta de

la fonction amide, soit à une impureté. Le degré de substitution en acétate, quant à lui, est de 72 %,

soit inférieur à celui de l’échantillon commercial (DSA = 87 %). Ici également, il n’est pas possible de

dire si cette différence est due au protocole de modification et/ou à l’étape de dépolymérisation.

D’autres pics supplémentaires sont également observables : deux triplets (respectivement à 1,09

et 1,17 ppm) et deux pics partiellement dédoublés à 2,91 et 3,18 ppm. Ces pics indiquent la présence

- 194 -


d’impuretés en proportion non négligeables sur le xanthane (notées Imp. sur la partie B des figures 3-

10). De plus, ces impuretés sont présentes dans l’échantillon même après plusieurs cycles de dialyses

contre DMSO, et contre des mélange 70/30 en volume d’eau acide/isopropanol ou d’eau

salée/isopropanol, ce qui suggère qu’elles sont greffées sur le polymère.

La comparaison de ce spectre avec celui des agents de couplage (EDAC et HOBt), le précurseur et

un xanthane ayant subi uniquement la première étape du protocole de modification dans le DMSO

semble indiquer que ces impuretés sont des dérivés de l’EDAC (un anhydride de l’acide activé et/ou

une N-acylurée). Ce constat montre, en premier lieu, que l’HOBt ne réagit pas complètement avec

l’acide activé, alors qu’il est ajouté en quantités stœchiométriques par rapport au carbodiimide. En

effet, si la réaction entre l’acide activé et l’HOBt était totale, l’espèce parasite observée serait un

dérivé de l’HOBt. Il est possible qu’une partie du co-agent soit perdue lors de réactions parasites, d’où

le résultat obtenu.

De plus, il se pose également la question de la nature des dérivés d’EDAC greffés. En effet, la

situation est moins problématique si ces composés sont un anhydride que la N-acylurée

correspondante. Dans le premier cas, cette espèce est toujours réactive, et peut être éliminée en

favorisant la deuxième étape (via l’augmentation de la quantité d’amine introduite par exemple).

Dans le dernier cas par contre, la N-acylurée nuit à l’efficacité du couplage peptidique : étant inerte

chimiquement, elle empêche l’addition de l’amine sur l’acide. L’obtention de la N-acylurée peut être

provoquée soit par un défaut en HOBt (suite à des réactions parasites), soit par le fait que la

formation de cette espèce est plus rapide que l’addition du HOBt sur l’acide activé. Pour rappel,

certaines des études24, 25 présentées en début de chapitre ont montré que la cinétique d’obtention de

la N-acylurée est accélérée avec la polarité du milieu. Si ce cas de figure s’avère exact, il peut être

alors nécessaire de revoir entièrement le processus de modification, afin de limiter autant que

possible la formation de ce composé. Les pistes envisagées peuvent être la modification des

- 195 -


quantités des différents réactifs, les réactifs eux-mêmes, la durée de chacune des étapes, voire leur

nombre.

Il faut savoir que ces impuretés greffées se retrouvent sur tous les spectres des xanthanes

modifiés dans le DMSO. De plus, leur proportion n’est pas négligeable. Par conséquent, il est difficile

de savoir si le comportement en solution des xanthanes modifiés dans le DMSO (caractérisé dans le

chapitre suivant) a purement pour origine les chaînons alkyle, ou bien si ces impuretés y participent

également (et à quelle hauteur). Il apparaît donc nécessaire, en perspectives, de parvenir à identifier

la nature de ces composés et d’optimiser le procédé de modification afin de limiter leur formation,

voire la prévenir totalement. Par ailleurs, ces impuretés rendent l’interprétation du spectre RMN 1H,

ainsi que les quantifications des degrés de substitution (en particulier des pyruvates) et de la densité

de greffage plus délicates à mettre en œuvre.

3.4.3.4. Densité de greffage estimée des xanthanes modifiés suivant le protocole dans

le DMSO

Le tableau 3-4 indique les degrés de substitution en acétate et pyruvate et les densités de

greffage obtenues pour différents xanthanes modifiés dans le DMSO :

EntréenEDACnCOOH

DSA DSP %octyle

1 1 87 54 0

2 0,3 83 51 11

3 0,4 86 42 4

4 0,5 72/104 48/63 19/23

5 0,6 78 47 27

6 0,7 100 56 35

7 1 70/71 44/44 40/44

Tableau 3-4 : DSA, DSP et densité de greffage estimée des xanthanes modifiés selon le processus dans le DMSO.

- 196 -


Globalement, le degré de substitution en acétate des xanthanes greffés est compris entre 70 et

87 %, soit relativement proche, voire identique, à celui du polymère commercial. Le procédé de

modification et de purification n’entraîne donc pas, ou peu, de désacétylation. On remarque

cependant que deux échantillons ont des valeurs de DSA supérieures ou égales à 100 % (entrées 4 et

6). Les conditions de modification et de dépolymérisation ne créant pas de nouveaux groupements

acétate, cette surestimation du DSA implique la présence d’impuretés dans le milieu. On constate

d’ailleurs que les deux échantillons concernés présentent des degrés de substitution en pyruvate de

56 et 63 %, ce qui confirme l’existence de nombreux sous-produits dans ces polymères. En ce qui

concerne le DSP, ce dernier est compris entre 42 et 54 % (sans prendre en compte les deux polymères

précédents). Au regard de la difficulté à estimer ce paramètre et aux erreurs de quantification RMN

près, nous pouvons conclure que les groupements pyruvate ne sont pas, ou peu affectés, par le

procédé de modification du xanthane dans le DMSO

On constate que la densité de greffage augmente avec le rapport nEDACnCOOH

, tout comme pour

les protocoles de greffage dans l’eau. Par ailleurs, les quelques essais de répétition menés sur

certaines expériences (entrées 4 et 8) semblent indiquer que le protocole est relativement répétable.

- 197 -


3.4.3.5. Comparaison de la densité de greffage entre les protocoles de modification

sous forme ordonnée et sous forme désordonnée

A partir de ces données, il est possible de tracer l’évolution de la densité de greffage en fonction

de la quantité de réactifs introduits, comme illustré sur la figure 3-11 :

Figure 3-11 : Evolution de la densité de greffage suivant la quantité de réactifs pour le protocole de modification

dans le DMSO (symboles pleins) et celui dans l’eau à basse température (symboles ouverts).

Dans le cas du processus de modification dans le DMSO, la densité de greffage augmente très

rapidement, et presque linéairement, avec la quantité d’agents de couplage et d’amine. On obtient

ainsi des densités de greffage relativement élevées, aux alentours des 40 %, ce qui correspond à la

fonctionnalisation d’environ 1/4 des acides carboxyliques du polymère. Pour rappel, le xanthane

comporte 1,5 fonction carboxylique par unité de répétition, ce qui équivaut à une densité de greffage

maximale de 150 %.

La comparaison des courbes entre le protocole dans l’eau et celui dans le DMSO montre que le

procédé de modification dans le DMSO est beaucoup plus efficace que celui dans l’eau, même à

température contrôlée. En effet, les densités de greffage des xanthanes modifiés dans le DMSO sont

- 198 -

nEDAC/nCOOH0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5

%oc

tyle

0

10

20

30

40

DMSOBasse Température


supérieures en tout point, et pour des équivalents en réactifs bien moindres, que ceux obtenus dans

l’eau. Ce phénomène peut s’expliquer par le fait que les chaînes du polysaccharide, dans le DMSO,

sont sous forme désordonnée. Par conséquent, les acides carboxyliques sont davantage accessibles

pour réagir. De plus, il est aussi possible que les réactifs, notamment l’amine, soient davantage

réactifs dans le DMSO que dans l’eau. Dans tous les cas, le protocole de modification dans le DMSO

requiert moins de réactifs que celui dans l’eau.

Pour résumer :

Le protocole développé dans le DMSO permet donc de greffer des chaînes octylamine sur les

fonctions acide carboxylique du xanthane sous sa conformation désordonnée. A notre connaissance,

il s’agit du premier exemple de modification chimique du xanthane sous cette forme. De plus, le

procédé s’avère beaucoup plus efficace, en termes de quantité de réactifs à ajouter et de densité de

greffage finale, que les processus dans l’eau. Toutefois, le processus de modification dans le DMSO

présente des inconvénients. En premier lieu, l’analyse des spectres RMN des composés obtenus

révèlent la présence d’impuretés greffées qui semblent correspondre à des dérivés de carbodiimide,

et ce en proportions non négligeables. Actuellement, la nature exacte de ces impuretés (N-acylurée

ou anhydride) n’a pas été identifiée. De plus, nous ignorons si ces espèces influencent, ou non, le

comportement des polymères greffés dans l’eau. Il apparaît donc que l’optimisation du protocole

développé soit nécessaire pour empêcher la formation de ces produits secondaires sur le xanthane.

De plus, il a été observé que tous les xanthanes modifiés obtenus par le protocole dans le DMSO,

même à faible densité de greffage, ne soient que partiellement solubles dans l’eau. Ceci complique la

caractérisation de leurs propriétés physico-chimiques et rhéologiques. En particulier, certains

échantillons très greffés (de l’ordre de 40 %) présentent des phénomènes de séparation de phase

lorsqu’ils sont mis à solubiliser en milieu aqueux. Ces résultats seront discutés plus en détail dans le

chapitre suivant.

- 199 -


3.5. Conclusion

Les résultats présentés dans ce chapitre montrent qu’il est possible de greffer chimiquement et à

façon des chaînons hydrophobes de longueur C8 sur les fonctions acide carboxylique du xanthane soit

sous forme ordonnée, soit sous forme désordonnée. A notre connaissance, la modification du

xanthane sous cette dernière conformation n’a, à ce jour, pas été décrite dans la littérature. Le choix

du solvant, l’eau ou le DMSO, et des agents de couplage adaptés, permet de modifier le xanthane

sous l’une ou l’autre de ses formes. Dans les deux cas, la réaction employée est un couplage

peptidique qui fait appel aux carbodiimides, des agents de couplage très courants en chimie

peptidique et en modification chimique de polymères naturels ou synthétiques, ainsi que des co-

agents usuels, le NHS (dans l’eau) ou le HOBt (dans le DMSO).

En ce qui concerne le protocole de modification sous forme ordonnée, certains problèmes de

répétabilité rencontrés avec le procédé à température ambiante ont permis de mettre en évidence

l’influence majeure de la température sur l’efficacité du couplage. Ce constat a donné lieu au

développement du processus de modification à basse température, qui permet d’obtenir plus

efficacement des xanthanes amphiphiles avec des densités de greffage pouvant atteindre 40 %. De

plus, de tels échantillons restent solubles dans l’eau, même avec des densités de greffage aussi

élevées. Ce nouveau procédé offre notamment l’avantage, par rapport au précédent, d’utiliser moins

de réactifs et d’être davantage répétable.

Le processus de modification du xanthane sous forme désordonnée permet, quant à lui, de

synthétiser des polysaccharides amphiphiles greffés à hauteur de 40 % à des concentrations en

réactifs moindres par rapport au protocole de modification dans l’eau. Néanmoins, les polymères

obtenus comportent a priori des impuretés (probablement des dérivées de l’EDAC) greffées sur leurs

chaînes, qui peuvent interférer lors de la caractérisation du comportement en solution de ces

xanthanes. Une optimisation de la méthode de modification dans le DMSO est donc nécessaire pour

limiter, voire prévenir, la formation de ces produits secondaires. Par ailleurs, tous les polysaccharides

- 200 -


amphiphiles synthétisés via ce protocole ne sont que partiellement solubles dans l’eau. Ce point sera

décrit en détail dans le chapitre suivant, consacré à l’étude des propriétés physico-chimiques des

xanthanes amphiphiles en milieu aqueux.

- 201 -



1. Dulong, V.; Mocanu, G.; Picton, L.; Le Cerf, D., Amphiphilic and thermosensitive copolymersbased on pullulan and Jeffamine®: Synthesis, characterization and physicochemical properties.Carbohydrate Polymers 2012, 87, 1522-1531.

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- 205 -


- 206 -

Chapitre 4 : Propriétés en solution des xanthanes modifiés



4.2. Comportement en solution des xanthanes modifiés sous forme ordonnée 2104.2.1. Conformation en solution des chaînes modifiées sous forme ordonnée 2104.2.2. Etude de l’organisation en solution des chaînes modifiées sous forme ordonnée parfluorescence 2134.2.3. Etude des propriétés rhéologiques dynamiques en solution des xanthanes modifiés sousforme ordonnée 221

4.2.3.1. Courbes maîtresses fréquence-température 2224.2.3.2. Loi d’Arrhenius 2294.2.3.3. Viscosité dynamique 231

4.2.4. Modèle d’organisation des chaînes de xanthane modifié sous forme ordonnée en solution233

4.2.5. Etude des propriétés rhéologiques interfaciales des xanthanes modifiés sous formeordonnée 236

4.2.5.1. Comportement du précurseur à l’interface eau/huile 2384.2.5.2. Comportement des xanthanes modifiés sous forme ordonnée à l’interface eau/huile

2464.2.5.3. Modèles d’organisation des chaînes de xanthane modifié sous forme ordonnée àl’interface eau/huile 251

4.3. Comportement en solution des xanthanes modifiés sous forme désordonnée 2564.3.1. Etude des propriétés rhéologiques en solution des xanthanes greffés sous formedésordonnée 256

4.3.1.1. Comportement en solution du précurseur « désordonné » 2574.3.1.2. Comportement en solution des xanthanes modifiés dans le DMSO 259

4.3.2. Etude des propriétés rhéologiques interfaciales des xanthanes modifiés sous formedésordonnée 267

4.3.2.1. Comportement à l’interface eau/huile du précurseur « désordonné » 2684.3.2.2. Comportement à l’interface eau/huile des xanthanes modifiés dans le DMSO 270

4.4. Conclusion 275


- 207 -


- 208 -


4.1. Introduction

Ce chapitre présente les principaux résultats obtenus lors de la caractérisation des propriétés en

solution et à l’interface eau/huile des xanthanes modifiés soit sous forme ordonnée, soit sous forme

désordonnée. En particulier, on s’intéresse à montrer, autant que possible, le lien entre l’organisation

des macromolécules en solution et les propriétés qui en découlent.

La première partie concerne l’organisation et les propriétés viscoélastiques en solution des

xanthanes modifiés sous forme ordonnée. Dans un premier temps, des analyses de polarimétrie, de

dichroïsme circulaire, de fluorescence et de rhéologie en solution ont été réalisées sur les xanthanes

greffés suivant le protocole à température ambiante. Nous nous sommes également intéressés au

comportement rhéologique à l’interface eau/huile des xanthanes modifiés selon le procédé à basse

température. Par manque de matière (et les problèmes de reproductibilité de certains protocoles

évoqués dans le chapitre précédent), il n’a pas été possible de réaliser toutes les analyses sur les

mêmes échantillons.

La deuxième partie décrit des résultats préliminaires concernant le comportement rhéologique,

en solution et à l’interface, des xanthanes modifiés sous forme désordonnée. Il ressort des premières

mesures viscoélastiques que le comportement de ces échantillons est bien distinct de ceux obtenus

via les procédés dans l’eau. A priori, la flexibilité des chaînes modifiées, qui gouverne l’organisation de

ces dernières en solution, serait à l’origine de ces différences de propriétés. Néanmoins, le manque

de résultats sur cette partie ne nous permet pas de statuer sur ce point à ce jour.

- 209 -


4.2. Comportement en solution des xanthanes modifiés sous forme ordonnée

4.2.1. Conformation en solution des chaînes modifiées sous forme ordonnée

Dans le chapitre 3, il a été montré que les méthodes de greffage développées dans l’eau

permettent de modifier le xanthane sous forme ordonnée. En fin de purification, le polymère est

récupéré sous forme solide par lyophilisation, puis mis à solubiliser dans l’eau pour des analyses

physico-chimiques. Il se pose alors la question de savoir si les chaînes amphiphiles conservent ou non

une telle conformation lors du retour en solution. Pour répondre à cette interrogation, des analyses

de dichroïsme circulaire ont été réalisées sur les polymères suivants :

EntréenEDACnCOOH

DSA (%) DSP (%) %octyle (%) Notation

1 0 89 49 0 XDan1

2 0,5 78 43 8 BTX8C8FO

3 1,3 71 42 29 BTX29C8FO

Tableau 4-1 : Caractéristiques des échantillons étudiés en dichroïsme circulaire.

XDan1 correspond au polysaccharide commercial. Les échantillons modifiés présentés dans le

tableau ont été obtenus via le protocole de modification dans l’eau à basse température lors de la

première étape (cf. chapitre 3). La notation suivante est utilisée pour désigner les échantillons :

- BTXAC8FO désigne un xanthane (X) greffé à basse température (BT) par des chaînons

hydrophobes constitués de 8 atomes de carbone, sous forme ordonnée (FO), avec une

densité de greffage (déterminée par RMN 1H) de A.

- 210 -


La conformation adoptée par les xanthanes greffés en solution à température ambiante a été

étudiée par dichroïsme circulaire. La figure 4-1 montre l’évolution de l’ellipticité en fonction de la

longueur d’onde λ pour XDan1, BTX8C8FO et BTX8C29FO :

Figure 4-1 : Evolution de l’ellipticité en fonction de la longueur d’onde λ pour XDan1, BTX8C8FO1 et BTX29C8FO à 1

g/L dans NaCl 0,01 M.

Pour les trois polymères, on observe une bande positive de forte intensité vers 205 nm, suivie

d’une bande négative moins intense vers 220 nm. Ces deux bandes sont attribuées respectivement

aux fonctions acide carboxylique et fonctions acétate, qui sont des groupements chromophores. La

présence de ces deux bandes est caractéristique de la forme ordonnée du xanthane1-4. A température

ambiante, les chaînes amphiphiles sont donc capables d’adopter une conformation hélicoïdale. On

remarque également que l’intensité des deux bandes augmente avec la densité de greffage, ce qui

traduit un système de plus en plus ordonné1, 3. Par conséquent, la présence de groupements

hydrophobes en proportions croissantes renforce la forme hélicoïdale rigide des chaînes en solution.

Des analyses de polarimétrie ont également été effectuées sur des échantillons de xanthane,

modifiés ou non. Les caractéristiques de ces polymères sont indiquées dans le tableau 4-2 :

- 211 -

(nm)

200 210 220 230 240 250 260 270

(m

deg)

-2

0

2

4

6

8

10Xdan1

BTX8C8FO1

BTX29

C8FO


EntréenEDACnCOOH

DSA (%) DSP (%) %octyle (%) Notation

1 0 66 46 0 (précurseur) BTX0C8FO

2 0,7 81 53 8 BTX8C8FO

3 1 90 54 10 BTX10C8FO

Tableau 4-2 : Caractéristiques des échantillons étudiés en polarimétrie.

La figure 4-2 montre l’évolution du pouvoir rotatoire en fonction de la température pour ces

xanthanes :

Figure 4-2 : Pouvoir rotatoire en fonction de la température pour des solutions à 1 g/L de précurseur,

BTX8C8FO2 et BTX10C8FO (pH = 4,3 et σ = 1mS/cm).

Dans le cas du précurseur, le pouvoir rotatoire reste relativement constant entre 20 et 50°C, puis

augmente fortement entre 50 et 70°C et se stabilise à plus haute température. Cette allure

sigmoïdale est caractéristique de la transition ordre-désordre du xanthane. En utilisant la méthode

des tangentes, il est possible de déterminer la Tm du précurseur (Tm = 62°C). La même allure est

observée en ce qui concerne les polymères modifiés. On constate néanmoins que la Tm semble se

décaler vers des températures de plus en plus importantes avec la densité de greffage. Ces résultats

indiquent que la transition conformationnelle se produit aussi au sein des chaînes amphiphiles, mais

- 212 -

T (°C)

20 30 40 50 60 70 80 90

Alp

ha (

°)

-0,035

-0,030

-0,025

-0,020

-0,015

-0,010

-0,005

BTX0C8

BTX8C8

BTX10C8


à des températures plus élevées que celles du précurseur. Ce phénomène est accentué quand la

densité de greffage augmente. Ces données confirment les observations faites en dichroïsme

circulaire. D’une part, à température ambiante, les chaînes modifiées sont bien sous forme ordonnée.

D’autre part, les greffons hydrophobes ont pour effet de renforcer et de stabiliser thermiquement la

forme hélicoïdale, un phénomène d’autant plus marqué que la densité de greffage est importante.

4.2.2. Etude de l’organisation en solution des chaînes modifiées sous forme

ordonnée par fluorescence

En règle générale, les polymères amphiphiles possèdent la capacité de s’organiser en solution

aqueuse via des interactions inter et/ou intramoléculaires entre leurs chaînons hydrophobes5-7. La

conformation adoptée par les chaînes modifiées en solution est, le plus souvent, très différente de

celle de leurs analogues non greffés. En particulier, au-delà d’une concentration critique c crit, les

interactions hydrophobes intermoléculaires résultent en la formation de microdomaines, qui sont à

l’origine des propriétés épaississantes supérieures des polymères amphiphiles8-10.

La fluorescence est une technique usuelle pour caractériser l’organisation des systèmes

amphiphiles en solution. En effet, certaines sondes de fluorescence, sensibles à la polarité et/ou

l’hydrophobicité de leur milieu, permettent de mettre en évidence la présence (ou non) des agrégats

hydrophobes. L’acide 8-anilinonaphtalène-1-sulphonique, ou ANS, est, par exemple, une des sondes

dont l’émission varie suivant ces paramètres. En effet, cette sonde est dite hypsochrome : son spectre

d’émission se caractérise par un décalage des longueurs d’onde vers le bleu lorsque la polarité du

milieu diminue. De plus, elle est aussi sensible à la présence d’eau. Ainsi, en milieu non aqueux,

l’émission de fluorescence est très importante. Au contraire, en présence d’eau, l’intensité mesurée

est très faible. L’eau est donc une molécule d’extinction de fluorescence de l’ANS. C’est pourquoi l’ANS

est également utilisé comme sonde d’hydrophobicité.

- 213 -


Dans le cadre de cette étude, les échantillons caractérisés sont ceux obtenus par le processus de

modification du xanthane sous forme ordonnée à température ambiante. Les notations suivantes ont

été adoptées pour désigner les xanthanes :

- TAXAC8FO désigne un xanthane (X) greffé à température ambiante (TA) par des chaînons

hydrophobes constitués de 8 atomes de carbone, sous forme ordonnée (FO), avec une

densité de greffage (déterminée par RMN 1H) de A %.

- Précurseur (ou TAX0C8FO) désigne un xanthane non modifié qui a subi toutes les étapes du

processus de greffage et de purification, mais sans l’ajout des agents de couplage lors de la

première étape du procédé. Il s’agit donc de notre référence pour un xanthane non modifié.

Le tableau 4-3 indique les degrés de substitution en acétate (DSA), en pyruvate (DSP) et densités

de greffage (%octyle) des échantillons étudiés dans cette section :

EntréenEDACnCOOH

noctylaminenCOOH

DSA (%) DSP (%) %octyle (%) TAXAC8FO

1 0 3 60 45 0 (précurseur) TAX0C8FO

2 2,2 2,2 60 41 7 TAX7C8FO

3 2,7 2,7 67 48 13 TAX13C8FO

4 2,7 2,7 79 53 15 TAX15C8FO

5 3,5 3,5 44 40 18,5 TAX18,5C8FO

Tableau 4-3 : Caractéristiques des échantillons étudiés en fluorescence.

- 214 -


La figure 4-3 représente le spectre d’émission de fluorescence de l’ANS pour TAX18,5C8FO et le

précurseur à différentes concentrations en polysaccharide :

Figure 4-3 : Spectre d’émission de fluorescence de l’ANS en présence de X29C8 (traits pleins) et le précurseur

(traits pointillés) à différentes concentrations.

Pour toutes les courbes, l’intensité de fluorescence I augmente lorsque la longueur d’onde

décroît, jusqu’à une longueur d’onde critique à partir de laquelle I diminue. On définit ainsi I max

comme étant l’intensité maximale d’émission et λmax la longueur d’onde au maximum d’émission. On

remarque également que l’intensité de fluorescence augmente avec la concentration pour les deux

xanthanes. Ce phénomène est davantage marqué pour TAX18,5C8FO que pour le précurseur. Il est

accompagné d’un décalage de la longueur d’onde d’émission vers le bleu quand la concentration

croît. Les spectres d’émission des autres échantillons, non indiqués sur la figure 4-3 pour des raisons

de clarté, présentent ces mêmes caractéristiques.

- 215 -

(nm)

400 450 500 550 600

Inte

nsité

(u.

a.)

0

10

20

30

40

50

60

70TAX

18,5C8FO 0,1g/L

TAX18,5

C8FO 1g/L

TAX18,5

C8FO 5g/L

TAX0

C8FO 0,1g/L

TAX0

C8FO 1g/L

TAX0

C8FO 5g/L


A partir de ces données, il est possible de tracer l’évolution de la longueur d’onde au maximum

d’émission en fonction de la concentration pour tous les polymères étudiés, comme illustré sur la

figure 4-4 :

Figure 4-4 : Evolution de la longueur d’onde maximale d’émission en fonction de la concentration pour les

xanthanes modifiés et le précurseur.

Toutes les courbes ont une allure similaire : λmax diminue fortement (de 520-530 nm à 460-470

nm) entre 0 et 1 g/L, puis se stabilise ensuite aux alentours des 465 nm au-delà de cette

concentration. Il faut savoir que, dans l’eau, l’ANS émet à 520 nm, alors que dans un environnement

apolaire, l’émission maximale est observée entre 460 et 480 nm11-13. La comparaison des données de

la littérature avec nos résultats indique que les molécules d’ANS sont situées dans un environnement

de plus en plus apolaire lorsque la concentration en polysaccharide augmente. De plus, ce constat est

valable pour tous les xanthanes, qu’ils soient greffés ou non : a priori, tous les échantillons forment

des domaines apolaires qui interagissent avec l’ANS. Par ailleurs, la valeur de λ max reste quasiment

constante et égale à 465 nm à partir de 1 g/L pour tous les xanthanes : à partir de cette

concentration, l’environnement autour de la sonde n’évolue plus.

- 216 -

c (g/L)

0 1 2 3 4 5 6

ma

x (u

. a.

)

460

470

480

490

500

510

520

530TAX

0C8FO

TAX7

C8FO

TAX13

C8FO

TAX15

C8FO

TAX18,5

C8FO


La figure 4-5 A montre l’évolution de l’intensité maximale de fluorescence en fonction de la

concentration pour tous les xanthanes étudiés :

Figures 4-5 A : Intensité maximale de fluorescence de l’ANS en fonction de la concentration en polymère

pour les xanthanes modifiés et le précurseur. B : Evolution de l’intensité maximale de fluorescence en fonction

de la concentration normalisée pour les xanthanes modifiés et le précurseur. Les symboles sont identiques à

ceux utilisés dans les figures précédentes.

Toutes les courbes sont semblables. Aux faibles concentrations en polymère, l’intensité de

fluorescence est quasiment nulle et constante : l’ANS est majoritairement en contact avec des

molécules d’eau, qui quenchent la fluorescence de cette sonde. A partir d’une concentration critique,

notée ccrit, l’intensité de fluorescence augmente de manière significative. L’ANS est de moins en moins

en contact avec le solvant, ce qui indique la formation de régions hydrophobes et apolaires au sein du

milieu. La concentration critique est déterminée graphiquement comme l’intersection des deux

tangentes, comme indiqué sur la figure 4-5 A. On remarque également que c crit diminue d’autant plus

que la densité de greffage est élevée. Ainsi, le précurseur est caractérisé par une concentration

critique d’approximativement 0,8 g/L, alors qu’elle est d’environ 0,5 g/L pour TAX18,5C8FO. De plus,

l’évolution de ccrit avec la densité de greffage montre que la création des régions apolaires est facilitée

- 217 -

c (g/L)0.1 1 10

Imax

(u.

a.)

10

20

30

40

50

60TAX

0C8FO

TAX7C8FO

TAX13

C8FO

TAX15

C8FO

TAX18,5

C8FO

c/ccrit

0.1 1 10

Imax

(u.

a.)

10

20

30

40

50

60TAX

0C8FO

TAX7C8FO

TAX13

C8FO

TAX15

C8FO

TAX18,5

C8FO

A B


quand le %octyle augmente. On peut néanmoins noter que les valeurs de ccrit restent relativement

proches pour tous les échantillons. Ce point sera discuté plus en détail par la suite. Par ailleurs, pour c

> ccrit, l’intensité de fluorescence ne cesse de croître avec la concentration, contrairement à ce qui est

observé pour λmax. Ce phénomène s’explique par la formation de régions hydrophobes de plus en plus

denses (et donc davantage « imperméables » à l’eau) avec la concentration.

Au premier abord, ces résultats semblent surprenants pour le précurseur. En effet, ils indiquent

que ce dernier est capable de former des zones apolaires et hydrophobes à partir d’une

concentration critique d’environ 0,8 g/L. Or le spectre RMN 1H de ce polymère (cf. chapitre 3) montre

l’absence de toute chaîne octyle, greffée ou non, au sein de cet échantillon. Deux hypothèses

peuvent être avancées pour expliquer ces données.

La viscosité du milieu étudié peut avoir une influence sur la fluorescence des sondes14, 15.

Cependant, l’ANS n’étant pas un rotor moléculaire, il n’est pas conçu pour être une sonde de

microviscosité. Par conséquent, l’effet de viscosité n’est probablement pas le phénomène

majoritairement responsable des résultats observés.

Une autre possibilité est que le précurseur est bien capable de former des régions apolaires. Le

xanthane est un polysaccharide hydrophile. Cependant, des expériences de rétention d’arôme ont

montré que le squelette cellulosique de ce polymère est capable de retenir des composés

hydrophobes16-18. Il est, par conséquent, fort probable que les molécules d’ANS interagissent de

manière similaire avec les chaînes du précurseur. De plus, la concentration critique déterminée pour

le précurseur, de 0,8 g/L, est très proche de la concentration de recouvrement, c** du xanthane en

solution aqueuse (de l’ordre de 1 g/L)19-21. c** correspond à la concentration à partir de laquelle les

chaînes de polymère forment un réseau tridimensionnel viscoélastique au sein de la solution. Dans le

cas du xanthane, ce réseau serait créé via des interactions hydrogène intermoléculaires entre les

chaînes, les interactions intramoléculaires intervenant dans la stabilisation de la conformation

- 218 -


hélicoïdale. L’existence de ce réseau au-delà de c** pourrait favoriser l’expulsion des molécules d’eau

du voisinage des sondes d’ANS, d’où l’augmentation de l’intensité de la fluorescence pour c > ccrit.

En ce qui concerne les xanthanes modifiés, les données pourraient s’expliquer par le fait que ces

polysaccharides adoptent, au-delà de ccrit, une conformation en solution semblable à celle des

polymères amphiphiles flexibles. En effet, comme décrit dans le premier chapitre, ces derniers

forment en solution des microdomaines hydrophobes bien définis, suite aux interactions

intermoléculaires entre les greffons. Ce phénomène modifie fortement l’organisation des chaînes.

Ainsi, les polymères amphiphiles flexibles se caractérisent, le plus souvent, par des conformations

bien distinctes de celles observées pour leurs analogues non modifiés22-25.

Néanmoins, dans notre cas, cette hypothèse paraît peu vraisemblable. En effet, l’étude de nos

xanthanes modifiés par polarimétrie montre que ces derniers présentent une température de

transition conformationnelle, Tm, égale ou supérieure à celle du précurseur (cf. figure 4-2). En

d’autres termes, tous les xanthanes greffés sont capables, à température ambiante et/ou une force

ionique suffisamment élevée, d’adopter une conformation ordonnée hélicoïdale très rigide (longueur

de persistance entre 100 et 150 nm26-29), malgré la modification subie. Or, dans nos conditions

d’analyse de fluorescence, la force ionique du milieu tamponné est suffisamment importante pour

permettre au xanthane d’être sous forme ordonnée. Au regard de la forte rigidité des hélices, il paraît

très difficile de concevoir que les chaînes de xanthane puissent se replier sur elles-mêmes pour créer

des microdomaines hydrophobes bien définis semblables à ceux des polymères amphiphiles flexibles.

De plus, comme mentionné précédemment, la courbe du précurseur (figure 4-5 A) présente de

fortes similitudes avec celles des xanthanes greffés, alors que ce polymère n’est pas modifié. La seule

différence réside en la concentration critique ccrit, qui décroît quand le %octyle augmente. En

normalisant les courbes de l’intensité d’émission en fonction de la concentration de la figure 4-5 A

- 219 -


par c/ccrit, il est possible d’obtenir une seule et unique courbe, identique à celle du précurseur (figure

4-5 B). Ce résultat indique que le comportement en émission de l’ANS est globalement le même, que

la sonde soit en présence du précurseur ou d’un xanthane greffé : la sonde ressent un environnement

essentiellement apolaire pour c > ccrit. La présence des chaînons hydrophobes en proportions

croissantes a uniquement pour effet de diminuer la valeur de ccrit, soit, en d’autres termes, d’autoriser

le passage d’un milieu polaire à apolaire à des concentrations de plus en plus faibles. Par conséquent,

nous en déduisons que l’organisation des chaînes modifiées en solution est très similaire à celle du

précurseur, et que la concentration critique correspond à c**. Cette dernière diminue quand la

densité de greffage augmente, car les interactions intermoléculaires attractives entre les chaînons

hydrophobes favorisent la formation du réseau tridimensionnel. Ce phénomène a été observé pour

d’autres polymères amphiphiles25, 30-33. Pour autant, dans le cas du xanthane, les valeurs de c** pour

tous les échantillons sont relativement proches (c** compris entre 0,8 et 0,5 g/L), ce qui montre que

l’influence de la densité de greffage sur la formation du réseau est faible. Pour les échantillons

amphiphiles, les liaisons hydrogène semblent être de nouveau les interactions majoritaires dans la

création du réseau tridimensionnel : la présence des greffons affecte peu le caractère associatif du

xanthane.

- 220 -


Pour résumer :

Les analyses de fluorescence du précurseur et des xanthanes modifiés prouvent que la présence

de chaînons hydrophobes n’a pas, ou peu, d’impact sur l’organisation des chaînes du polysaccharide

en solution. Au-delà d’une concentration critique, correspondant probablement à la concentration

d’enchevêtrement c**, tous les échantillons forment un réseau tridimensionnel viscoélastique. Dans

le cas du précurseur, ce réseau est stabilisé par des liaisons hydrogène intermoléculaires. Pour les

polysaccharides amphiphiles, à ces interactions majoritaires s’ajoute la contribution modérée des

greffons hydrophobes. En effet, les interactions intermoléculaires entre ces greffons favorisent la

création du réseau à de plus faibles concentrations que les valeurs usuelles de c** pour ce polymère.

Néanmoins, ces interactions ne modifient pas l’organisation globale des chaînes, contrairement à ce

qui est observé pour les polymères amphiphiles flexibles. Ce phénomène s’explique par la forte

rigidité des hélices de xanthane, qui empêche ces dernières de se replier pour former des

microdomaines hydrophobes. L’organisation des chaînes en solution est donc contrôlée, dans notre

cas, par la rigidité du polysaccharide et non pas par les interactions attractives entre les greffons

hydrophobes. Une conséquence de ce phénomène est que le caractère associatif des échantillons

greffés est peu différent de celui du précurseur. Notre xanthane modifié est donc un polysaccharide

amphiphile, mais non associatif.

4.2.3. Etude des propriétés rhéologiques dynamiques en solution des xanthanes

modifiés sous forme ordonnée

Les polymères amphiphiles flexibles se caractérisent par des propriétés rhéologiques supérieures

à celles de leurs homologues non modifiés au-delà d’une concentration critique9, 10, 34, 35. Dans la

majorité des cas, cette différence dans les propriétés est liée à l’organisation bien spécifique des

chaînes amphiphiles en solution, suite aux interactions hydrophobes attractives entre les chaînons.

Or, l’étude de nos xanthanes greffés par fluorescence a montré que les chaînons n’ont pas (ou peu)

- 221 -


d’influence sur la conformation des chaînes en solution. Il se pose alors la question de savoir si la

modification chimique a un impact sur le comportement rhéologique du xanthane. Cette

interrogation est l’objet de cette partie, qui s’intéresse à la caractérisation des propriétés

viscoélastiques du xanthane (précurseur et modifié) en solution, notamment suivant la température.

Les échantillons étudiés dans cette section ont été obtenus par le protocole de modification à

température ambiante. Leurs caractéristiques sont indiquées dans le tableau 4-4 :

EntréenEDACnCOOH

noctylaminenCOOH

DSA (%) DSP (%) %octyle (%) TAXAC8FO

1 0 3 60 45 0 (précurseur) TAX0C8FO

2 2,2 2,2 60 41 7 TAX7C8FO

3 2,7 2,7 67 48 13 TAX13C8FO

5 2,7 2,7 79 53 15 TAX15C8FO

6 3,5 3,5 44 40 18,5 TAX18,5C8FO

Tableau 4-4 : Caractéristiques des échantillons étudiés en rhéologie en solution.

4.2.3.1. Courbes maîtresses fréquence-température

Avant d’étudier les propriétés viscoélastiques en solution des xanthanes modifiés, nous avons

caractérisé celles du précurseur via des sollicitations harmoniques à différentes fréquences (de 0,1 à

100 rad/s) dans le domaine linéaire de déformation pour une gamme de températures allant de 5 à

80°C. La figure 4-6 A représente la dépendance en fréquence de G’, module élastique, et G’’, module

visqueux d’une solution de précurseur à 2 g/L (soit en régime enchevêtré) à 5, 30, 40 et 60°C. Pour

des raisons de clarté, les autres températures n’ont pas été indiquées.

- 222 -



fréquence à différentes températures pour le précurseur à 2 g/L. B : Courbe maîtresse fréquence-température

du précurseur à 2 g/L (Tref = 20°C).

Le précurseur présente les caractéristiques typiques d’une solution de xanthane à cette

concentration19, 36-38. En effet, à 5°C, G’ est supérieur à G’’ pour ω ≥ 0,37 rad/s. De plus, la dépendance

en fréquence des deux modules est faible, ce qui traduit un comportement de type gel faible, dû aux

liaisons hydrogène intermoléculaires entre les chaînes. Par ailleurs, les deux modules se croisent à la

fréquence ωref = 0,37 rad/s, qui correspond à la fréquence de relaxation. Cette fréquence se décale

vers des valeurs de plus en plus hautes lorsque la température augmente, et n’est plus accessible

expérimentalement à partir de 60°C. A cette température, G’’ est supérieur à G’ sur toute la gamme

de fréquences étudiée, ce qui est typique d’un liquide viscoélastique.

A partir de ces données, il est possible de construire une courbe maîtresse fréquence-

température selon le protocole décrit dans le chapitre 2. La figure 4-6 B montre la courbe maîtresse

obtenue dans le cas du précurseur. Les données se superposent très bien les unes aux autres dans les

gammes de températures et de fréquences étudiées. De plus, il est possible de construire cette

- 223 -

aT (rad/s)

10-3 10-2 10-1 100 101G

'*b

T, G

"*b

T (P

a)

10-4

10-3

10-2

10-1

100

G' 5°CG' 10°CG' 20°CG' 30°CG' 40°CG' 50°CG' 60°CG' 70°C

B

(rad/s)

10-1 100 101

G',

G" (P

a)

10-2

10-1

100

G' 5°CG' 20°CG' 40°CG' 60°C

A


unique courbe maîtresse jusqu’à une température de 70°C, soit supérieure à la Tm du précurseur. Ce

résultat est en accord avec ceux de Pelletier et al.39, de Choppe et al.36 et de Renou et al.37, qui ont

montré que la transition conformationnelle ordre-désordre du xanthane n’a que peu d’impact sur les

mécanismes de relaxation des chaînes en régime enchevêtré.

A hautes fréquences et basses températures, le précurseur a le comportement d’un gel faible,

avec G’ supérieur à G’’ et une faible dépendance en fréquence des deux modules : G’ ~ ω0,45 et G’’ ~

ω0,3. Au contraire, à basses fréquences et hautes températures, le système se comporte comme un

liquide viscoélastique, avec G’’ supérieur à G’. De plus, la dépendance en fréquence des deux

modules est davantage marquée : G’ ~ ω1,8 et G’’ ~ ω0,94, ce qui est proche des dépendances en

fréquence observées pour des liquides maxwelliens. Ces observations sont en accord avec celles

décrites dans la littérature36-38.

Ce type de construction a également été réalisé sur les xanthanes modifiés. La figure 4-7

représente ainsi les courbes maîtresses fréquence-température pour le précurseur TAX7C8FO et TAX18,5C8FO

(les autres courbes ne sont pas tracées pour des raisons de clarté) :

Figure 4-7 : Courbes maîtresses fréquence-température de G’ (symboles pleins) et G’’ (symboles ouverts) pour le

précurseur, TAX7C8, et TAX18,5C8 à 2 g/L (Tref = 20°C).

- 224 -

*aT (rad/s)

10-5 10-4 10-3 10-2 10-1 100 101 102

G'*b

T, G

"*b

T (

Pa)

10-4

10-3

10-2

10-1

100

G' TAX0C8FO

G' TAX7C8FO

G' TAX18,5C8FO


La superposition est également satisfaisante pour tous les xanthanes greffés. A haute fréquence,

tous les échantillons ont un comportement de gel faible similaire à celui du précurseur. En outre, le

module élastique augmente légèrement avec la densité de greffage, alors que le module visqueux

reste constant. A basse fréquence cependant, le comportement des dérivés diffère fortement de celui

du précurseur : la dépendance en fréquence des deux modules est de moins en moins marquée au

fur et à mesure que la densité de greffage augmente. Ce phénomène s’accompagne d’un fort

décalage de la fréquence de relaxation vers des valeurs de plus en plus faibles, ce qui traduit un

ralentissement prononcé de la dynamique de relaxation du système. La dynamique de relaxation est

notamment caractérisée par le temps de relaxation τ = 1/ω ref, dont l’évolution suivant la densité de

greffage est indiquée dans la figure 4-8 :

Figure 4-8 : Evolution du temps de relaxation en fonction de la densité de greffage pour le précurseur et les

xanthanes modifiés.

Le temps de relaxation évolue avec la densité de greffage suivant la relation suivante :

τ=1,63exp (0,23∗ octyle ) . Il est, de ce fait, possible de contrôler le comportement des xanthanes

modifiés selon la densité de greffage. En outre, la dynamique de relaxation des chaînes modifiées

dépend fortement de la densité de greffage. Plus spécifiquement, cette dynamique est

- 225 -

%octyle

0 5 10 15

(s

)

100

101

102

103

104

%octyle t (s)

0 0,77

7 16,4

13 190

15 1 400

18,5 21 000

X ~ 30 000


considérablement ralentie par la présence de greffons hydrophobes, un phénomène d’autant plus

accentué que la densité de greffage est élevée. Par exemple, TAX18,5C8FO se caractérise ainsi par un

temps de relaxation 30 000 fois plus important que le précurseur.

Il faut savoir que la dynamique de relaxation des polymères amphiphiles peut être décrite par le

modèle de la reptation collante40, 41, présenté dans le premier chapitre de ce manuscrit. Pour rappel,

cette théorie prédit que la relaxation des polymères amphiphiles associatifs présente deux plateaux

caoutchoutiques avant la zone terminale d’écoulement, auxquels sont respectivement associés deux

temps de relaxation distincts : la durée des interactions entre les greffons hydrophobes, τ sticker, et le

temps de reptation τrep, avec τsticker < τrep. Au premier plateau, à haute fréquence, pour t < τ sticker, les

chaînons hydrophobes n’ont pas le temps de se libérer des microdomaines. Par conséquent, ces

derniers agissent comme des nœuds élastiquement actifs, et leur contribution au module élastique

s’ajoute à celle des enchevêtrements topologiques, eux aussi nœuds actifs dans cette gamme de

fréquences. Pour τsticker < t < τrep, la contrainte est relaxée uniquement au sein des microdomaines, les

enchevêtrements étant toujours élastiquement actifs. On atteint alors le deuxième plateau

caoutchoutique, de module identique à celui observé pour un polymère analogue non modifié. Ce

plateau se caractérise également par un temps de reptation beaucoup plus important que celui de

son analogue non greffé. En effet, tout chaînon hydrophobe, bien que « libéré » de son

microdomaine, est capable d’interagir avec un autre chaînon si ce dernier est suffisamment proche.

Or, ce type de situation est fréquent au cours du mouvement de reptation de la chaîne modifiée hors

de son tube. Par conséquent, les greffons hydrophobes agissent comme des points collants qui

ralentissent le processus de relaxation de la chaîne, ce qui se traduit par un temps de reptation τ rep

plus élevé.

- 226 -


Au regard des résultats expérimentaux obtenus pour les xanthane amphiphiles, il apparaît que ce

modèle paraît approprié pour décrire nos systèmes. En effet, le comportement viscoélastique étudié

semble correspondre à une partie du deuxième plateau caoutchoutique et à la zone terminale

d’écoulement. A haute fréquence, la valeur du module élastique des xanthanes modifiés est proche

de celle du précurseur. De plus, on observe bien le ralentissement de la dynamique des chaînes

greffées, phénomène d’autant plus marqué que la densité de greffage est importante.

Nos données expérimentales présentent néanmoins quelques divergences par rapport au modèle

de la reptation collante. En premier lieu, un seul plateau caoutchoutique est obtenu, et non pas deux.

Toutefois, ce résultat s’explique par l’absence de formation de microdomaines hydrophobes, ainsi que

par le temps très court d’association entre les stickers. De ce fait, il très difficile, expérimentalement,

d’observer le premier plateau caoutchoutique prédit par le modèle de la reptation collante. Par

ailleurs, selon la théorie, le module élastique du polymère amphiphile au deuxième plateau est censé

être identique à celui de l’analogue non modifié. Or, dans notre cas, le G’ du polymère modifié est

légèrement supérieur à celui du précurseur. Des résultats similaires ont été obtenus par Caputo et

al.42 pour des polyacrylamides amphiphiles. Une hausse de G’ signifie que le nombre de nœuds

élastiquement actifs est plus important. Or, ces nœuds ne peuvent pas provenir des microdomaines

hydrophobes, puisque ces derniers ont complètement relaxé dans cette gamme de fréquences. Pour

Caputo et al.42, la valeur plus grande de G’ s’explique par l’existence d’enchevêtrements topologiques

supplémentaires pour le polyacrylamide amphiphile. En effet, les interactions hydrophobes

attractives entre les greffons favorisent une plus grande proximité entre les chaînes, ce qui résulte en

un nombre d’enchevêtrements élastiques plus élevé. Dans notre cas, il est possible qu’un mécanisme

similaire soit à l’œuvre, d’où la légère augmentation du module élastique à haute fréquence avec la


- 227 -


Pour autant, on peut noter que la valeur du module élastique des xanthanes modifiés est peu

différente de celle du précurseur. A haute fréquence le G’ de TAX18,5C8FO est, par exemple, à peine deux

fois plus élevé que le G’ du précurseur. En comparaison, Caputo et al.42 obtiennent, pour un

polyacrylamide greffé à hauteur seulement de 11 %, un module élastique sept fois plus grand que

celui de l’analogue non modifié. Ce phénomène peut s’expliquer par le fait que les chaînes de

xanthane modifié ont la même organisation en solution que celle du précurseur, comme l’ont montré

les analyses de fluorescence présentées auparavant. Pour rappel, en milieu concentré, l’organisation

des chaînes consiste en un réseau transitoire, constitué des hélices semi-rigides de xanthane

arrangées parallèlement les unes aux autres et en interactions entre elles via des liaisons hydrogène19,

36, 43, 44. Ces liaisons sont considérées comme des nœuds de jonction, ou élastiquement actifs, de

temps de vie fini. De plus, l’alignement parallèle des hélices de xanthane a pour conséquence de

créer un nombre fini de liaisons hydrogène. La présence de chaînons hydrophobes facilite sans doute

un rapprochement plus important des hélices, et par conséquent la création ponctuelle de nouveaux

nœuds, mais ne peut toutefois pas contrer l’organisation globale du système au regard de sa forte

rigidité et des contraintes stériques qu’elle engendre. De plus, selon la littérature 19, 36, 43, 44, la

dynamique de relaxation des chaînes de xanthane modifié en régime concentré est contrôlée par les

liaisons hydrogène, soit des interactions spécifiques, et non pas par de simples enchevêtrements

topologiques. C’est pourquoi nous préférons utiliser le terme de « relaxation collante » pour décrire

la dynamique de nos polymères modifiés au lieu du modèle de la reptation collante, développé à

l’origine pour des polymères associatifs flexibles.

- 228 -


4.2.3.2. Loi d’Arrhenius

La construction de courbes maîtresses fréquence-température pour chaque échantillon montre

que les processus de relaxation à l’origine du comportement viscoélastique de ces polymères ont la

même dépendance en température. Afin d’étudier cette dépendance, on peut tracer l’évolution du

facteur de décalage horizontal, aT, en fonction de la température, comme illustré sur la figure 4-9 :

Figure 4-9 : Evolution du facteur de décalage horizontal aT en fonction de l’inverse de la température pour le

précurseur et l’ensemble des xanthanes modifiés. Les traits pleins représentent les régressions linéaires

associées à chaque série de données.

Plus précisément, cette figure correspond au logarithme de aT suivant l’inverse de la température.

On peut noter que log(aT) évolue linéairement avec l’inverse de la température pour tous les

échantillons étudiés, qu’ils soient greffés ou non, sur approximativement trois décades, en accord

avec les données de la littérature sur le xanthane36, 37. Il faut noter que cette évolution de aT n’est

observable que pour des températures inférieures à 60°C. En effet, au-delà de cette limite, les valeurs

de aT chutent d’environ une décade. Ce phénomène est provoqué par la transition conformationnelle

ordre-désordre qui se produit au sein des chaînes de xanthane à des températures supérieures à la

Tm. C’est pourquoi les valeurs de aT au dessus de 60°C n’ont pas été prises en compte dans la figure.

- 229 -

100/T (K-1)

3.0 3.1 3.2 3.3 3.4 3.5 3.6

a T

10-2

10-1

100

TAX0C8FO

TAX7C8FO

TAX13C8FO

TAX15C8FO

TAX18,5C8FO

TAX22C8FO


L’obtention de ces droites indique que les propriétés viscoélastiques de nos xanthanes, greffés ou

non, ont une dépendance en température qui peut être décrite par une loi d’Arrhenius. Cette loi

permet de définir, pour chaque échantillon, une unique énergie d’activation, Ea (en kJ/mol). Les

valeurs de Ea pour chaque polymère sont données dans le tableau 4-5 :

Echantillon Ea (kJ/mol)

TAX0C8FO 60

TAX7C8FO 78

TAX13C8FO 99

TAX15C8FO 100

TAX18,5C8FO 83

Tableau 4-5 : Valeurs de Ea (en kJ/mol) pour le précurseur et les xanthanes modifiés.

L’énergie d’activation des xanthanes greffés est supérieure, dans tous les cas, à celle du

précurseur. Les processus de relaxation au sein des polymères modifiés nécessitent davantage

d’énergie pour être mis en œuvre, ce qui s’explique par les interactions intermoléculaires

supplémentaires générées par les greffons. Des résultats similaires sont décrits dans la littérature par

Caputo et al.42 et Durand et al.45, respectivement pour des polyacrylamides et des dextranes modifiés

hydrophobiquement. On constate cependant que la différence d’énergie entre nos échantillons est

modeste, et qu’aucune corrélation n’est possible entre les valeurs de Ea et la densité de greffage. Les

valeurs obtenues sont comprises entre 60 et 100 kJ/mol, ce qui correspond à l’ordre de grandeur de

l’énergie d’activation du xanthane non modifié dans la littérature36, 37. Il ressort de ces données que

l’impact des chaînons hydrophobes sur l’énergie d’activation est plutôt modéré. Il faut savoir que,

dans le cas du précurseur, la dépendance en température des propriétés rhéologiques de cet

échantillon est due aux liaisons hydrogène. Les valeurs similaires de Ea entre les xanthanes modifiés

et le précurseur signifient que ces mêmes liaisons contribuent majoritairement à la dépendance en

température des propriétés viscoélastiques des polymères modifiés, et que la contribution des

interactions hydrophobes est limitée. Par conséquent, la dépendance en température des propriétés

du xanthane apparaît identique, quelle que soit la densité de greffage. Ces résultats montrent donc

- 230 -


que les processus de relaxation au sein des chaînes des polymères greffés sont identiques à ceux du

précurseur, ce qui confirme une fois de plus que les échantillons modifiés adoptent, en régime

concentré, la même organisation en solution que le xanthane non greffé.

4.2.3.3. Viscosité dynamique

A partir des courbes maîtresses fréquence-température de la viscoélasticité de chaque

échantillon, il est possible d’obtenir des courbes maîtresses fréquence-température de la viscosité

dynamique, comme illustré sur la figure 4-10 :

Figure 4-10 : Courbes maîtresses fréquence-température de la viscosité dynamique du précurseur et des

xanthanes modifiés à 2g/L (Tref = 20°C).

Ces courbes permettent de prédire le comportement en écoulement des solutions de nos

polymères modifiés. En effet, plusieurs auteurs ont montré que la loi de Cox-Merz est applicable pour

le xanthane dans le régime concentré21, 36, 38, 39, 46. Pour rappel, cette loi empirique énonce que les

courbes, viscosité de cisaillement η en fonction de la vitesse de cisaillement γ , et viscosité

complexe η* en fonction de la fréquence ω, se superposent lorsque le polymère n’est soumis qu’à des

- 231 -

*aT

10-5 10-4 10-3 10-2 10-1 100 101 102

' (

Pa.

s)

10-1

100

101

102

103

TAX0C8FO

TAX7C8FO

TAX13

C8FO

TAX15

C8FO

TAX18,5

C8FO

TAX22

C8FO


enchevêtrements. Au contraire, si l’organisation des chaînes en solution résulte d’interactions

particulières, la superposition des courbes n’est alors plus possible. Dans le cas du xanthane, cette loi

a été démontrée pour le plateau newtonien et jusqu’à quatre décades de vitesses de cisaillement au-

delà de γ , bien que le xanthane en solution n’obéisse pas au modèle des simples

enchevêtrements topologiques.

A haute vitesse de cisaillement, tous les polysaccharides présentent un comportement fortement

rhéofluidifiant, ce qui est caractéristique de ce polysaccharide en solution à cette concentration. On

remarque d’ailleurs que l’ensemble des courbes se confondent dans cette gamme de fréquences : la

présence de chaînons hydrophobes ne semble donc pas influencer la rhéofluidification du xanthane.

A l’inverse, à basse vitesse de cisaillement, le précurseur exhibe un plateau newtonien, avec η0 = 2

Pa.s pour ω < 0,01 rad/s, alors que les xanthanes modifiés se comportent toujours comme des fluides

rhéofluidifiants. Plus précisément, le comportement rhéofluidifiant s’étend sur une gamme de

fréquences de plus en plus étendue avec la densité de greffage. Par exemple, à 10 -5 rad/s, TAX18,5C8FO

montre une viscosité au moins 250 fois supérieure à celle du précurseur. La présence de chaînons

alkyle impacte fortement le comportement du xanthane dans cette gamme de fréquences : les

interactions hydrophobes qui se développent entre les groupements greffés renforcent de manière

considérable le pouvoir suspensif du xanthane au repos (ou sous très faibles sollicitations). De plus,

cet effet est d’autant plus accentué que la densité de greffage est élevée. Ce type de comportement

est typiquement observé dans le cas des polymères amphiphiles associatifs30, 31, 47, 48.

- 232 -


Pour résumer :

Les interactions hydrophobes entre les groupements greffés ne modifient pas les processus de

relaxation au sein des chaînes de xanthane. Ainsi, les polymères amphiphiles présentent une

dépendance en température de leurs propriétés rhéologiques très proche de celle du précurseur, et

ce, quelle que soit la densité de greffage. Cette dépendance est notamment caractérisée par une

énergie d’activation Ea, qui est du même ordre de grandeur pour tous les polysaccharides. Il apparaît

donc que l’organisation des chaînes modifiées en solution, en régime concentré, est peu différente de

celle du précurseur. Néanmoins, les greffons hydrophobes ralentissent considérablement la

dynamique de relaxation des chaînes amphiphiles, selon un processus qualifié de « relaxation

collante ». Ce phénomène est d’autant plus marqué que la densité de greffage est élevée. Les

interactions entre les chaînons hydrophobes sont également à l’origine du pouvoir suspensif accru du

xanthane au repos, contrôlable suivant la densité de greffage, et sans pour autant modifier son

comportement rhéofluidifiant à haute vitesse de cisaillement. Le xanthane modifié reste donc aussi

facile à cisailler, à haute vitesse, que le précurseur. Cette caractéristique du xanthane amphiphile lui

confère des possibilités d’applications intéressantes dans le domaine de la formulation comme agent

stabilisant et épaississant.

4.2.4. Modèle d’organisation des chaînes de xanthane modifié sous forme ordonnée

en solution

En solution, les chaînes modifiées adoptent une conformation ordonnée de type hélicoïdale,

similaire à celui du précurseur. De plus, il apparaît que l’organisation des chaînes greffées en solution

est très similaire à celle du xanthane. Au-delà de ccrit,, tous les échantillons forment un réseau

tridimensionnel viscoélastique stabilisé majoritairement par des liaisons hydrogène, et par des

interactions hydrophobes dans le cas des dérivés amphiphiles. Leur contribution, toutefois, est

modeste au regard des liaisons hydrogène. Par ailleurs, ces interactions ne modifient pas

- 233 -


l’organisation globale des chaînes, contrairement à ce qui est observé pour les polymères

amphiphiles flexibles. Ce phénomène s’explique par la forte rigidité des hélices de xanthane, qui

empêche ces dernières de se replier pour former des microdomaines hydrophobes. L’organisation des

chaînes en solution est donc contrôlée, dans notre cas, par la rigidité du polysaccharide et non pas

par les interactions attractives entre les greffons.

La caractérisation des propriétés viscoélastiques des xanthanes greffés semble confirmer cette

hypothèse. En premier lieu, tous les échantillons ont le même comportement de gel faible que le

précurseur à haute fréquence. En particulier, les xanthanes modifiés se caractérisent par un module

élastique à peine plus élevé que celui du précurseur. Par conséquent, le nombre de nœuds

élastiquement actifs est quasiment identique entre les polymères, quelle que soit la densité de

greffage. Ceci implique que la présence des greffons hydrophobes modifie peu l’organisation des

chaînes en solution en régime enchevêtré. De plus, la dépendance en température des propriétés

viscoélastiques est universelle pour tous les xanthanes. Elle est notamment caractérisée par une

énergie d’activation Ea, dont la valeur, pour chaque dérivé, est proche de celle d’un xanthane non

modifié. Le mécanisme de relaxation des polymères greffés est, de ce fait, identique à celui du

précurseur, ce qui corrobore notre supposition.

La présence des chaînons hydrophobes n’a donc que peu d’impact sur l’organisation des

macromolécules en solution en régime enchevêtré. Néanmoins, elle ralentit considérablement la

dynamique de relaxation des chaînes. De plus, ce phénomène est d’autant plus accentué que la

densité de greffage est élevée. Afin d’expliquer ces données, nous proposons le modèle

d’organisation suivant en solution :

- 234 -


Figure 4-11 : Schéma d’organisation des chaînes de xanthane modifié sous forme ordonnée en solution, en

régime concentré.

L’organisation des chaînes consiste en un réseau transitoire, constitué des hélices semi-rigides de

xanthane arrangées parallèlement les unes aux autres et en interaction entre elles via des liaisons

hydrogène19, 36, 43, 44. Ces liaisons sont considérées comme des nœuds de jonction, ou élastiquement

actifs, de temps de vie fini36. De plus, l’alignement parallèle des hélices de xanthane a pour

conséquence de créer un nombre bien défini de liaisons hydrogène. Ce modèle correspond à la partie

gauche du schéma.

Lors du protocole de modification, le xanthane est sous forme ordonnée. De plus, les analyses de

dichroïsme circulaire et de polarimétrie montrent que, dans nos conditions opératoires, les chaînes

modifiées adoptent également une conformation hélicoïdale, plus ordonnée que celle du précurseur

du fait de la présence des greffons hydrophobes. Au regard de nos données, les dérivés amphiphiles

forment très probablement un réseau transitoire analogue à celui du précurseur en solution (cf.

partie droite de la figure 4-11). L’organisation de ce réseau est majoritairement contrôlée par les

liaisons hydrogène. La présence des chaînons hydrophobes facilite sans doute un rapprochement plus

important des hélices, et par conséquent la création ponctuelle de nouveaux nœuds. Elle ne peut pas

toutefois contrer l’organisation globale du système au regard de sa forte rigidité. Une conséquence de

ce phénomène est que le caractère associatif des échantillons greffés est peu différent de celui du

- 235 -

Précurseur Xanthane amphiphile

Modification chimique


précurseur. Ces greffons, par contre, influencent fortement le temps de relaxation du réseau. En

particulier, nous avons prouvé que la dynamique de ces systèmes peut être décrite par un mécanisme

de « relaxation collante ». Les processus de relaxation au sein des chaînes modifiées sont les mêmes

que ceux présents dans le précurseur, mais très fortement ralentis par les interactions entre les

chaînons hydrophobes.

Il faut savoir que Mendes et al.49 ont greffé des groupements hydrophobes de palmitoyle sur le

xanthane en conformation ordonnée. Ils observent que le dérivé obtenu amphiphile forme, en

solution, une structure lamellaire à plusieurs couches. Afin d’expliquer ces résultats, ils proposent un

modèle d’organisation en solution dans lequel les greffons hydrophobes sont supposés être situés sur

les chaînes latérales du xanthane et interagissent entre eux via des interactions hydrophobes pour

créer une double couche d’hélices. D’après leur modèle, la présence des greffons hydrophobes

n’affecte pas l’organisation globale des chaînes en solution, et est donc en accord avec nos données.

4.2.5. Etude des propriétés rhéologiques interfaciales des xanthanes modifiés sous

forme ordonnée

L’analyse du comportement en écoulement des xanthanes modifiés hydrophobiquement a mis en

évidence le pouvoir suspensif supérieur de ces composés, d’où un potentiel intéressant en tant

qu’agent stabilisant dans le domaine de la formulation. Par ailleurs, du fait de leur caractère

amphiphile, il serait intéressant de déterminer si les xanthanes modifiés ont des propriétés

interfaciales, tout comme les tensioactifs. Ils pourraient ainsi contribuer à la stabilisation d’émulsion.

Afin de mettre ou non en évidence de telles propriétés pour nos échantillons, nous avons réalisé des

analyses de rhéologie interfaciale. Pour rappel, cette technique permet d’étudier le comportement

viscoélastique d’une interface liquide/gaz ou liquide/liquide (dans notre cas, eau/huile). Pour une

interface présentant une monocouche absorbée de polymère, l’étude de ses propriétés rhéologiques

- 236 -


peut donner des informations sur la conformation des chaînes à l’interface, leur cinétique de

migration ou encore la nature des interactions entre macromolécules.

Les échantillons analysés dans cette section ont été obtenus par le protocole de modification

dans l’eau à basse température. La notation suivante est employée pour désigner ces polymères :

- BTXAC8FO, avec X pour xanthane, BT pour Basse Température, A la densité de greffage et FO

pour Forme Ordonnée.

Le tableau 4-6 donne les caractéristiques des polysaccharides étudiés par rhéologie interfaciale :

EntréenEDACnCOOH

DSA (%) DSP (%) %octyle BTXAC8FO

1 0 66 46 0 BTX0C8FO

(précurseur)

3 0,7 81 53 8 BTX8C8FO

4 1 90 54 10 BTX10C8FO

5 1,3 69 50 24 BTX24C8FO

7 2,7 77 51 39 BTX39C8FO

Tableau 4-6 : Caractéristiques des échantillons étudiés en rhéologie interfaciale.

Les mesures dynamiques ont été effectuées à l’interface eau/huile de solutions à 2 g/L de

xanthane dans le domaine linéaire de déformation, sur une gamme de températures allant de 22,2 à

73,5°C (aller et retour, cf. chapitre 2). L’aller et retour constituent un « cycle thermique ». L’échantillon

est qualifié de « natif » lors de la première phase de mesure, et est dit « renaturé » pendant la phase

de refroidissement.

- 237 -


4.2.5.1. Comportement du précurseur à l’interface eau/huile

Les figures 4-12 représentent l’évolution du module de conservation Gs’ et de perte Gs’’ en

fonction de la fréquence de l’interface eau/huile de silicone, pour le précurseur à 2 g/L, à différentes

températures, en phase « aller » (partie A) et en phase « retour » (partie B).

Figures 4-12 A : Evolution de Gs’ (symboles fermés) et Gs

’’ (symboles ouverts) en fonction de la fréquence

pour le précurseur à 2 g/L (pH = 4,3 et σ = 1 mS/cm) de 22,2°C à 73,5°C, phase « aller ». B : Evolution de Gs’ et

Gs’’ en fonction de la fréquence pour le précurseur de 73,5 à 22,2°C, phase « retour ». Pour des raisons de clarté,

toutes les températures ne sont pas reportées sur les figures.

En phase « aller » (figure 4-12 A), les propriétés viscoélastiques de l’interface eau/huile sont

similaires à celles décrites pour les solutions de précurseur en solution. En effet, à 22,2°C, le module

de conservation est supérieur à celui de perte pour ω > 0,25 rad/s : l’interface est majoritairement

élastique. Les deux modules se croisent à 0,25 rad/s, ce qui correspond à la fréquence de relaxation.

Cette dernière se décale vers des valeurs de plus en plus grandes quand la température augmente, et

s’accompagne d’une baisse des modules. Ainsi, à partir de 42,7°C, Gs’’ est supérieur à Gs

’ sur

quasiment toute la gamme de fréquences étudiée : le comportement observé est celui d’une

interface liquide viscoélastique. Pour rappel, le précurseur a le même comportement en solution.

- 238 -

(rad/s)

10-2 10-1 100

Gs'

, G

s" (

N/m

)

10-7

10-6

10-5

10-4

10-3

10-2

Gs' 22,2°C aller

Gs' 42,7°C aller

Gs' 63,2°C aller

Gs' 73,5°C

(rad/s)

10-2 10-1 100

Gs'

, G

s'' (

N/m

)

10-7

10-6

10-5

10-4

10-3

10-2

Gs' 73,5°C

Gs' 63,2°C retour

Gs' 42,7°C retour

Gs' 22,2°C retour

A B


D’après ces résultats, on peut conclure que le précurseur est bien présent et forme un réseau adsorbé

à l’interface eau/huile. On peut noter que pour des fréquences supérieures à 0,1 rad/s, les modules à

73,5°C sont plus élevés que ceux à 63,2°C, phénomène non observé en solution.

En phase retour, la diminution de température entraîne une augmentation des modules, et un

décalage de la fréquence de relaxation vers des valeurs de plus en plus faibles. Le comportement de

l’interface évolue de liquide viscoélastique à celui de solide élastique en refroidissant. Ici également,

ces données indiquent que le précurseur est toujours présent à l’interface eau/huile, même après le

cycle thermique. On constate néanmoins que les propriétés de l’interface « retour » sont différentes

de celles de la phase « aller ». En effet, lors du refroidissement, le comportement élastique est

observé dès 63,2°C pour ω > 0,16 rad/s. En comparaison, à la même température, l’interface « aller »

se comporte comme un liquide viscoélastique. De même, à 22,2°C, G s’ est supérieur à Gs

’’ sur toute la

gamme de fréquences lors de la phase « retour », contrairement à la phase « aller ». Par ailleurs, la

dépendance en fréquence des modules à 22,2°C lors de la phase « retour » est beaucoup moins

marquée qu’en phase « aller ». En outre, les valeurs des modules, dans le cas de l’interface « retour »,

sont supérieures à toutes les températures à celles de l’interface « aller » (d’au minimum une

décade). Il apparaît donc que le cycle thermique subi par le précurseur a pour effet de renforcer le

caractère élastique de l’interface à température ambiante. Ce phénomène semble montrer que

l’organisation des chaînes de xanthane n’est plus la même à l’interface eau/huile suite au traitement

thermique.

- 239 -


A partir de ces données, il est possible de tracer l’évolution de G s’ et Gs

’’ en fonction de la

température pour une fréquence fixée (ici, ω = 0,1 rad/s), comme indiqué sur la figure 4-13 A :

Figures 4-13 A : Evolution de Gs’ (symboles fermés) et Gs’’ (symboles ouverts) en fonction de la température

à une fréquence fixe de 0,1 rad/s, lors des phases « aller » et « retour », pour une solution à 2 g/L de précurseur.

B : Evolution de G’ (symboles fermés), de G’’ (symboles ouverts) en fonction de la température à une fréquence

fixe de 1 rad/s pour le même échantillon en analyse rhéologique en solution (symboles bleus : évolution du

pouvoir rotatoire normalisé, normalisé, selon la température pour le précurseur).

En premier lieu, à ω = 0,1 rad/s, l’évolution avec la température des modules G s’ et Gs’’ du

précurseur à l’interface en phase « aller » (figure 4-13 A) est très semblable à celle de G’ et G’’ de la

solution de précurseur (figure 4-13 B), pour des températures comprises entre 20 et 70°C. Dans les

deux cas, on constate une diminution monotone des valeurs des modules jusqu’à 55-60°C, suivie

d’une chute brutale pour des températures supérieures. Cette évolution particulière des modules se

produit, en solution et à l’interface, dans la gamme de températures où intervient la transition ordre-

désordre du xanthane (courbe bleue de la figure 4-13 B). Par conséquent, il apparaît que la

viscoélasticité du précurseur à l’interface en phase « aller » est régie par les mêmes processus que

ceux en œuvre lorsque ce polymère est en solution, jusqu’à 70°C. Au-delà de cette température, les

- 240 -

T (°C)

20 30 40 50 60 70

Gs',

Gs" (N

/m)

10-7

10-6

10-5

10-4

10-3

10-2

Gs' 1er aller

Gs' 1er retour

T (°C)

10 20 30 40 50 60 70 80

G',

G" (P

a.s

)

10-1

100

norm

alis

é

0.0

0.2

0.4

0.6

0.8

1.0G' allerG' retournormalisé

A B


valeurs des modules interfaciaux remontent fortement, alors que ceux en solution semblent se

stabiliser. Sous l’effet de la dénaturation, les chaînes de xanthane, davantage flexibles, s’adsorbent

sans doute plus facilement à l’interface que sous forme ordonnée très rigide. Par ailleurs, en

conformation désordonnée, le squelette cellulosique apolaire est probablement plus accessible et

sujet à s’adsorber à l’interface eau/huile, ce qui expliquerait la hausse des modules dans cet intervalle

de température. Le traitement thermique lors de la phase « aller » modifie donc l’organisation des

chaînes à l’interface eau/huile.

La phase « retour » se caractérise par une augmentation graduelle des modules lorsque la

température diminue de 70 à 22,2°C : les modules évoluent sur une décade et demi dans cette

gamme de températures. Le refroidissement entraîne un renforcement progressif de l’élasticité de

l’interface. Entre 73,5 et 70°C, on note une hausse prononcée de G s’. Ce phénomène se produit aux

alentours de la Tm du précurseur, ce qui semble indiquer que les chaînes adoptent de nouveau une

conformation hélicoïdale lors du refroidissement, fait qui expliquerait l’augmentation de la

viscoélasticité interfaciale. Pour des températures inférieures à 70°C, les modules croissent de

manière monotone, ce qui suggère que l’organisation des chaînes du précurseur à l’interface ne subit

plus de modifications majeures pour T < Tm.

La forme « renaturée » diffère de la forme « native ». En effet, les modules plus élevés observés

en phase « retour » par rapport à la phase « aller » montrent que la conformation « renaturée » est

davantage adsorbée à l’interface que celle « native ». En premier lieu, il a été noté, lors de la phase

« aller », que le précurseur s’adsorbait davantage à l’interface à 73,5°C, soit sous forme désordonnée.

De plus, dans le cadre de notre étude, nous travaillons en régime enchevêtré. Or, plusieurs auteurs50-

52 ont prouvé que, dans ce régime de concentration, le processus de dénaturation du xanthane est

incomplet. Les formes dénaturées et renaturées sont des hélices plus ou moins dissociées28, 50, 53, 54,

constituées de zones désordonnées de type pelote maintenues ensembles par des « nœuds » de

- 241 -


double hélice28, 51. De ce fait, il est probable que la forme ordonnée « renaturée » soit une hélice

imparfaite, qui comporte davantage de zones désordonnées que la conformation « native ». Cette

proportion plus importante de zones désordonnées serait à l’origine de la meilleure adsorption de la

forme « renaturée » à l’interface eau/huile.

Globalement, le traitement thermique effectué sur le précurseur améliore les propriétés

viscoélastiques de ce dernier à l’interface eau/huile suite à la modification de la conformation des

chaînes. Capron et al.51 et Lee et al.52 ont également observé un renforcement du comportement

rhéologique du xanthane en solution en régime concentré. Ces auteurs attribuent ce fait à la

renaturation des hélices partiellement dissociées, qui aboutit à la formation d’un réseau comportant

davantage de nœuds de jonction qu’à l’état initial. Dans notre cas, il est possible qu’un tel processus

se produise à l’interface eau/huile entre les chaînes de précurseur lors du refroidissement.

Nous avons, dans un second temps, cherché à déterminer si l’organisation des chaînes à

l’interface eau/huile après ce premier traitement est modifiée ou non lorsque le polymère subit de

nouveau un processus thermique de dénaturation et de renaturation. Dans ce but, nous avons

soumis le précurseur à deux cycles thermiques consécutifs (soit deux phases « allers » et deux phases

« retour »). Entre les deux cycles, l’échantillon est maintenu à 22,2°C pendant une nuit. L’évolution de

Gs’ et de Gs’’ en fonction de la température à une fréquence donnée pour les deux cycles est

représentée dans les figures 4-14 :

- 242 -


Figures 4-14 : Evolution de Gs’ (symboles fermés) et Gs’’ (symboles ouverts) en fonction de la température

de 0,1 rad/s pour le précurseur à 2 g/L à l’interface eau/huile après 2 traitements thermiques consécutifs A : à

0,1 rad/s. B : à 0,01 rad/s.

Sur la figure 4-14 A, Gs’ est supérieur à Gs’’ sur toute la gamme de températures étudiée lors des

deux phases du 2ème cycle thermique : le comportement de l’interface est celle d’un solide

viscoélastique. Par comparaison, l’interface présente les propriétés d’un liquide pendant la 1 ère phase

« aller » sur toute la gamme de températures étudiée, et d’un solide lors de la 1 ère phase « retour »

pour T < 30°C. De plus, les valeurs des modules mesurées lors du 2ème cycle sont supérieures, sur

toute la gamme de températures, à celles obtenues lors du 1er cycle. On peut noter que Gs’ diminue

pendant la 2ème phase « aller » (ou augmente pendant la 2ème phase « retour ») de manière monotone

sur toute la gamme de températures lorsque la température croît (ou décroît). G s’’, quant à lui, reste

constant sur tout l’intervalle de températures pendant l’ensemble du cycle. Les dépendances en

température des modules sont, par ailleurs, semblables entre les deux phases du 2 ème cycle, et

diffèrent de celles du 1er cycle. On remarque également que les modules sont quasiment identiques

entre les deux phases du 2ème cycle, contrairement à ce qui a été observé pendant le 1er cycle

thermique.

- 243 -

T (°C)20 30 40 50 60 70

Gs',

Gs" (N

/m)

10-7

10-6

10-5

10-4

10-3

10-2

Gs' 1er aller

Gs' 1er retour

Gs' 2ème aller

Gs' 2ème retour

T (°C)20 30 40 50 60 70

Gs',

Gs" (N

/m)

10-7

10-6

10-5

10-4

10-3

10-2

Gs' 1er aller

Gs' 1er retour

Gs' 2ème aller

Gs' 2ème retour

0,1 rad/s 0,01 rad/sA B


La figure 4-14 B représente l’évolution des modules lors des deux cycles thermiques pour ω =

0,01 rad/s. L’allure de Gs’ et Gs’’ avec la température lors du 1er cycle thermique est la même que celle

décrite à 0,1 rad/s. Lors de la 2ème phase « aller », le comportement de l’interface est celle d’un solide

viscoélastique jusqu’à 56°C environ. De plus, Gs’ diminue très progressivement avec la température,

avec une dépendance en température très différente de celle de la 1ère phase « aller », alors que Gs’’

reste constant. Ces caractéristiques sont identiques à celles relevées à 0,1 rad/s. Au-delà de 56°C par

contre, le comportement de l’interface à 0,01 rad/s présente des divergences par rapport à celui

décrit à 0,1 rad/s. En effet, l’interface se comporte comme un liquide viscoélastique (Gs’’ > Gs’). Gs’

décroît également plus brutalement aux alentours de la Tm. Néanmoins, l’amplitude de variation de

Gs’, qui couvre moins d’une décade, est plus faible que celle observée lors de la 1 ère phase « aller »

(2,5 décades). Pendant la 2ème phase « retour », Gs’ augmente fortement entre 73,5 et 70°C, et le

comportement passe de liquide à solide viscoélastique. Pour T < 70°C, Gs’ croît de manière monotone

lorsque la température augmente, ce qui est similaire au comportement observé à 0,1 rad/s. Les

valeurs de Gs’ de la phase « retour » sont supérieures à celles de la phase « aller ». Pour autant, la

différence de valeurs entre les modules est peu marquée entre les deux phases, notamment lorsque

la température est inférieure à 50°C.

Il ressort de la comparaison des données que l’influence de la transition sur le comportement du

xanthane à l’interface est beaucoup moins prononcée lors du 2ème cycle thermique par rapport au 1er.

En outre, cette influence est minime, voire négligeable, à haute fréquence. Une explication possible

est que les chaînes adsorbées à l’interface eau/huile se dénaturent moins lors de la 2 ème phase

« aller ». En premier lieu, la formation d’un réseau avec un plus grand nombre de nœuds de jonction

lors du 1er cycle thermique limite probablement les mouvements des chaînes lorsqu’elles se

dénaturent. De plus, il est probable que les chaînes adsorbées à l’interface après le 1 er cycle forment

des hélices imparfaites, avec davantage de zones désordonnées que la forme « native ». De ce fait, le

processus de dénaturation agit sur une quantité de chaînes bien moindre que lors de la 1ère phase

« aller », au point de ne pas être observable à haute fréquence. Cette hypothèse explique également

- 244 -


l’évolution de Gs’ lors de la 2ème phase « retour : la dénaturation des chaînes à l’interface étant plus

limitée suite au premier traitement thermique, le processus de renaturation affecte par conséquent

moins de chaînes que lors du 1er cycle. En outre, les valeurs des modules de la phase « retour » sont

similaires à celles de la phase « aller », soit sur toute la gamme de températures (pour ω = 0,1 rad/s),

soit pour T < 50°C (pour ω = 0,01 rad/s). Ce résultat semble confirmer que l’organisation globale des

chaînes à l’interface eau/huile est peu modifiée lors du 2ème traitement thermique, ce qui confirmerait

notre supposition concernant la dénaturation très limitée des chaînes après un 1er cycle thermique.

- 245 -


4.2.5.2. Comportement des xanthanes modifiés sous forme ordonnée à l’interface

eau/huile

Les mêmes analyses rhéologiques interfaciales ont été réalisées sur les xanthanes modifiés sous

forme ordonnée. Les résultats obtenus sont résumés dans la figure 4-15 A pour les xanthanes greffés

jusqu’à 10 %, et la figure 4-15 B pour les échantillons modifiés entre 24 et 39 %. Pour des raisons de

clarté, les modules de perte n’ont pas été représentés.

Figures 4-15 : Evolution de Gs’ en fonction de la température à une fréquence fixe de 0,1 rad/s, lors des

phases « aller » (symboles fermés) et « retour » (symboles ouverts) pour A : le précurseur, BTX8C8FO et BTX10C8FO à 2

g/L. B : le précurseur, BTX24C8FO et BTX39C8FO à 2 g/L.

Pour BTX8C8FO, en phase « aller », Gs’ diminue de manière monotone lorsque la température

augmente, puis, à partir de 70°C, remonte brutalement. Les valeurs du module de cet échantillon

sont, jusqu’à 56°C, légèrement supérieures à celles du précurseur. A 73,5°C, le module est supérieur à

celui de tous les autres points de la phase « aller ». En phase « retour », le module augmente

fortement entre 73,5 et 70°C, soit dans la gamme de températures ou survient la transition

conformationnelle de ce polymère (cf. figure 4-2). Pour T < 70°C, G s’ continue de croître, mais avec

une dépendance en température plus faible, et qui est différente de celle exhibée par le xanthane

- 246 -

(rad/s)

20 30 40 50 60 70

Gs' (

N/m

)

10-7

10-6

10-5

10-4

10-3

10-2

Gs' BTX0C8FO aller

Gs' BTX24C8FO aller

Gs' BTX29C8FO aller

0.1rad/s

(rad/s)20 30 40 50 60 70

Gs' (

N/m

)

10-7

10-6

10-5

10-4

10-3

10-2

Gs' BTX0C8FO aller

Gs' BTX8C8FO aller

Gs' BTX10C8FO aller

A B


non greffé. En outre, les valeurs des modules en phase « retour » sont supérieures en tout point à

celles de la phase « aller ».

Pour BTX10C8FO, le module reste relativement constant sur toute la gamme de températures en

phase « aller ». Lors de la phase « retour », Gs’ croît progressivement lorsque la température diminue,

avec une dépendance en température proche de celle de BTX8C8FO. Globalement, les modules en phase

« retour » sont plus élevés que ceux de la phase « aller ». Néanmoins, on n’observe pas de variation

brutale de Gs’ à haute température, contrairement à BTX8C8FO.

BTX24C8FO et BTX39C8FO, quant à eux, ont des allures similaires : le module reste relativement constant

en phase « aller ». En phase « retour », le module n’évolue quasiment pas et sa valeur est proche de

celle de la phase « aller » entre 73,5 et 50°C environ. Pour T < 50°C, Gs’ augmente progressivement

quand la température décroît, et devient supérieur à celui de la phase « aller ».

On remarque également qu’à 22,2°C en phase « aller », le module Gs’ augmente

exponentiellement avec la densité de greffage ( G'=0.0247e0.033 octyle ), comme illustré dans la

figure 4-16 :

%octyle

0 5 10 15 20 25 30 35 40

Gs'

(N

/m)

10-4

10-3

10-2

Gs' aller

Gs' retour

Figure 4-16 : Evolution de Gs’ en fonction de la densité de greffage à 22,2°C en phase « aller » (symboles fermés)

et « retour » (symboles ouverts).

- 247 -


Plus le xanthane est greffé, plus le caractère élastique de l’interface est prononcé à 22,2°C avant

le traitement thermique : la présence de groupements hydrophobes en proportions croissantes

favorise l’adsorption des chaînes modifiées à l’interface eau/huile, même sous forme ordonnée. En

phase « retour », la valeur du module présente un maximum pour %C8 = 8 %, diminue brutalement

entre 8 et 10 % et augmente progressivement ensuite. Il n’y a pas de corrélation possible entre la

valeur du module et la densité de greffage. L’origine de ces évolutions sera écrite plus loin dans le

manuscrit.

L’organisation à l’interface eau/huile des chaînes modifiées évolue au cours du traitement

thermique, selon un processus plus complexe que celui en œuvre pour le précurseur. Les analyses de

polarimétrie et de dichroïsme circulaire effectuées sur les xanthanes amphiphiles mettent en

évidence que ces macromolécules adoptent en solution une conformation ordonnée d’autant plus

rigide et stable thermiquement que la densité de greffage augmente. Les propriétés rhéologiques

interfaciales de ces systèmes sont alors contrôlées par deux mécanismes antagonistes : la perte de

rigidité des chaînes sous l’effet de la température, qui tend à diminuer le caractère élastique de

l’interface, et l’adsorption des zones désordonnées et/ou des zones amphiphiles à l’interface, qui

renforce l’élasticité de cette dernière. Ces deux mécanismes s’exercent conjointement au sein des

chaînes lors du chauffage. De plus, ils dépendent directement de la transition ordre-désordre du

xanthane. De ce fait, plus le polysaccharide est greffé, plus sa dénaturation est partielle, et la quantité

de zones désordonnée formées est faible. Ainsi, pour les échantillons les plus modifiés, les

contributions de la rigidité et de l’adsorption des zones désordonnées et/ou amphiphiles sont, après

traitement thermique, sensiblement identiques à celles de la forme «native », ce qui explique le

faible gain d’élasticité observé après le cycle thermique (cf. figure 4-16). Au contraire, pour les

polymères les moins greffés, l’augmentation de Gs’ en phase « aller » à haute température indique

que l’adsorption des chaînes l’emporte sur la perte de rigidité au passage de la transition

conformationnelle, ce qui est à l’origine de la forte augmentation de l’élasticité interfaciale après le

- 248 -


cycle thermique. Par conséquent, la viscoélasticité interfaciale après traitement thermique est très

fortement dépendante du passage de la forme ordonnée à la forme désordonnée lors du chauffage,

passage qui est lui-même assujetti à la densité de greffage du polysaccharide.

Les xanthanes modifiés ont été soumis à deux cycles thermiques (soit deux phases « aller » et

deux phases « retour »), selon les mêmes conditions que celles employées pour le précurseur. Les

résultats pour le précurseur, BTX8C8FO et BTX39C8FO sont représentés dans les figures 4-17 :

Figures 4-17 : Evolution de Gs’ en fonction de la température lors de deux cycles thermiques pour des

solutions à 2 g/L de A : précurseur et BTX8C8FO. B : précurseur et BTX39C8FO (phases « aller » : symboles fermés,

phases « retour » : symboles ouverts).

Les autres polymères n’ont pas été indiqués pour des raisons de clarté. Globalement, leur

comportement est identique à celui du précurseur, de BTX8C8FO et BTX39C8FO : le module diminue très

progressivement lors de la 2ème phase « aller », puis augmente doucement pendant la 2ème phase

« retour ». La conformation adoptée par les chaînes modifiées après le 1er cycle thermique n’est pas

affectée par ce 2ème cycle. De plus, les valeurs de Gs’ sont presque identiques entre la 1ère phase

- 249 -

(rad/s)

20 30 40 50 60 70

Gs' (

N/m

)

10-7

10-6

10-5

10-4

10-3

10-2

Gs' BTX0C8FO 1er aller

Gs' BTX0C8FO 2ème aller



(rad/s)

20 30 40 50 60 70

Gs' (

N/m

)

10-7

10-6

10-5

10-4

10-3

10-2





A B


« retour »et la 2ème phase « aller », ce qui signifie que l’organisation des macromolécules est la même

entre le 1er et le 2ème traitement thermique.

Au regard de la similitude de comportement avec le précurseur, il semble que l’hypothèse émise

pour le xanthane soit valable pour les échantillons greffés. Pour rappel, nous avons supposé que les

chaînes adsorbées à l’interface eau/huile se dénaturent moins lors de la 2ème phase « aller ». Une des

conséquences est que le processus de dénaturation lors de la 2ème phase « aller » affecte moins de

chaînes. Nos résultats obtenus après un cycle thermique semblent donc être à l’équilibre

thermodynamique.

Pour résumer :

Nos analyses de rhéologie interfaciales effectuées sur le précurseur en régime concentré à

différentes températures montrent que la conformation adoptée par le xanthane influence fortement

ses propriétés à l’interface eau/huile. En particulier, nous avons observé que le traitement thermique

réalisé sur le polymère (cycle de chauffage et de refroidissement) permet d’améliorer fortement le

caractère élastique de l’interface. Ce résultat s’explique par un processus de dénaturation partielle

des chaînes lors de la phase « aller », qui entraîne la formation de zones désordonnées s’adsorbant à

l’interface eau/huile pour T > Tm. Lors de la phase « retour », la renaturation d’une partie de ces

zones entraîne une amélioration de l’élasticité.

Les xanthanes modifiés, quant à eux, possèdent des propriétés rhéologiques interfaciales accrues

par rapport au précurseur à température ambiante, avant tout traitement thermique. Ce résultat est

dû à la présence des greffons hydrophobes, qui favorisent l’adsorption des chaînes amphiphiles à

l’interface eau/huile. Comme pour le précurseur, l’organisation des macromolécules amphiphiles à

l’interface eau/huile évolue sous l’effet de la température. Ces dernières adoptent en solution une

conformation ordonnée d’autant plus rigide que la densité de greffage est élevée. Le comportement

- 250 -


interfacial de ces polymères est régi par deux mécanismes antagonistes : la perte de rigidité des

chaînes sous l’effet de la température, et l’adsorption des zones désordonnées et/ou amphiphiles,

favorisée à haute température. Ces deux mécanismes, qui s’exercent conjointement, dépendent de la

densité de greffage du polymère. Ainsi, plus le xanthane est greffé, plus la dénaturation partielle est

difficile et la conformation des chaînes dénaturées est similaire à celle des macromolécules

« natives ». Pour les échantillons les moins modifiés en revanche, l’adsorption des zones

désordonnées et/ou amphiphiles est majoritaire par rapport au gain de flexibilité. Pendant la phase

« retour », la contribution des zones greffées adsorbées en phase « aller », et la renaturation des

chaînes améliorent le caractère élastique de l’interface. Cependant, l’amélioration des propriétés

élastiques suite au traitement thermique est d’autant moins marquée que la densité de greffage est

élevée.

4.2.5.3. Modèles d’organisation des chaînes de xanthane modifié sous forme

ordonnée à l’interface eau/huile

Nous avons étudié le comportement rhéologique de nos xanthanes greffés à l’interface eau/huile.

Les résultats indiquent que le traitement thermique imposé à l’échantillon, amphiphile ou non,

modifie son organisation à l’interface. Cette modification se produit essentiellement lors de la phase

de chauffage. Le refroidissement a pour effet de renforcer le caractère élastique de l’interface. Par

ailleurs, la réorganisation des polymères modifiés dépend de la densité de greffage de ces derniers.

Tout comme les analyses réalisées en solution, les mesures à l’interface eau/huile sont effectuées

sur des solutions de xanthane en régime concentré. Par conséquent, il est probable que les chaînes

s’adsorbent à l’interface eau/huile sous forme d’hélice. Par ailleurs, l’évolution particulière des

propriétés rhéologiques avec la température suggère que la transition conformationnelle du

polymère, plus ou moins complète, est à l’origine du changement d’organisation constatée à

- 251 -


l’interface suite au traitement thermique. A partir de ces hypothèses, nous proposons le modèle

suivant pour expliquer nos résultats :

Figure 4-18 : Organisation des chaînes de précurseur (cas A), xanthane modifié à faible densité de greffage (cas

B) et xanthane modifié à forte densité de greffage (cas C) à l’interface eau/huile après dénaturation et

renaturation.

Pour le précurseur, la dénaturation partielle entraîne la formation de zones désordonnées au sein

des chaînes. Ces zones, plus flexibles, s’adsorbent à l’interface eau/huile à haute température (partie

2 A) pour T > Tm, d’où l’augmentation du module au-delà de cette température. Lors de la

renaturation (partie 3 A), certaines de ces zones restent sous forme désordonnée et contribuent à

l’élasticité, d’autres adoptent de nouveau une conformation hélicoïdale. Ces phénomènes expliquent

la hausse de Gs’ en phase « retour ». Par ailleurs, la renaturation est également un processus partiel.

- 252 -

Thuile

huilehuile

A« Natif »

1 2

T

3

B

huile huileT

huile

C

T T

huile

C

huile

Dénaturation Renaturation

Dénaturation Renaturationhuile T


Par conséquent, le système renaturé comporte davantage de chaînes à l’état désordonné que le

système « natif ».

Pour les xanthanes amphiphiles à faible densité de greffage, l’augmentation de la température

entraîne une diminution de la rigidité des chaînes adsorbées, ce qui explique la baisse du module lors

de la phase « aller ». De plus, les chaînes se dénaturent partiellement à haute température, et les

zones désordonnées ainsi créées peuvent s’adsorber à l’interface eau/huile (partie 2 B). C’est

pourquoi, pour T > 70°C, le caractère élastique de l’interface est renforcé. Au cours de la phase

« retour », une fraction des zones désordonnées adsorbées se renature (partie 2 C), et contribue à

l’élasticité de l’interface. L’organisation globale des chaînes est donc modifiée suite au traitement

thermique, ce qui a un impact direct sur le comportement interfacial mesuré.

En revanche, le processus de dénaturation est très partiel, voire nul, pour les polymères à forte

densité de greffage, car la Tm est supérieure à la température expérimentale appliquée lors des

analyses. Par conséquent, il n’y a pas de modifications majeures dans la conformation et

l’organisation des chaînes modifiées lors du cycle thermique (partie C), d’où la faible évolution des

propriétés interfaciales observée entre les formes « natives » et « renaturées ».

En ce qui concerne les xanthanes modifiés de faible à moyenne densité de greffage (entre 10 et

24 %), l’évolution des propriétés rhéologiques avec la température dépend de la compétition entre la

perte de rigidité des chaînes, liée à la dénaturation partielle du système, et l’adsorption à l’interface

des zones dénaturées et/ou greffées, qui est favorisée par le gain de flexibilité.

- 253 -


La figure 4-19 compare l’évolution du module interfacial Gs’ (à température ambiante en phase

« aller ») et du module élastique G’ (à 20°C également) en fonction de la densité de greffage pour les

xanthanes modifiés sous forme ordonnée :

Figure 4-19 : Comparaison entre l’évolution de Gs’ (symboles fermés) et G’ (symboles ouverts) en fonction de la


Le module élastique en solution, G’, reste quasiment constant lorsque la densité de greffage croît.

L’augmentation de la quantité de greffons hydrophobes ne permet pas de créer (ou peu) de nouveaux

nœuds de jonction, du fait de la rigidité très importante des chaînes en conformation ordonnée. Ce

résultat corrobore notre modèle d’organisation des xanthanes amphiphiles en solution, à savoir un

réseau transitoire d’hélices qui interagissent majoritairement entre elles via des liaisons hydrogène. A

l’interface eau/huile en revanche, le module interfacial Gs’ augmente exponentiellement avec la

densité de greffage. La présence de chaînons hydrophobes en proportions croissantes favorise

fortement l’adsorption des chaînes à l’interface, renforçant ainsi le réseau formé. Ainsi, bien que les

greffons hydrophobes ne contribuent pas à l’élasticité en solution, ils permettent au xanthane

modifié de s’adsorber davantage à l’interface, stabilisant cette dernière. Les comportements en

solution et à l’interface sont donc découplés.

- 254 -

%octyle

0 5 10 15 20 25 30 35 40

Gs'

(N

/m)

10-4

10-3

10-2

G' (

Pa)

100

101

102


Pour résumer :

La modification chimique du xanthane sous forme ordonnée n’affecte pas l’organisation en

solution des chaînes en milieu concentré. Ces dernières forment toujours un réseau transitoire

d’hélices stabilisé très majoritairement par des liaisons hydrogène. Les chaînons hydrophobes

ralentissent cependant considérablement la dynamique de relaxation des chaînes, qui peut être

décrit par un processus de « relaxation collante ». Ces caractéristiques du xanthane « ordonné »

s’expliquent par la très forte rigidité de la conformation hélicoïdale, qui empêche les chaînes de se

replier pour créer des microdomaines hydrophobes. La rigidité l’emporte donc sur les interactions

hydrophobes attractives, et définit la structuration du système. De ce fait, les xanthanes greffés

présentent un comportement associatif identique à celui du précurseur, mais avec une dynamique

fortement ralentie.

La présence des groupements hydrophobes influence le comportement des xanthanes modifiés à

l’interface eau/huile. En effet, les greffons facilitent l’adsorption des fragments hydrophobes à

l’interface, ce qui explique l’augmentation du caractère élastique de cette dernière avec la densité de

greffage. Par ailleurs, les xanthanes amphiphiles adoptent en solution une conformation ordonnée

dont la rigidité et la stabilité thermique augmentent avec la densité de greffage. La hausse de la

température entraîne une dénaturation et renaturation partielle des hélices, ce qui entraîne une

restructuration des chaînes adsorbées à l’interface. Cette restructuration dépend de la densité de

greffage du polymère : plus ce paramètre est élevé, plus la forme dénaturée des macromolécules est

similaire à celle de la forme « native ». La viscoélasticité interfaciale après traitement thermique est

donc très fortement dépendante du passage de la forme ordonnée à la forme désordonnée lors du

chauffage, passage qui est lui-même fonction de la densité de greffage du polysaccharide.

- 255 -


4.3. Comportement en solution des xanthanes modifiés sous forme désordonnée

Cette partie présente des résultats préliminaires concernant les propriétés rhéologiques, en

solution et à l’interface eau/huile, des xanthanes modifiés sous forme désordonnée. Pour rappel, ces

échantillons sont obtenus par le procédé de modification du xanthane dans le DMSO, décrit dans les

chapitres deux et trois. Les analyses RMN 1H de ces composés ont notamment montré que de

nombreuses impuretés, correspondant à des dérivés de l’EDAC, sont greffées sur les chaînes. A ce

jour, nous ignorons si elles ont un impact sur le comportement viscoélastique de ces polymères en

solution.

Dans la suite du manuscrit, nous qualifions « d’ordonné » un xanthane synthétisé par le protocole

de modification dans l’eau, et de « désordonné » un polymère obtenu par le processus dans le DMSO.

Cette terminologie se réfère à l’état du xanthane lors des étapes de modification et ne présume en

rien la conformation adoptée par les macromolécules une fois remise en solution aqueuse.

4.3.1. Etude des propriétés rhéologiques en solution des xanthanes greffés sous

forme désordonnée

La notation suivante est employée pour désigner les xanthanes modifiés dans le DMSO :

- XAC8FD, avec X pour xanthane, A la densité de greffage et FD pour Forme Désordonnée.

- 256 -


Le tableau 4-7 donne les caractéristiques des polysaccharides étudiés dans cette section :

EntréenEDACnCOOH

DSA DSP %octyle XAC8FD

1 1 80 58 0 X0C8FD (précurseur)

2 0.5 104 63 23 X23C8FD

3 0,7 100 56 35 X35C8FD

4 1 71 44 44 X44C8FD

Tableau 4-7 : Caractéristiques des xanthanes modifiés dans le DMSO étudiés en rhéologie en solution.

4.3.1.1. Comportement en solution du précurseur « désordonné »

Avant d’examiner les propriétés des xanthanes modifiés sous forme désordonnée, nous nous

sommes intéressés à celles du précurseur synthétisé par le protocole dans le DMSO. Cette étude a

été réalisée afin d’avoir une référence non modifiée pour l’interprétation des données des polymères

greffés dans les mêmes conditions. Elle nous permet aussi de déterminer si les étapes de

solubilisation utilisées dans le processus de modification sous forme désordonnée a un impact ou

non sur le comportement en solution aqueuse du xanthane initial non greffé (dépolymérisation,

perte d’acétate et/ou de pyruvate, etc.). Dans ce but, le précurseur dit « désordonné » a été solubilisé

dans l’eau dans les mêmes conditions de concentration, pH et salinité que le précurseur « ordonné »,

et soumis aux mêmes analyses pour comparaison.

Le comportement viscoélastique en solution du précurseur « désordonné » a été caractérisé via

des sollicitations harmoniques à différentes fréquences (de 0,1 à 100 rad/s) dans le domaine linéaire

de déformation pour une gamme de températures allant de 5 à 80°C. La figure 4-20 A montre la

dépendance en fréquence de G’ et G’’ de la solution aqueuse à 2 g/L de ce polymère à 5, 20, 40 et

60°C. Pour des raisons de clarté, les autres températures n’ont pas été représentées.

- 257 -



fréquence à différentes températures pour le précurseur « désordonné » à 2 g/L. B : Courbe maîtresse

fréquence-température du précurseur « désordonné » à 2 g/L (Tref = 20°C).

A basse température, le précurseur « désordonné » se comporte comme un solide élastique, avec

G’ supérieur à G’’. Au fur et à mesure que la température augmente, les modules diminuent, et la

fréquence de relaxation se décale vers des valeurs de plus en plus grandes. Ainsi, à partir de 60°C, le

comportement observé est celui d’un liquide viscoélastique. A partir de ces données, il est possible

de construire une courbe maîtresse fréquence-température (cf. figure 4-20 B). Cette courbe est

similaire à celle du précurseur en forme « ordonnée » (cf. figure 4-6 B). En premier lieu, l’évolution du

comportement avec la température est identique. De plus, à haute fréquence, les valeurs des

modules sont quasiment identiques. Globalement, le comportement viscoélastique du précurseur

« désordonné » indique que les chaînes de ce dernier sont capables d’adopter en solution une

organisation analogue à celle du xanthane « ordonné », soit un réseau transitoire formé d’hélices en

interaction via des liaisons hydrogène. Il ressort donc que les conditions opératoires lors du protocole

de modification dans le DMSO n’empêchent pas les chaînes non modifiées de s’ordonner à nouveau

en milieu aqueux et en présence de sel. Par ailleurs, les valeurs semblables de module à haute

- 258 -

*aT (rad/s)

10-4 10-3 10-2 10-1 100 101 102G

'*b

T, G

"*b

T (P

a)

10-4

10-3

10-2

10-1

100

G' 5°CG' 10°CG' 20°C G' 30°CG' 40°CG' 50°CG' 60°CG' 70°C

(rad/s)

10-1 100 101

G',

G" (P

a)

10-2

10-1

100

G' 5°CG' 20°CG' 40°CG' 60°C

A B


fréquence entre les deux précurseurs indiquent que le processus de modification dans le DMSO soit

ne dégrade pas les chaînes, soit que cette dégradation est suffisamment limitée pour ne pas avoir

d’influence notable sur le comportement viscoélastique du xanthane à la concentration étudiée.

4.3.1.2. Comportement en solution des xanthanes modifiés dans le DMSO

Les mêmes analyses rhéologiques en solution ont été effectuées sur les échantillons modifiés

dans le DMSO. La figure 4-21 illustre l’évolution de G’ et de G’’ en fonction de la fréquence de X 23C8FD

à 5, 20, 40, 70 et 80°C :

Figure 4-21 : Evolution de G’ (symboles pleins) et G’’ (symboles ouverts) en fonction de la fréquence à

différentes températures pour X23C8FD à 2 g/L dans les mêmes conditions de pH et de salinités que les

précurseurs.

A basse température, on constate que les valeurs des modules sont trop faibles pour pouvoir être

mesurées par le rhéomètre. Les résultats présentés à 5 et 20°C ne sont pas représentatifs de

l’échantillon, mais correspondent à l’inertie de la géométrie. Le module élastique associé aux

propriétés rhéologiques de X23C8FD devient quantifiable à partir de 40°C, pour des fréquences

- 259 -

(rad/s)10-2 10-1 100 101

G',

G"

(Pa)

10-4

10-3

10-2

10-1

G' 5°CG' 20°CG' 40°CG' 70°CG' 80°C


inférieures à 1 rad/s. La valeur du module visqueux, par contre, est inférieure à la limite de sensibilité

de l’appareil. A partir de 40°C, l’augmentation de la température entraîne une hausse de la valeur des

deux modules, avec G’ supérieur à G’’ sur toute la gamme de fréquences. De plus, la dépendance en

fréquence des deux modules est très faible.

Le comportement viscoélastique de X23C8FD est, par conséquent, très différent de celui de son

précurseur et des xanthanes greffés sous forme ordonnée. En premier lieu, la valeur des modules, à

basse température, est beaucoup plus faible pour le dérivé modifié dans le DMSO que pour les autres

polymères. Les modules deviennent du même ordre de grandeur que ceux du précurseur (soit

compris entre 10-1 et 10-2 Pa) à partir de 70°C. Par ailleurs, l’évolution des propriétés viscoélastiques

avec la température, dans le cas de X23C8FD, est à l’opposé de celle décrite pour les précurseurs et les

polysaccharides modifiés sous forme hélice. En effet, pour ces derniers, il a été noté que les modules

diminuent avec la température et que la dépendance en fréquence augmente. De plus, le

comportement passe de solide à liquide viscoélastique. En ce qui concerne X23C8FD, les valeurs des

modules augmentent avec la température, et le comportement observé correspond à celui d’un gel

fort (faible dépendance en fréquence des modules) dont le caractère élastique est renforcé sous

l’effet de la température. Enfin, il n’est pas possible, pour X23C8FD, de construire de courbe maîtresse

fréquence-température.

Ces données nous permettent d’affirmer que l’organisation des chaînes de X23C8FD en solution

diverge fortement de celle du précurseur et des dérivés « ordonnés ». De plus, l’évolution très

particulière des modules avec la température suggère que la structuration des chaînes greffées dans

la solution fluctue lors du traitement thermique. Par ailleurs, il est probable que chaque organisation

se caractérise par un processus de relaxation spécifique, avec une dépendance en température qui lui

est propre, ce qui expliquerait l’impossibilité de construire une courbe maîtresse fréquence-

température.

- 260 -


Afin d’étudier plus en détail l’impact de la température sur les propriétés en solution des

xanthanes modifiés sous forme désordonnée, des rampes en température, de 5 à 85°C (rampe

« aller ») puis de 85 à 5°C (rampe « retour »), ont été effectuées sur les différents échantillons. Entre

les deux rampes, un balayage en fréquence de 100 à 0,1 rad/s a été réalisé à 85°C après 15 minutes

d’équilibrage thermique : la solution a été maintenue à haute température pendant environ une

heure avant la rampe « retour ». Les résultats de cette mesure sont indiqués dans les figures 4-22

pour X23C8FD :

T (°C)10 20 30 40 50 60 70 80

G',

G" (

Pa)

10-4

10-3

10-2

10-1

100

101

G' allerG' retour

w (rad/s)10-2 10-1 100 101 102

G',

G" (

Pa)

10-4

10-3

10-2

10-1

100

G' 20°C allerG' 85°C G' 20°C retour

A B

1

Figures 4-22 A : Evolution de G’ (symboles fermés) et G’’ (symboles ouverts) en fonction de la température à ω =

1 rad/s pour X23C8FD à 2 g/L. B : Evolution de G’ et G’’ (mêmes symboles que la figure A) en fonction de la

fréquence à 20°C (rampes « aller » et « retour ») et 85°C.

Entre 5 et 60°C, les valeurs des modules élastique et visqueux pendant la phase de chauffage sont

faibles. De plus, G’’ est du même ordre de grandeur que celui de l’eau. A partir de 60°C par contre, les

modules augmentent fortement. On constate également que G’ devient supérieur à G’’ vers 65°C

environ. Ces données sont en accord avec les résultats de la figure 4-21, et confirment que la

modification de l’organisation des chaînes greffées se produit entre 60 et 85°C.

- 261 -


Le comportement du système en rampe « retour » est celui d’un gel : G’ est supérieur à G’’ sur

toute la gamme de températures, et les deux modules sont quasiment indépendants de la

température (comme illustré sur la figure 4-22 A) et de la fréquence (cf. figure 4-22 B). L’absence

d’évolution avec la température pendant cette rampe montre que la structuration des

macromolécules ne varie pas lors du refroidissement, contrairement à ce qui est observé en phase

« aller ». En outre, on remarque que les valeurs des modules en rampe « retour » sont supérieures en

tout point à celles de la rampe « aller ». Ce résultat signifie que le système a évolué entre les deux

rampes, lors du maintien à 85°C pendant approximativement une heure. Par conséquent, il apparaît

que la cinétique de chauffage a une influence non négligeable sur l’organisation des chaînes greffées,

et, de ce fait, sur les propriétés développées.

La même analyse a été réalisée sur des solutions à 2 g/L de X35C8FD et X44C8FD. La figure 4-23

compare les modules élastiques G’ de X23C8FD, X35C8FD et X44C8FD lors des rampes « aller » et « retour ».

Pour des raisons de clarté, seuls les modules élastiques ont été représentés.

T (°C)20 40 60 80

G' (

Pa)

10-6

10-5

10-4

10-3

10-2

10-1

100

101

G' aller X23

C8FD

G' aller X35

C8FD

G' aller X44

C8FD

G' retour X23

C8FD

G' retour X35

C8FD

G' retour X44

C8FD

Figure 4-23 : Module élastique G’ selon la température lors de la rampe « aller » (symboles pleins) et « retour »

(symboles ouverts), à ω = 1 rad/s, pour des solutions à 2 g/L de X23C8FD, X35C8FD et X44C8FD.

- 262 -


Le comportement de X35C8FD est identique à celui de X23C8FD : les modules augmentent fortement à

partir d’une température critique, aux alentours des 65°C. X44C8FD par contre ne présente pas

d’augmentation de module avec la température lors de la rampe « aller ». Le module de la rampe

« retour » est néanmoins supérieur à celui de la phase « aller », tout comme les deux autres

échantillons. Il ressort donc que l’organisation des chaînes de X44C8FD est également modifiée par le

traitement thermique de l’aller, mais dans une proportion moindre que les deux autres polymères.

Nous supposons que, dans le cas de X44C8FD, le phénomène de restructuration survient à une

température critique plus importante que dans les deux autres cas. Il est probable que les chaînes de

X44C8FD adoptent en solution un degré d’organisation moindre que celui des deux autres échantillons,

ce qui expliquerait la diminution des valeurs de G’ avec la densité de greffage en rampe « retour ». Ce

phénomène peut être mis en parallèle avec les résultats de dichroïsme circulaire et de polarimétrie

des xanthanes amphiphiles sous forme ordonnée. Pour rappel, les chaînes greffées adoptent une

conformation ordonnée hélicoïdale en solution, et d’autant plus rigide que la densité de greffage est

importante. Ce fait se traduit notamment par une température de transition conformationnelle Tm

qui augmente avec la densité de greffage. On peut donc supposer que les groupements hydrophobes

présents sur les chaînes modifiées dans le DMSO stabilisent également la conformation adoptée par

ces macromolécules en solution. La température critique des xanthanes « désordonnés » peut alors

être considérée comme « l’équivalent » de la Tm pour les xanthanes « ordonnés », et évolue de la

même manière que cette dernière avec la densité de greffage.

Il faut savoir que la solubilisation des échantillons modifiés sous forme désordonnée dans l’eau,

avant tout traitement thermique, est incomplète. Des « filaments » en suspension dans la solution

sont observables pour chaque polysaccharide, quelle que soit la densité de greffage. On obtient

même une séparation de phase macroscopique dans le cas de X44C8FD. Par ailleurs, des tests de

solubilisation à 80°C pendant 2 h de X44C8FD dans de l’eau ont mis en évidence qu’un tel traitement

- 263 -


thermique permet d’augmenter la solubilité des composés. Ce phénomène est illustré sur la figure 4-

24 :

AprèsAvant

Traitement thermique

A B

Figure 4-24 : Influence du traitement thermique sur la solubilité de X44C8FD en solution A : Avant traitement

thermique. B : Après 2h à 80°C puis retour à température ambiante.

Cette amélioration de la solubilité sous l’effet de la température est probablement à l’origine du

renforcement des propriétés viscoélastiques de nos dérivés lors de la rampe « aller ». Il faut toutefois

souligner que les solutions obtenues, même après traitement thermique, ne sont pas toujours

complètement homogènes. Par conséquent, les propriétés mesurées ne correspondent pas à celles

de l’ensemble de l’échantillon, impliquant de considérer ces résultats avec prudence.

Nous avons précédemment montré que, dans les conditions de salinité et de concentration

utilisées dans ce travail, les précurseurs et les xanthanes modifiés sous forme ordonnée forment un

réseau transitoire d’hélices en interaction via des liaisons hydrogène. Cette organisation s’explique

par la forte rigidité des hélices, qui régit la structuration des chaînes en solution au détriment des

interactions hydrophobes. Les résultats des échantillons issus du protocole dans le DMSO mettent

clairement en évidence que ces derniers n’ont pas cette organisation en solution. Il se pose alors la

question de la conformation des chaînes modifiées dans le DMSO lorsqu’elles sont dissous dans l’eau.

- 264 -


En premier lieu, nous avons constaté que les xanthanes modifiés sous forme désordonnée ont

tendance à fortement s’agréger en milieu aqueux avant traitement thermique. Cette caractéristique

est observée pour toutes les densités de greffage, et elle est d’autant plus marquée que ce paramètre

est élevé. En comparaison, dans les mêmes conditions opératoires, les précurseurs et xanthanes

greffés sous forme ordonnée sont complètement solubles dans l’eau. Les analyses de polarimétrie et

de dichroïsme circulaire ont mis en évidence que, dans le DMSO, les chaînes sont modifiées sous

forme désordonnée (cf. chapitre 3). Une hypothèse envisageable est que ces systèmes adoptent une

organisation similaire dans l’eau, ou du moins plus flexible que celle des polymères « ordonnés ». Plus

précisément, la configuration des chaînes serait suffisamment flexible pour que les interactions

attractives entre les groupements hydrophobes dominent l’organisation globale des macromolécules

en solution. En particulier, le nombre d’interactions entre greffons est suffisamment important pour

entraîner la création d’agrégats d’une ou plusieurs chaînes en suspension dans l’eau. C’est pourquoi le

comportement rhéologique relevé est celui du solvant, l’eau, d’où les très faibles valeurs de modules.

De plus, plusieurs auteurs48, 55, 56 ont mis en évidence que les polymères amphiphiles flexibles avec des

densités de greffage trop importantes sont insolubles dans l’eau, ce qui correspond au comportement

exhibé par nos polymères, en particulier X44C8FD. Le greffage de chaînons hydrophobes sur le xanthane

sous forme désordonnée semble donc gêner la renaturation des chaînes lorsqu’elles sont mises à

solubiliser dans l’eau, à température ambiante, dans des conditions normalement favorables à la

forme ordonnée. Malheureusement, suite aux difficultés de solubilisation des échantillons, il n’a pas

été possible de déterminer la Tm de ces derniers par polarimétrie afin de confirmer ou non cette

hypothèse.

Lors de la rampe « aller », l’énergie thermique apportée permet de rompre une partie de ces

interactions hydrophobes, en accord avec les résultats de la littérature9, 35, 42, 57, 58. Ce phénomène

provoque un déploiement des chaînes, qui deviennent également davantage solubles. Elles peuvent

alors former un réseau physique, qui comporte des enchevêtrements topologiques, mais également

des nœuds de jonction constitués de groupements hydrophobes en interaction les uns avec les

- 265 -


autres. Ceci se traduit par la hausse des modules observée à haute température et un comportement

davantage élastique. Lors du chauffage, le nombre d’interactions hydrophobes à rompre pour pouvoir

solubiliser les agrégats est sans doute proportionnel à la densité de greffage. Plus cette dernière est

élevée, plus la durée de chauffage et/ou la température de rupture des interactions sera importante.

Ainsi, dans le cas de X44C8FD, il est probable que le traitement thermique appliqué ne permette pas de

rompre toutes les liaisons hydrophobes, d’où les propriétés exhibées.

L’absence d’évolution des modules lors de la rampe « retour » indique que le réseau formé sous

l’effet du chauffage se maintient lors du refroidissement. De même, les propriétés du réseau

n’évoluent pas selon la fréquence. A priori, le réseau formé ne relaxe pas dans la gamme ni de

températures, ni de fréquences étudiée, ce qui est similaire au comportement d’un gel chimique ou

physique caractérisé par un temps de relaxation extrêmement long. A ce jour, nous n’avons pas

d’explication concernant ces résultats.

Pour résumer :

Les xanthanes modifiés sous forme désordonnée se caractérisent par des propriétés rhéologiques

très différentes de celles de leurs analogues non greffés. En premier lieu, à l’état « natif », le

comportement viscoélastique de ces polymères est analogue à celui du solvant, l’eau. Cette

caractéristique s’explique par le fait que les solutions de ces polysaccharides ne sont pas homogènes,

mais constituées d’agrégats plus ou moins isolés en suspension dans l’eau. Par comparaison, dans les

mêmes conditions opératoires, les xanthanes modifiés dans l’eau forment un réseau d’hélices

stabilisé par des liaisons hydrogène. En outre, l’évolution des propriétés rhéologiques des xanthanes

« désordonnés » sous l’effet de la température diverge fortement de celle décrite pour les

échantillons « ordonnés » : à partir d’une température critique, les modules augmentent avec la

température pour les xanthanes modifiés dans le DMSO, alors qu’ils diminuent pour ceux greffés

dans l’eau. Les échantillons « désordonnés » présentent alors le comportement d’un gel.

- 266 -


Ces résultats montrent que l’organisation adoptée dans l'eau par les chaînes modifiées dans le

DMSO est bien différente, à l’état « natif », de celle des chaînes greffées dans l’eau. De plus, cette

organisation évolue sous l’effet du traitement thermique. L’hypothèse formulée pour expliquer ces

données est la suivante : dans l’eau, les xanthanes greffés dans le DMSO adoptent une conformation

plus flexible que leurs analogues « ordonnés ». De ce fait, les interactions entre les groupements

hydrophobes dominent l’organisation globale des chaînes, ce qui explique la très forte tendance à

l’agrégation de ces échantillons. Sous l’effet de la température, les interactions hydrophobes sont

partiellement détruites. Les chaînes peuvent alors se déployer et former un réseau physique, qui

comporte des enchevêtrements topologiques et des nœuds de jonction via les groupements

hydrophobes, d’où les propriétés de type gel obtenues. Cependant, la dépendance en fréquence de

ces systèmes reste encore inexpliquée. Il est également important de souligner que même après

traitement thermique, les solutions ne sont pas complètement homogènes. Par conséquent, les

propriétés rhéologiques mesurées ne sont pas celles de l’ensemble de l’échantillon, et doivent à ce

stade être considérées avec prudence.

4.3.2. Etude des propriétés rhéologiques interfaciales des xanthanes modifiés sous

forme désordonnée

Le tableau 4-8 donne les caractéristiques des xanthanes modifiés dans le DMSO étudiés en

rhéologie interfaciale :

EntréenEDACnCOOH

DSA DSP %octyle XAC8FD

1 1 87 54 0 X0C8FD (précurseur)

2 0,3 83 51 11 X11C8FD

3 0,5 72 48 19 X19C8FD

4 0,6 78 47 27 X27C8FD

5 1 70 44 40 X40C8FD

Tableau 4-8 : Caractéristiques des xanthanes modifiés dans le DMSO étudiés en rhéologie interfaciale.

- 267 -


4.3.2.1. Comportement à l’interface eau/huile du précurseur « désordonné »

Dans un premier temps, nous nous sommes intéressés au comportement du précurseur

« désordonné » à l’interface eau/huile de silicone. Dans ce but, des mesures dynamiques interfaciales

ont été réalisées sur cet échantillon dans le domaine linéaire de déformation de 22,2°C à 73,5°C

(phase dite « aller »), puis de 73,5°C à 22,2°C (phase « retour »), et comparées aux mêmes analyses

effectuées sur le précurseur « ordonné » (noté X0C8FO). Les résultats obtenus sont présentés dans les

figures 4-25 :

w (rad/s)

10-2 10-1 100

Gs'

, Gs"

(N/m

)

10-6

10-5

10-4

10-3

Gs' aller 22,2°C

Gs' aller 42,7°C

Gs' aller 63,2°C

Gs' aller 73,5°C

Gs' retour 22,2°C

T (°C)

20 30 40 50 60 70

Gs'

(N/m

)

10-7

10-6

10-5

10-4

10-3

10-2

Gs' aller X0C8FD

Gs' aller X0C8FO

A B

Figures 4-25 A : Evolution de Gs’ (symboles fermés) et Gs’’ (symboles ouverts) en fonction de la fréquence pour

une solution à 2 g/L de X0C8FD à différentes températures. B : Evolution de Gs’ en fonction de la température à ω

= 0,1 rad/s pour X0C8FD et X0C8FO.

En phase « aller », le précurseur « désordonné » a des propriétés analogues à celui de

« l’ordonné ». A température ambiante, l’interface a un comportement de solide viscoélastique à

haute fréquence, et de liquide à basse fréquence. Sous l’effet de la température, les modules baissent

progressivement jusqu’à 70°C environ. De plus, la fréquence de relaxation se décale vers des valeurs

de plus en plus grandes. Ainsi, à partir de 42,7°C, le comportement de X0C8FD est celui d’un liquide

viscoélastique sur toute la gamme de fréquences, tout comme X0C8FO. Les données sont toutefois

- 268 -


beaucoup plus bruitées, à haute température, pour le précurseur « désordonné » que pour celui

« ordonné ». En phase « retour », les modules augmentent lorsque la température décroît, et leur

dépendance en température est de moins en moins prononcée : l’interface adopte les propriétés

d’un gel interfacial faible, analogue à celui noté pour le précurseur « ordonné ».

On constate toutefois certaines divergences dans les valeurs des modules. La figure 4-25 B

montre l’évolution de Gs’ en fonction de la température lors des deux « phases » pour les deux

précurseurs. En phase « aller », l’allure est comparable pour les deux échantillons : la valeur du

module diminue progressivement avec le chauffage jusqu’à une température critique à partir de

laquelle le module chute brutalement, puis remonte ensuite. Dans les deux cas, cette température

critique est proche de la Tm des deux polymères (résultats non montrés pour X0C8FD). Pour T < Tm, les

valeurs des modules sont proches pour les deux polymères. Au-delà de la Tm par contre, on

remarque que la chute du module est beaucoup moins prononcée pour X0C8FD que pour son analogue

« ordonné ». La différence dans les modules est bien plus flagrante en phase « retour ». En effet, le

module du précurseur « désordonné » diminue entre 73,5 et 70°C (alors que celui de X0C8FO augmente

fortement). Pour T < 70°C, Gs’ croît de manière monotone avec une dépendance en température

similaire à X0C8FO, bien que les valeurs soient plus faibles.

La différence importante dans les valeurs des modules, en particulier en phase « retour », peut

avoir plusieurs origines. En premier lieu, les données des modules de X 0C8FD sont davantage bruitées

que celles du précurseur « ordonné » à haute température en phase « aller ». Il en est de même en

phase « retour ». Il faut savoir que, dans nos conditions d’analyse, X0C8FD est sous forme ordonnée.

Les analyses rhéologiques en solution ont montré que les chaînes de ce polymère adoptent une

organisation similaire à celle de X0C8FO, à savoir un réseau d’hélices stabilisé par des liaisons

hydrogène. Toutefois, la conformation hélicoïdale de X0C8FD est sans doute différente de celle de

X0C8FO. En effet, les chaînes du précurseur « désordonné » ont subi une dénaturation supplémentaire

- 269 -


par rapport à X0C8FO, vu qu’elles ont été solubilisées dans le DMSO lors du procédé de modification. La

conformation ordonnée de X0C8FD avant traitement thermique peut, par exemple, être une hélice

imparfaite, avec une proportion moindre de zones hélicoïdales que les chaînes de X 0C8FO, d’où la chute

moins prononcé du module lors de la transition conformationnelle.

Globalement, malgré les différences de modules, la similitude dans les propriétés interfaciales

des deux précurseurs suggère que les mêmes processus que ceux pour le précurseur ordonné sont à

l’œuvre pour X0C8FD.

4.3.2.2. Comportement à l’interface eau/huile des xanthanes modifiés dans le DMSO

En ce qui concerne les xanthanes modifiés dans le DMSO, leurs propriétés à l’interface eau/huile

ont été étudiées dans un premier temps via des mesures dynamiques dans le domaine linéaire de

déformation de 22,2 à 73,5°C (phase « aller »), puis à 22,2°C uniquement après 2 heures d’équilibrage

thermique (phase « retour rapide »). Les comportements du précurseur et de X27C8FD sont indiqués

sur les figures 4-26 à 22,2°C, 42,7°C, 63,2°C et 73,5°c de la phase « aller », et 22,2°C de la phase

« retour rapide ». Pour des raisons de clarté, les autres températures ne sont pas représentées.

- 270 -


w (rad/s)

10-2 10-1 100

Gs',

Gs"

(N/m

)

10-7

10-6

10-5

10-4

10-3

w (rad/s)

10-2 10-1 100

Gs',

Gs"

(N/m

)

10-5

10-4

10-3

Gs' aller 22,2°C

Gs' aller 42,7°C

Gs' aller 63,2°C

Gs' aller 73,5°C

Gs' retour rapide 22,2°C

A B

Figures 4-26 : Evolution de Gs’ (symboles fermés) et Gs’’ (symboles ouverts) en fonction de la fréquence pour une

solution à 2 g/L de A : précurseur « désordonné ». B : X27C8FD. La légende est identique pour les deux figures.

Le comportement du précurseur est identique à celui décrit précédemment. En ce qui concerne

X27C8FD, on constate qu’en phase « aller », les valeurs des modules sont très inférieures en tout point à

ceux du précurseur. L’allure bruitée des courbes montre qu’ici également, on atteint la limite de

sensibilité du rhéomètre. Aux incertitudes près, Gs’ est inférieur à Gs

’’ sur toute la gamme de

fréquences, ce qui semble traduire un comportement interfacial de type liquide. De plus, les valeurs

des modules diminuent avec la température jusqu’à 56°C environ, puis remontent légèrement

ensuite. Lors du retour rapide à 22,2°C par contre, cette hausse des modules est beaucoup plus

marquée : pour ω = 0,1 rad/s, le module Gs’ est multiplié par 100 environ entre les deux phases. Par

ailleurs, Gs’ est supérieur à Gs

’’ sur presque l’ensemble de la gamme de fréquences : le comportement

à l’interface a évolué de liquide à gel faible suite au traitement thermique. Les valeurs des modules

restent toutefois inférieures à celles du précurseur. Cette étude confirme les observations faites en

solution : la température a un très fort impact sur l’organisation des chaînes de xanthane greffés sous

forme désordonnée à l’interface eau/huile.

- 271 -


La figure 4-27 A compare l’évolution de Gs’ à 22,2°C en rampe « aller » puis en rampe « retour

rapide » pour X19C8FD, X27C8FD et X40C8FD (pour des raisons de clarté, Gs’’ n’a pas été représenté) :

w (rad/s)

10-2 10-1 100

Gs'

(N/m

)

10-6

10-5

10-4

10-3

10-2

Gs' aller X0F8FD

Gs' aller X19C8FD

Gs' aller X27C8FD

Gs' aller X40C8FD

T (°C)

20 30 40 50 60 70

Gs'

(N/m

)10-6

10-5

10-4

10-3

Gs' aller X0C8FD

Gs' aller X11C8FD

Gs' aller X19C8FD

A B

Figures 4-27 A : Evolution de Gs’ en fonction de la fréquence à 22,2°C lors de la phase « aller » (symboles fermés)

et de la phase « retour rapide » (symboles ouverts). B : Evolution de Gs’ en phase « aller » (symboles fermés) et

en phase « retour » (symboles ouverts) à 0,1 rad/s en fonction de la température pour certains échantillons.

Pour des raisons de clarté, le module Gs’’ n’est pas indiqué.

X19C8FD a des propriétés viscoélastiques similaires à celles de X27C8FD. En effet, en rampe « aller »,

les valeurs de modules sont très faibles, et à la limite de détection du rhéomètre. En rampe « retour

rapide » par contre, le module augmente très fortement suite au traitement thermique imposé. Le

comportement de X19C8FD à 22,2°C en rampe « retour rapide » est ainsi analogue à celui du

précurseur. On remarque également que les valeurs de Gs’ de cet échantillon sont légèrement

supérieures à celles de X27C8FD. Le cycle thermique a le même impact sur les propriétés de X 40C8FD.

Toutefois, ce dernier exhibe dès l’état « natif » des propriétés interfaciales quelque peu différentes.

En effet, les valeurs des modules de cet échantillon sont bien supérieures à celles des deux autres

xanthanes. De plus, le comportement de ce polymère est quasiment identique à celui du xanthane

non greffé : les modules ont des valeurs proches et diminuent avec la température. La dépendance en

- 272 -


fréquence est également similaire. En outre, le comportement évolue de solide à liquide

viscoélastique. Au « retour » néanmoins, l’accroissement des modules est bien plus marqué que celui

du précurseur. X40C8FD exhibe un comportement de gel plus prononcé (modules plus élevés,

dépendance en fréquence plus faible) que la référence non modifiée. Le traitement thermique a un

impact très important sur les propriétés interfaciales des xanthanes greffés dans le DMSO. De plus,

cet impact est beaucoup plus marqué que dans le cas du précurseur. Par exemple, pour X19C8FD, le

module à 0,1 rad/s et 22,2°C évolue de 7*10 -6 N/m à 6,5*10-4 N/m (facteur multiplicatif de 90

environ) entre les deux cycles. Pour X27C8FD et X40C8FD, le module augmente respectivement de 1,7*10 -6

à 2,5*10-4 N/m (facteur multiplicatif de 150) ; et de 2,5*10-4 à 6*10-3 N/m (facteur multiplicatif de 24),

alors que celui du précurseur croît de 3*10 -4 à 5,8*10-4 N/m (facteur multiplicatif de 2). Il n’est

cependant pas possible de corréler la valeur de Gs’ avec la densité de greffage, que ce soit en rampe

« aller ou en rampe « retour rapide », contrairement aux xanthanes amphiphiles sous forme

ordonnée. Ce constat peut s’expliquer par le fait que les solutions comportent toujours des agrégats,

même après traitement thermique. De ce fait, les propriétés mesurées ne représentent pas

l’ensemble de l’échantillon.

La figure 4-27 B représente l’évolution de Gs’ à 0,1 rad/s en fonction de la température en phase

« aller » et « retour » pour le précurseur, X11C8FD et X19C8FD. Le cas du précurseur « désordonné » a déjà

été discuté précédemment (cf. figures 4-25). L’allure du module des échantillons modifiés lors du

chauffage est bien différente de celle du précurseur. En premier lieu, les valeurs de G s’ restent

relativement faibles et constantes à basse température. A partir d’une température critique,

différente pour chaque polymère, Gs’ augmente significativement. Cette température est d’autant

plus basse que la densité de greffage est faible. Notre hypothèse, pour expliquer ces résultats, est

celle présentée précédemment lors de l’étude des propriétés en solution : en solution, les chaînes

modifiées dans le DMSO, plus flexibles que leurs analogues « ordonnés », sont majoritairement

localisées dans des agrégats plus ou moins isolés. Elles ne forment donc pas de réseau à l’interface

eau/huile. L’augmentation de la température permet de solubiliser une fraction des chaînes, qui

- 273 -


s’adsorbent alors à l’interface. Il est probable cependant qu’une partie des macromolécules restent

insolubles après le traitement thermique, ce qui explique les propriétés interfaciales inférieures de

ces polymères par rapport à celles des xanthanes « ordonnés ». En phase « retour », les valeurs du

module augmentent progressivement avec le refroidissement, comme pour le précurseur.

Pour résumer :

Les propriétés interfaciales des xanthanes greffés dans le DMSO évoluent fortement sous l’effet

du traitement thermique appliqué sur les échantillons. Ainsi, en phase « aller », les modules mesurés

sont très faibles : les chaînes ne forment pas de réseau à l’interface eau/huile, contrairement à ce qui

est observé pour les xanthanes modifiés dans l’eau dans les mêmes conditions d’analyse. Néanmoins,

au-delà d’une température critique (variable suivant la densité de greffage du polymère), les modules

augmentent fortement lors du chauffage, ce qui indique une adsorption importante de

macromolécules à l’interface. L’hypothèse formulée pour expliquer ces résultats est la même que

celle proposée en solution : à l’état « natif », les chaînes modifiées dans le DMSO sont plus flexibles

que leurs analogues dans l’eau. Par conséquent, leur organisation en solution est contrôlée par les

interactions attractives entre les groupements hydrophobes. Ce phénomène se traduit notamment

par la formation d’agrégats de chaînes greffées, qui les empêchent de s’adsorber à l’interface.

L’augmentation de la température permet de dissocier partiellement les chaînes engagées dans ces

agrégats. Elles peuvent alors s’adsorber à l’interface, d’où la hausse des modules.

En phase « retour », la diminution de la température entraîne une hausse progressive des

modules. De plus, les propriétés interfaciales évoluent de liquide à gel faible interfacial. Cette

évolution est semblable à celle décrite dans le cas des xanthanes « ordonnés » peu greffés. Dans leur

cas, ce comportement s’explique par la renaturation partielle des chaînes adsorbées à l’interface lors

du refroidissement. Il est donc possible que le même processus s’applique pour la fraction des

chaînes, modifiées dans le DMSO, qui est dissociées des agrégats.

- 274 -


4.4. Conclusion

Les xanthanes modifiés sous forme ordonnée adoptent en solution une organisation similaire à

celle du précurseur, à savoir un réseau transitoire d’hélices majoritairement en interaction via des

liaisons hydrogène. La présence des greffons hydrophobes ne modifie pas l’organisation globale des

chaînes, contrairement à ce qui est habituellement observé pour les polymères amphiphiles. Ce

phénomène s’explique par la très forte rigidité des macromolécules greffées, qui domine la

structuration globale des chaînes au détriment des interactions hydrophobes attractives. Par

conséquent, le caractère associatif de nos polysaccharides modifiés est peu différent de celui du

précurseur : le xanthane greffé est un polymère amphiphile, mais non associatif. Par ailleurs, les

groupements hydrophobes ne modifient pas les propriétés viscoélastiques du xanthane, mais

contribuent cependant à fortement ralentir la dynamique de relaxation des chaînes, selon un

processus de « relaxation collante ». Ce phénomène confère notamment au xanthane amphiphile un

pouvoir suspensif potentiel accru. A l’interface eau/huile, nous avons démontré que la viscoélasticité

interfaciale augmentait de manière significative avec la densité de greffage. De plus, les propriétés

viscoélastiques de ces xanthanes varient fortement avec la température. Ce phénomène est lié à

deux mécanismes antagonistes, qui s’exercent conjointement : la perte de rigidité des chaînes sous

l’effet de la température, et l’adsorption des zones désordonnées et/ou amphiphiles à haute

température. Ces deux mécanismes dépendent eux-mêmes de la densité de greffage : plus le

polymère est greffé, plus sa dénaturation est incomplète. Ainsi, pour les échantillons les plus

modifiés, les contributions de la rigidité et de l’adsorption des zones désordonnées et/ou amphiphiles

sont, après traitement thermique, sensiblement identiques à celles de leur forme «native ». Au

contraire, pour les polymères les moins greffés, l’adsorption des chaînes l’emporte sur la perte de

rigidité au passage de la transition conformationnelle. Par conséquent, la viscoélasticité interfaciale

après traitement thermique découle de la transition de la forme ordonnée vers la forme désordonnée

lors du chauffage. Cette transition est elle-même dépendante de la densité de greffage.

- 275 -


Les xanthanes modifiés sous forme désordonné ont un comportement bien distinct de celui de

leurs analogues ordonnés. Ainsi, en solution à l’état « natif », ces polymères ne forment pas de

réseau. Au contraire, les chaînes ont tendance à s’agréger, au point d’entraîner une séparation de

phase macroscopique pour les polymères les plus greffés. Nous supposons, pour expliquer ces

données, que les chaînes modifiées dans le DMSO adoptent en solution une conformation plus

flexible que les xanthanes ordonnés, ce qui favorise les interactions hydrophobes entre les greffons et

la formation des agrégats. L’augmentation de la température permet de rompre partiellement les

agrégats, et les chaînes ainsi libérées peuvent alors former un réseau en solution, d’où

l’accroissement notable des propriétés viscoélastiques observées. Le comportement viscoélastique

interfaciale de ces polysaccharides est similaire à celui observé en solution, pour les mêmes raisons :

la formation d’un réseau interfacial nécessite de libérer les chaînes « piégées » dans les agrégats, ce

qui est partiellement possible via l’augmentation de la température.

Il ressort donc que les propriétés en solution des polymères amphiphiles dépendent fortement

de conformation de leurs chaînes et, par conséquent, de leur rigidité.

- 276 -







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Conclusion Générale

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L’objectif de ces travaux de thèse était de déterminer l’influence de la conformation du squelette

hydrophile sur les propriétés en solution d’un polysaccharide amphiphile. Notre choix s’est porté sur

le xanthane, car ce polysaccharide possède la caractéristique d’exister sous deux conformations

différentes en solution : une forme ordonnée hélicoïdale très rigide à température ambiante et force

ionique élevée, ou une forme désordonnée de type pelote flexible, à haute température et/ou faible

force ionique. Dans ce but, nous avons développé deux protocoles de modification nous permettant

de greffer des chaînes alkyle C8 hydrophobes sur le xanthane, sous ses deux conformations. Par la

suite, le comportement, notamment rhéologique, en solution des xanthanes amphiphiles a été

caractérisé, afin de comprendre la relation entre la conformation adoptée par les chaînes modifiées

et les propriétés observées.

Nous avons mis au point deux protocoles de modification chimique du xanthane qui permettent

de greffer des groupements hydrophobes sur ce polysaccharide, soit sous forme ordonnée, soit sous

forme désordonnée. A notre connaissance, la modification du xanthane sous cette dernière

conformation n’a pas été décrite dans la littérature. Les méthodes développées au cours de ce travail

autorisent un greffage à façon des chaînons alkyle sur le polysaccharide.

En solution, les xanthanes amphiphiles obtenus par le protocole de modification dans l’eau

adoptent une conformation hélicoïdale plus rigide que celle du précurseur. Cette rigidité gouverne

l’organisation globale des chaînes au détriment des interactions hydrophobes, contrairement à ce qui

est habituellement observé pour les polymères amphiphiles. De ce fait, l’organisation des

macromolécules modifiées en solution est similaire à celle de leur précurseur, et peut être modélisée

par un réseau transitoire d’hélices semi-rigides arrangées parallèlement les unes aux autres, et

majoritairement en interaction les unes avec les autres via des liaisons hydrogène. Les greffons

hydrophobes ne modifient pas les mécanismes de relaxation des chaînes amphiphiles, mais

ralentissent considérablement la dynamique de ces dernières. Ce phénomène est d’autant plus

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prononcé que la densité de greffage est élevée. Une autre conséquence est que les xanthanes

amphiphiles ont un caractère associatif peu différent de celui du précurseur.

A l’interface eau/huile en revanche, la présence des chaînons hydrophobes favorise l’adsorption

des chaînes modifiées à l’interface, renforçant ainsi son élasticité. Par ailleurs, les propriétés

interfaciales évoluent fortement avec la température, ce qui indique une restructuration des chaînes

adsorbées. Ce phénomène peut s’expliquer par le processus de dénaturation et renaturation partielle

des hélices amphiphiles, qui dépend notamment de la densité de greffage des échantillons. En effet,

plus le polymère est greffé, plus la dénaturation est difficile et donc incomplète, et la conformation

des chaînes dénaturées est similaire à celle des macromolécules « natives ». Ainsi, pour les xanthanes

les moins greffés, la dénaturation partielle des hélices entraîne la formation de zones désordonnées

qui s’adsorbent à l’interface eau/huile à haute température, et renforcent le caractère élastique de

cette dernière. Au contraire, pour les xanthanes les plus greffés, le processus de dénaturation est très

incomplet, voire nul. Les propriétés interfaciales avant et après cycle thermique sont identiques, car

le traitement thermique appliqué ne modifie pas l’organisation globale des chaînes modifiées. Pour

les xanthanes modifiés à densité de greffage intermédiaire, l’évolution des propriétés rhéologiques

avec la température dépend de la compétition entre la perte de rigidité des chaînes, liée à la

dénaturation partielle du système, et l’adsorption à l’interface des zones greffées, qui est favorisée

par le gain de flexibilité. Il ressort de cette étude que les xanthanes amphiphiles sous forme

ordonnée, du fait de leurs propriétés interfaciales spécifiques, peuvent avoir des applications

potentielles dans la stabilisation d’interface de type émulsion.

Les xanthanes greffés dans le DMSO présentent des comportements viscoélastiques en solution

et à l’interface très différents de ceux du précurseur et des xanthanes amphiphiles sous forme

ordonnée. En premier lieu, les solutions de ces polysaccharides ne sont pas homogènes, mais

comportent de nombreux agrégats plus ou moins isolés. De plus, l’évolution du comportement

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viscoélastique, en solution ou à l’interface eau/huile, de ces polymères sous l’effet de la température

se distingue également de celui des xanthanes « ordonnés » : les propriétés viscoélastiques

augmentent fortement au-delà d’une température critique, qui croît avec la densité de greffage. Il

ressort donc que l’organisation des chaînes modifiées dans le DMSO, en solution ou dans l’eau, est

très différente de celle des xanthanes « ordonnés ». Notre hypothèse, pour expliquer ces résultats,

est que ces macromolécules adoptent en solution une conformation plus flexible que celle des

chaînes ordonnées, ce qui favorise les interactions hydrophobes et la formation d’agrégats. La hausse

de température permet de rompre partiellement ces agrégats, et les chaînes ainsi libérées peuvent

alors former un réseau en solution ou à l’interface eau/huile.

En conclusion, les propriétés rhéologiques, en solution ou à l’interface eau/huile, des xanthanes

amphiphiles diffèrent fortement suivant le protocole de modification du polymère. Cette différence

est liée à la conformation des chaînes en solution : les chaînes amphiphiles « ordonnées » adoptent

une conformation hélicoïdale rigide, et les macromolécules « désordonnées » une forme beaucoup

plus flexible. Dans le premier cas, la rigidité des chaînes, gouvernée par les interactions hydrogène,

impose l’organisation globale du système. Dans le second cas, l’organisation des macromolécules est

régie par les interactions attractives entre les groupements hydrophobes. La conformation du

squelette hydrophile influence donc fortement les propriétés en solution du xanthane amphiphile.

Il faut toutefois rappeler que les résultats concernant les polysaccharides modifiés dans le DMSO

sont, à ce jour, préliminaires. Des analyses supplémentaires sont nécessaires pour confirmer les

observations faites. En particulier, la présence d’agrégats, même après traitement thermique, n’a pas

permis d’accéder au comportement « réel » de ces échantillons. Il serait donc intéressant de

déterminer les conditions opératoires optimales pour éliminer ces agrégats. Les paramètres pouvant

être étudiés sont la température, la cinétique de la rampe de chauffage, la densité de greffage ou

d’autres voies de solubilisation. Par ailleurs, les polymères modifiés dans le DMSO comportent de

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nombreux sous-produits greffés sur les chaînes. A ce jour, nous ignorons l’impact de ces impuretés

sur le comportement rhéologiques de ces systèmes. Une optimisation du procédé de modification

dans le DMSO peut être envisagée pour éclaircir la contribution de ces dérivés sur les propriétés des

xanthanes « désordonnés ». En outre, nos travaux montrent que le comportement rhéologique des

xanthanes « ordonnés » greffés par des chaînons alkyle C8 est essentiellement contrôlé par la rigidité

du squelette hydrophile. Il serait intéressant de déterminer si cette situation est toujours valable pour

les échantillons les plus greffés, ou s’il n’existe pas une densité de greffage critique à partir de

laquelle les interactions hydrophobes contrôlent l’organisation globale des chaînes. Par un

raisonnement analogue, on peut également s’interroger sur l’influence de la longueur des

groupements hydrophobes greffés sur le comportement du xanthane amphiphile. Dans ce but, on

pourrait envisager d’adapter le protocole de modification développé dans l’eau afin d’allonger la

longueur des greffons, et notamment de travailler en cosolvant, puis d’étudier les propriétés

rhéologiques des polymères ainsi obtenus.

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Résumé :

Les polysaccharides amphiphilespossèdent des propriétés rhéologiques etinterfaciales singulières dues aux interactionsattractives entres les groupementshydrophobes greffés le long du squelettehydrophile. Leurs propriétés sont modulablessuivant certains paramètres bien identifiés(nature des groupements hydrophobes,densité de greffage, etc.). Néanmoins, peud’études s’intéressent à l’impact de laconformation du squelette sur lecomportement de ces systèmes. L’objectif dece mémoire est de déterminer l’influence de larigidité du squelette sur les propriétés ensolution d’un polysaccharide amphiphile àbase de xanthane. En solution, ce polymèrepeut adopter deux conformations distinctessuivant les conditions opératoires : une formeordonnée hélicoïdale rigide ou une formedésordonnée de type pelote flexible. Deuxprotocoles de greffage ont été développés afinde modifier le xanthane sous ces deux formes.Les xanthanes greffés sous forme ordonnéeconservent une conformation hélicoïdalerigide, qui gouverne l’organisation globale desmacromolécules. Au contraire, pour lespolymères greffés sous forme désordonnée,l’organisation des chaînes est principalementcontrôlée par les interactions attractives entreles groupements hydrophobes.

Mots-clefs : xanthane, polysaccharideamphiphile, conformation, modificationchimique, rhéologie.

Abstract:

Hydrophobically modified polysaccharidesshow unusual rheological and interfacialproperties in solution due to the self-association of hydrophobic entities graftedonto their hydrophilic backbone. Theirproperties are tunable according to some well-known parameters, such as the length of thehydrophobic moieties or the grafting density.However, very few studies deal with theinfluence of the backbone conformation onthe properties of such systems in solution.Therefore, the objective of this work is todetermine the impact of the backbone rigidityon the behavior of an amphiphilicpolysaccharide based on xanthan. Indeed, insolution, this polymer can adopt two differentconformations depending on the experimentalconditions: an ordered, rigid helix or adisordered, flexible coil. Hydrophobic moietieshave been grafted on xanthan either under itsordered and disordered conformation. Chainsmodified under the ordered conformationremain ordered and rigid after grafting and theoverall properties are controlled by the highrigidity of the polymer backbone. On thecontrary, macromolecules grafted under thedisordered form show a more flexibleconformation in solution. As a result, theorganization of these derivatives is mainlycontrolled by the attractive interactionsbetween the grafted moieties.

Key words: xanthan, amphiphilicpolysaccharide, conformation, chemicalmodification, rheology.

Documents

Synthèse et caractérisation de dérivés amphiphiles du xanthane