ES2285130T3

ES2285130T3 - Polimero lineal de bloques.

Info

Publication number: ES2285130T3
Application number: ES03733793T
Authority: ES
Inventors: Katrin Gisselfalt
Original assignee: Artimplant AB
Current assignee: Artimplant AB
Priority date: 2002-06-20
Filing date: 2003-06-23
Publication date: 2007-11-16
Anticipated expiration: 2023-06-23
Also published as: WO2004000904A1; US20060063909A1; SE0201948D0; SE526106C2; AU2003239077A1; DE60313169D1; SE0201948L; JP4287370B2; JP2005535739A; CN1289563C; CN1668663A; EP1516003A1; AU2003239077B2; DE60313169T2; EP1516003B1; ATE359308T1

Abstract

Polímero lineal de bloques de acuerdo con la Fórmula (1) (Ver fórmula) en la que: R1 se obtiene a partir de una diamina, por ejemplo, etilen diamina, 1, 2-diamino propano ó 1, 3-diamino propano; R2 se obtiene a partir de un diisocianato aromático; R3 se obtiene a partir de un éster-diol;R4 se obtiene a partir de la dibutil amina o de la etanolamina; en la que 0 < Y < 4 Y Z > 8, caracterizado porque, los monómeros a partir de los cuales se obtienen R2 y R3 se añaden en tales cantidades que la relación molar entre R2 y R3 sea superior a 2:1.

Description

Polímero lineal de bloques.

Campo técnico

La invención se refiere a un polímero lineal de bloques, a diversas preparaciones obtenidas a partir de dicho polímero lineal de bloques, y a un implante que comprende el polímero lineal de bloques.

Técnica anterior

Ciertas heridas en el tejido blando del cuerpo no cicatrizan por sí mismas. Un ejemplo de una herida tal son las heridas en el menisco, heridas que son comunes en ciertos atletas. Cuando se producía una herida de este tipo, la parte herida se separaba a menudo, lo que da lugar a funciones corporales reducidas. Esto significaba a menudo el fin de la carrera del atleta. Una carga elevada continuada sobre una rodilla sin un menisco da lugar al desgaste del esqueleto sobre las superficies de apoyo, con daños permanentes como una probable consecuencia.

Otro tejido que está asociado a menudo con las heridas de los atletas es el ligamento anterior cruzado (ACL), el primero y más importante estabilizador de la rodilla. El continuar con la práctica de ciertos deportes después de haberse dañado los ligamentos cruzados está asociado a menudo con riesgos más elevados de daños en el esqueleto.

Ya en la década de 1960 se efectuaron intentos para reemplazar los ligamentos heridos con implantes artificiales. Los materiales usados para los ligamentos artificiales eran por ejemplo poli(tetrafluoroetileno) poli(tereftalato de etileno), polipropileno, polietileno y fibras de carbono.

Desafortunadamente, estos primeros implantes exhibían un cierto número de inconvenientes. Entre otras cosas, tenía lugar el alargamiento y rotura irreversible de los implantes. El módulo de Young de los materiales anteriormente mencionados es a menudo demasiado elevado para que los materiales funcionen bien como implantes que son un reemplazo del ligamento anterior cruzado.

Además, se deseaba disponer de un material en el implante que fuera biocompatible y biodegradable en el sentido de que él estimulara el crecimiento en el tejido herido mientras que él mismo se degradaba. Así, se provocaba el recrecimiento del tejido herido y se sustituía la función corporal a medida que se deterioraba el implante. Los materiales antes mencionados no satisfacían estos criterios.

En el Documento SE, 505 703, C2, se describe un material para su uso en los implantes, que es biocompatible y biodegradable. El material descrito es un polímero lineal de bloques que comprende grupos de urea y de uretano, el cual polímero exhibe un peso molecular de al menos 10^{4} Dalton.

Mientras que un implante que comprende el material descrito ha funcionado satisfactoriamente, existen numerosos parámetros biológicos y mecánicos que deben satisfacer un material para su uso en un implante biodegradable.

Se requiere una elevada resistencia inicial del implante para prevenir la rotura del implante antes de que el tejido corporal haya sido capaz de su recrecimiento y de sustituir la función corporal. Una degradación paso a paso del material es esencial para inducir el recrecimiento del tejido corporal. La velocidad de la degradación se debe equilibrar para obtener el recrecimiento óptimo del tejido. Las propiedades mecánicas del implante deberían ser las que se correspondan con las del tejido corporal que se va a reemplazar de tal manera que se consiga la función corporal normal tan pronto como sea posible durante la cicatrización.

Así, existe todavía una necesidad de optimizar las propiedades mecánicas y la velocidad de la degradación para que un material sea adecuado para su uso en un implante.

Descripción de la invención

Los problemas anteriores se resuelven mediante la presente invención a través de la fabricación de un polímero lineal de bloques de acuerdo con la Fórmula (1)

1

en la que:

R1 se obtiene a partir de una diamina, por ejemplo etilen diamina, 1,2-diamino propano ó 1,3-diamino propano;

R2 se obtiene a partir de un diisocianato aromático;

R3 se obtiene a partir de un éster-diol;

R4 se obtiene a partir de la dibutil amina o de la etanolamina;

en la que 0 < y < 4 y z > 8,

los monómeros a partir de los cuales se obtienen R2 y R3 se añaden en tales cantidades que la relación molar entre R2 y R3 sea superior a 2:1. Esto es, el número de moles del monómero añadido a partir del cual se obtiene R2, es más de dos veces el número de moles del monómero a partir del cual se obtiene R3. Como se describe en los ejemplos más adelante, se añade más de dos veces la cantidad de isocianato que la de éster-diol durante el procedimiento de polimerización.

A través de la presente invención, se obtiene un polímero que está más optimizado en lo que respecta a las propiedades mecánicas y de degradación en comparación con los de la técnica anterior. El material obtenido a través de la presente invención se puede preparar más rígido. Se consigue también que tenga una velocidad de degradación más baja. Esto es, la degradación es más lenta. En otras palabras, la resistencia del material decrece de manera más lenta que lo haría en el caso de los materiales convencionales. Cuánto de lenta o de rápida es la degradación, depende de los monómeros elegidos como materiales de partida.

De acuerdo con una realización de la invención, R1 se obtiene a partir de la etilen diamina, 1,3-diamino propano, 1,2-diamino propano, 1,4-diamino butano, 1,5-diamino pentano, ó 1,6-diamino hexano.

De acuerdo con una realización de la invención, R2 se obtiene a partir de 4,4'-difenil metano isocianato, naftalen diisocianato, o toluen diisocianato.

De acuerdo con una realización de la invención, R3 se obtiene a partir de poli(caprolactona diol), poli(adipato de dietilen glicol) o poli(pimelato de pentano diol).

Los diferentes monómeros elegidos para R1 y R2 se pueden combinar libremente dentro de los límites de la invención.

De acuerdo con la invención, el polímero lineal de bloques se puede hilar en una fibra. Las fibras se pueden producir mediante un procedimiento de hilado en húmedo descrito en "Gisselfalt, K; Flodin, P. Macromol. Symp. 1988, 130, 103-111".

Preferiblemente, las fibras producidas a partir del polímero lineal de bloques descrito anteriormente exhiben una resistencia específica de al menos 0,1 N/Tex, y más preferiblemente por encima de 0,2 N/Tex. Las fibras exhiben una elevada rigidez bajo carga. Debido a ese hecho, un implante fabricado a partir de las fibras puede obtener una rigidez bajo carga que hace que el implante funcione muy bien como un reemplazo para el tejido corporal herido. Para algunos implantes, es deseable que el alargamiento a rotura no sea demasiado elevado. Las fibras de poliuretano convencionales del tipo Spandex, tales como la Lycra, exhiben a menudo un alargamiento a rotura demasiado elevado. Una fibra producida a partir del polímero lineal de bloques de acuerdo con la invención exhibe preferiblemente un alargamiento a rotura que está por debajo del 100%.

El polímero lineal de bloques de acuerdo con la invención se puede usar en diferentes formas, dependiendo de su uso. Los ejemplos de formas adecuadas incluyen las fibras, las espumas y las películas. Otros ejemplos los constituyen las películas porosas o el material polimérico poroso.

Las películas porosas se describen en la Patente Sueca Nº SE, C2, 514 064, que se incorpora por la presente en su totalidad. Además, los materiales de películas porosas se describen en la Solicitud de Patente Sueca Nº SE, A, 0004856-1, que se incorpora por la presente en su totalidad. La patente SE, A, 0004856-1 describe un método para la fabricación de un material polimérico poroso abierto.

La invención se refiere además a un implante para su implantación en el cuerpo humano o de los animales, el cual implante comprende un polímero lineal de bloques de acuerdo con la invención.

Ejemplos Ejemplo 1

200 g (0,8 mol) de 4,4'-difenilmetano diisocianato (MDI) se pesó en un matraz provisto de reborde. Se aplicó nitrógeno y el MDI se fundió lentamente a 50ºC. Se pesó 202 g (0,38 mol) de poli(caprolactona diol) (PCL) en un embudo cuentagotas y se añadió durante una agitación lenta, gota a gota, al MDI fundido. T = 50-60ºC.

Se disolvió 24,6 g del prepolímero obtenido bajo gas nitrógeno en aproximadamente 127,6 ml de dimetil formamida. Se pesó 1,84 g (24,8 mmol) de 1,3-diamino propano y 0,13 g (1,0 mmol) de diamino butano en un vaso de precipitados y se añadió junto con 38,3 ml de DMF, al prepolímero disuelto durante una agitación fuerte. Se obtuvo una disolución transparente y viscosa en cuestión de segundos. M_{máximo} = 102.000 g/mol por comparación con PEO en DMF + 0,5% de LiCl.

Ejemplo 2

Se fabricó un prepolímero de acuerdo con el Ejemplo 1, pero con la modificación de que 1075,9 g (2,03 mol) de PCL se mezcló con 1035,2 g (4,14 mol) de MDI. 20,34 g del prepolímero obtenido se disolvió bajo gas nitrógeno en 84,3 ml de dimetil formamida (DMF). En la etapa de extensión de la cadena se usó 19,8 mmol de 1,3-diamino propano, 0,51 mmol de diamino butano y 21,1 ml de DMF. Se obtuvo una disolución transparente y viscosa en cuestión de segundos. M_{máximo} = 106.000 g/mol por comparación con PEO en DMF + 0,5% de LiCl.

Ejemplo 3

Se disolvió 23,94 g del prepolímero del Ejemplo 2 en 101,7 ml de DMF. En la etapa de extensión de la cadena se usó 23,8 mmol de 1,5-diamino pentano, 0,9 mmol de diamino butano y 25,5 ml de DMF. Se obtuvo una disolución transparente y viscosa en cuestión de segundos. M_{máximo} = 106.000 g/mol por comparación con PEO en DMF + 0,5% de LiCl.

Ejemplo 4

Se fabricó un prepolímero de acuerdo con el Ejemplo 1, con la modificación de que 1048,7 g (1,98 mol) de PCL se mezcló con 1041,2 g (4,06 mol) de MDI. 18,96 g del prepolímero así obtenido se disolvió bajo gas nitrógeno en 68,2 ml de dimetil formamida (DMF). En la etapa de extensión de la cadena se usó 17,7 mmol de 1,2-diamino propano, 3,1 mmol de diamino butano y 29 ml de DMF. Se obtuvo una disolución transparente y viscosa en cuestión de segundos. M_{máximo} = 25.000 g/mol por comparación con PEO en DMF + 0,5% de LiCl.

Ejemplo 5

Se disolvió 27,18 g del prepolímero del Ejemplo 1 bajo nitrógeno en 104 ml de dimetil formamida (DMF) y se añadió 1,23 g de MDI. En la etapa de extensión de la cadena se usó 31,9 mmol de 1,3-diamino pentano, 1,3 mmol de diamino butano y 44,6 ml de DMF. Se obtuvo una disolución transparente y viscosa en cuestión de segundos. M_{máximo} = 86.000 g/mol por comparación con PEO en DMF + 0,5% de LiCl.

Medidas del peso molecular

El peso molecular de los polímeros obtenidos a partir de los ejemplos anteriores se midió mediante cromatografía de exclusión por tamaño (SEC), con un Módulo de Separaciones Waters 2690 provisto con un detector de sistema de fotodiodos Waters 996 y un detector mediante índice de refracción Waters 2410. Se operaron consecutivamente dos columnas de Stiragel, HT6E y HT3, con un caudal de 1 ml/minuto de dimetil formamida (DMF) que comprende 0,005 g de LiCl/l. El tiempo de retención se transformó en el peso molecular medio (M_{máximo}), con el uso de poli(óxido de etileno) como patrón.

Hilado de la fibra

De una manera breve, el procedimiento de hilado de la fibra comprende las etapas de: la disolución polimérica se extruye a través de una tobera para hilar en un baño de coagulación que contiene agua caliente; en un segundo baño de agua, la fibra se estira; la fibra se enrolla sobre una bobina, la cual se permite secar.

Las propiedades mecanicas de la fibra

Se midieron las propiedades mecánicas de la fibra hilada. El resultado se muestra en la tabla a continuación.

2

Ensayos de degradación

La degradación controlada del polímero en una manera que permita la reparación y/o el crecimiento hacia dentro del tejido corporal es de gran importancia. Las circunstancias de la degradación para el polímero lineal de bloques de la invención se estudiaron en una disolución de fosfato tamponada que tiene un pH de 7,4. La temperatura se mantuvo a 77ºC. Durante el tiempo de la degradación, se midieron las propiedades mecánicas del polímero.

3

Descripción adicional de la invención

En la presente memoria descriptiva se describe la síntesis, el hilado en húmedo, el ensayo mecánico y la degradación de los poli(uretanos urea) (PUUR) previstos para su uso clínico en la reconstrucción del ligamento anterior cruzado (ACL). Se investigaron los efectos de la composición química del segmento blando y el peso molecular, y la clase del agente de extensión de cadena sobre las propiedades del material. Se encontró que las fibras preparadas a partir de PUUR con poli(caprolactona diol) (PCL 530) como segmento blando y MDI/1,3-DAP como segmento duro, el (PCL 530-3), tienen elevada resistencia a la tracción y módulo elevado, y cuando se degradan conservan su resistencia a la tracción durante el tiempo demandado por la aplicación. En conclusión, desde un punto de vista químico y mecánico las fibras PUUR de PCL 530-3, ARTELON^{TM}, son adecuadas para el diseño de un dispositivo ACL degradable.

Introducción

Las heridas del ligamento en la articulación de la rodilla están entre las heridas deportivas más comunes. Las roturas del ligamento anterior cruzado (ACL), el primero y el más importante estabilizador de la rodilla^{3}, son las heridas graves del ligamento más comunes. En la década de 1960 se efectuaron^{4} las primeras reconstrucciones del ACL con materiales sintéticos. La introducción de las prótesis del ligamento generó mucho interés debido a que ello ofrecía el beneficio de una pronta recuperación y de una rápida rehabilitación^{5}. En tanto que los primeros resultados fueron prometedores, los resultados a largo plazo fueron decepcionantes. Se informaron de una serie de problemas, que incluían el alargamiento irreversible, la rotura y la formación de restos desgastados.

Los materiales usados para estos dispositivos protésicos o bandas de refuerzo del ligamento eran por ejemplo poli(tetrafluoroetileno) poli(tereftalato de etileno),^{1,4,6-9} polipropileno, polietileno, fibras de carbono^{10} y polidioxanona^{11}. Las propiedades comunes de estos materiales son un módulo elástico demasiado elevado en comparación con el del ACL original y una deformación permanente después de repetidas cargas debido a su comportamiento no elástico.

Materiales con comportamiento y módulo elástico por encima del nivel del caucho se pueden encontrar entre los copolímeros multibloques. Los poli(uretano urea) (PUUR) son copolímeros multibloques que combinan unas excelentes propiedades mecánicas con una documentada compatibilidad^{12,13} con la sangre. Estas propiedades han favorecido el uso y desarrollo de los PUUR como biomateriales, particularmente como productos para aplicaciones en sangre^{14-17}.

Los PUUR se preparan a partir de segmentos blandos basados en poliéter o poliéster y segmentos duros basados en la reacción de diisocianato y un agente de extensión de cadena de diamina. Debido a la incompatibilidad termodinámica entre los dos segmentos, los PUUR experimentan una separación en micro-fases que da lugar a la estructura heterogénea separada en fases que se puede considerar como dominios de segmentos duros dispersados en una matriz de segmentos blandos. Las diversas propiedades físicas del material tales como la resistencia, módulo, y elasticidad están estrechamente correlacionadas con la estructura de los dominios y con la interacción entre los segmentos dentro del dominio. Mediante el ajuste de la naturaleza química y de las cantidades respectivas de reactivos, es posible obtener una amplia gama de materiales con propiedades diferentes. Así, los materiales se pueden fabricar a medida para las diversas aplicaciones.

En el diseño de un dispositivo degradable para la reconstrucción del ligamento anterior cruzado (ACL), ya sea una verdadera prótesis o un dispositivo de acrecentamiento, se deben cumplir muchos criterios biológicos y mecánicos. Se necesita una elevada resistencia inicial para prevenir la rotura mecánica del implante con anterioridad al crecimiento hacia dentro del tejido. Además, se requiere una velocidad de degradación moderada para inducir el crecimiento hacia dentro del tejido constituido^{19}. Si la degradación es demasiado rápida, el tejido receptor puede estar expuesto a tensiones que sean demasiado grandes, lo que da lugar a su rotura. Por otra parte, si la degradación es demasiado lenta, se pude producir la protección de la tensión^{19}. Así, un material nuevo para la reconstrucción del ACL debería ser 1) compatible con los tejidos circundantes y permitir el crecimiento hacia dentro celular 2) se pretende que sea mecánicamente similar al ACL original 3) degradable, pero conservando al menos un 50% de su resistencia y rigidez bajo carga durante al menos 9-12 meses. Una vía posible de cumplimentar estos requerimientos es el uso de una composición textil preparada de fibras PUUR degradables. Así, el objetivo se dirige a la preparación de fibras PUUR adecuadas para el diseño de un dispositivo ACL degradable. Las fibras PUUR preparadas previamente del tipo Spandex, por ejemplo Lycra, son insatisfactorias para su uso como ligamentos. En particular, su módulo elástico es demasiado bajo y ellas no son degradables.

En esta memoria descriptiva se muestra la síntesis, el hilado en húmedo, las propiedades mecánicas y la degradación de un cierto número de fibras PUUR. Se investigan los efectos de la composición química de los segmentos blandos y el contenido y la clase de agente de extensión de cadena de diamina sobre las propiedades del material.

Sección experimental

Materiales. Los poli(caprolactona dioles) (PCL) M_{n} = 530 g/mol) y (M_{n} = 1250, 2000 g/mol) se obtuvieron de Solvay y Aldrich, respectivamente. El ácido adípico, dietilen glicol, di-n-butilamina, etilen diamina (EDA), 1,2-diamino propano (1,2-DAP), 1,3-diamino propano (1,3-DAP), 1,4-diamino butano (1,4-DAB), 1,5-diamino pentano (1,5-DAPe), 1,6-diamino hexano (1,6-DAH) y el cloruro de litio (LiCl) se compraron de Fluka. El 4,4'-difenilmetano diisocianato (MDI) fue suministrado por Bayer AB. La N,N-dimetilformamida (DMF) del 99,8% y el tolueno del 99,8% se obtuvieron de Labscan.

Síntesis del poliéster. Los poliésteres hidroxitelequélicos se sintetizaron a partir de ácido adípico y dietilen glicol con un catalizador ácido hasta que el índice de acidez era < 2 según se determina mediante valoración de partes alícuotas con KOH 0,1 molar en etanol. La separación de agua para conducir la reacción a una velocidad razonable se consiguió mediante destilación azeotrópica con tolueno. Se usaron en el presente estudio tres productos con índices de hidroxilo de 56 (M_{n} = 2000 g/mol), 112 (M_{n} = 1000 g/mol) y 223 (M_{n} = 500 g/mol), respectivamente, según se determina de acuerdo con ASTM D 4274-94.

Polimerización. Los PUUR^{20} se sintetizaron mediante un método en dos etapas descrito hace tiempo^{21}. En la primera etapa se forma un prepolímero. El poliéster diol se añadió lentamente al 4,4'-difenilmetano diisocianato (MDI) (NCO: OH = 2,05:1) en masa a 50ºC en una atmósfera de N_{2} seco. El contenido en isocianato se determinó mediante hacer reaccionar el prepolímero con un exceso de di-n-butil amina en tolueno. Después de que se terminó la reacción, el exceso de di-n-butil amina se determino mediante valoración por retroceso con ácido clorhídrico estándar.

En la segunda etapa una disolución diluida de agente de extensión de cadena de diamina y de agente de terminación de cadena de monoamina se añadió rápidamente a una disolución de prepolímero en DMF (20% en peso) bajo una intensa agitación a 20ºC. La relación molar de NCO: NH_{2} era de 1:1 con 2% de monoamina. El contenido final de polímero era del 18% en peso. Las composiciones químicas de los diversos PUUR se pueden apreciar en la Tabla 1.

Hilado de la fibra. Las fibras se prepararon mediante un procedimiento^{21} de hilado en húmedo (equipo procedente de Bradford University Research limited, Bradford, Inglaterra). La disolución de polímero se dosificó a través de una tobera para hilar (120 agujeros, \diameter 80 \mum) sumergida en un baño de coagulación que contiene agua. En un segundo baño de agua se estiró el haz de fibras después de lo cual la fibra multifilamento se recogió en una bobina. La temperatura en los baños de agua se varió desde 20 a 80ºC para obtener una relación de estirado tan elevada como sea posible. Las bobinas con las fibras se enjuagaron en agua del grifo corriente durante la noche y se secaron a la temperatura ambiente. Para cada baño de fibras se determinaron la densidad lineal, la resistencia a la tracción, la rigidez bajo carga y el alargamiento a rotura.

Producción de la banda. Las fibras multifilamentos hiladas en húmedo se convirtieron mediante doblado y ligera torsión en un hilo grueso, el cual se usó como las hebras de la urdimbre. Las bandas se tejieron sobre un telar de aguja de tejido tupido (tipo FX2/65, Mageba Textilmaschinen Vertriebs GMBH, Alemania) con baja tensión de trama en tejidos de tafetán para utilizar tanto como sea posible la resistencia del hilo combinada con una buena estabilidad.

Medidas de la densidad. La densidad de las fibras se midió con un Picnómetro Multivolumen Micrometrics 1305.

Medidas de la porosidad. Los tamaños de poros y las distribuciones del tamaño de poros de las bandas tejidas se midieron mediante porosimetría de mercurio, Micrometrics AutoPore III 9410.

Degradación del polímero. Muestras de las fibras y de las bandas se colocaron en viales con un gran exceso de disolución tampón de fosfato 0,06 M de pH 7,4 (Na_{2}HPO_{4} y KH_{2}PO_{4}^{22}. Los viales sellados se colocaron en estufas provistas de termostatos a 37ºC y 77ºC. A intervalos se abrieron los viales y se recogieron partes alícuotas de material. Se investigó los cambios en el peso molecular y la pérdida de la resistencia a la tracción.

Cromatografía de exclusión por tamaño (SEC). La cromatografía de exclusión por tamaño (SEC) se efectuó con un Módulo de Separaciones Waters 2690 equipado con un detector de sistema de fotodiodos Waters 996 y un detector mediante índice de refracción Waters 2410. Se operaron en serie dos columnas de Stiragel, HT6E y HT3, a un caudal de 1 ml/minuto en DMF que contiene 0,5% (peso/volumen) de LiCl para prevenir la agregación. Los tiempos de retención se convirtieron en los pesos moleculares aparentes, usando patrones de poli(óxido de etileno).

Medidas de la densidad lineal. La densidad lineal de las fibras se determinó mediante pesar una longitud conocida de fibra, típicamente 100 m, y se presenta en tex. La unidad tex se define como g/1000 m.

Ensayos mecánicos. Después de equilibrar con agua a 20ºC durante 30 minutos, las fibras multifilamentos y las bandas tejidas se ensayaron en estado húmedo en un aparato de ensayo de la tracción (UT 350/5 LS Universal Testing machine SDL International Ltd. Stockport). La velocidad constante de extensión era de 900 mm/minuto y las longitudes de las muestras eran de 100 mm para las fibras y de 30 mm para las bandas tejidas.

Calorimetría diferencial de barrido (DSC). El análisis térmico se realizó sobre un aparato Perkin-Elmer Pyris1. La velocidad de calentamiento era de 10ºC/min sobre un intervalo de temperatura de -100 a 150ºC. La muestra se enfrió a -100ºC y a continuación se efectuó una segunda operación. Se determinaron las temperaturas de transición vítrea a partir del segundo barrido.

Resultados y discusión

Polimerización. En un primer estudio, los PUUR se sintetizaron usando poli(adipato de dietilen glicol) (PDEA) o poli(caprolactona diol) (PCL), con diferentes pesos moleculares como segmentos blandos, y MDI y EDA como agentes de extensión de cadena (Tabla 1). La longitud del segmento blando se alteró mediante cambio del peso molecular del poliéster diol mientras que la longitud de cadena del bloque duro permaneció sin cambiar. Sin embargo, se producía una distribución de las longitudes de los bloques duros como una consecuencia de la relación estequiométrica en la etapa de prepolimerización^{23}. A medida que el segmento blando se acortaba desde 2000 g/mol a 500 g/mol el contenido del bloque duro se incrementaba desde 23% en peso a 55%. Un efecto inmediato era que la solubilidad en DMF decreció con el incremento del contenido en bloque duro, lo que da lugar a turbidez y gelificación unos pocos minutos después de la extensión de cadena.

Se preparó otra serie de PUUR usando PCL 530 como segmento blando, MDI y seis diferentes diaminas alifáticas como agentes de extensión de la cadena (Tabla 1).

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(Tabla pasa a página siguiente)

TABLA 1 Composición y solubilidad de los PUUR

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Las diferentes estructuras de los agentes de extensión de cadena afectaron a la solubilidad del polímero en DMF. Estos PUUR tienen casi la misma relación duro/blando y muestran una solubilidad en el orden 1,2-DAP > 1,3-DAP > 1,5-DAPe > 1,6-DAH > 1,4-DAB > EDA. En las reacciones todas las diaminas excepto la 1,2 y la 1,3-DAP dieron lugar a disoluciones turbias a los 5-20 minutos después de la extensión de cadena. Después de todavía algún tiempo se formaron geles quebradizos. El 1,3-DAP formó disoluciones de polímero transparentes, pero las mismas se volvían turbias y gelificadas después de unos pocos días. Las disoluciones de PCL 530-2Me permanecieron transparentes durante al menos un año. Esta es la diferencia más evidente entre el 1,2-DAP y los otros cinco agentes de extensión de cadena y se explica en términos de un enlace de hidrógeno menos eficaz debido a los efectos estéricos del grupo metilo colgante. Una conducta similar se ha observado en los sistemas PUUR extendidos de cadena con diaminas aromáticas con sustituyentes que incrementan los efectos estéricos^{24}.

Las solubilidades más bajas de los otros PUUR dependen probablemente de la influencia de la estructura de urea sobre el comportamiento de la asociación. Las disoluciones de PUUR con número par de grupos metileno en el agente de extensión de cadena se volvieron turbias muy pronto mientras que las que tenían un número impar permanecieron transparentes durante períodos de tiempo más prolongados. Resultados similares se obtuvieron por Joel y colaboradores^{25}, quien estudió los efectos impar-par de diversas estructuras de urea de los PUUR sobre las propiedades de la disolución en DMF. Encontraron que la viscosidad de las disoluciones con un número impar de grupos metileno era independiente del tiempo, mientras que la de las disoluciones con un número par mostraban turbidez y un drástico incremento en la viscosidad con el tiempo seguido de su gelificación. La turbidez se explicaba mediante la formación de una concentración más elevada de reticulaciones físicas causadas mediante enlace de hidrógeno dentro de los dominios del bloque duro^{26}. El procedimiento de disolución se llega a restringir si los dominios del segmento duro están dispuestos perfectamente y forman una red físicamente reticulada. Así, la buena solubilidad de PCL 530-3 se puede explicar mediante un grado más bajo de formación de enlaces de hidrógeno en comparación con otros agentes de extensión de cadena.

Un requerimiento para la capacidad de ser hilado es que el polímero sea soluble. El disolvente, DMF, debe prevenir la gelificación debida a la interacción del segmento duro antes del hilado, pero la solubilidad de los PUUR en DMF es mala. Mediante la adición de LiCl (0,07 g de LiCl/g de disolución de polímero) a las disoluciones de polímero se puede separar la turbidez y se puede prevenir la gelificación^{25}. La solubilidad incrementada se basa en la destrucción de los enlaces de hidrógeno entre las cadenas y en un bloqueo simultáneo de las posiciones del aceptor debido a la favorecida formación de un complejo entre el Li y el oxígeno del grupo carbonilo^{27}.

Hilado de la fibra. Las fibras se forman en un procedimiento de hilado en húmedo. En la primera etapa se produce la precipitación y el disolvente se difunde fuera del material extruido dentro del baño, y el no disolvente se difunde desde el baño dentro del material extruido. La velocidad de coagulación tiene un profundo efecto sobre las propiedades del hilo. Las variables importantes del procedimiento son por ejemplo la concentración y la temperatura de la disolución de hilado, y la concentración y temperatura del baño de coagulación.

La temperatura de las disoluciones de hilado se mantuvo dentro de 20-25ºC y la concentración de polímero era del 18% en peso. No se pudo apreciar ninguna correlación entre el contenido en polímero y las propiedades de tracción. Sin embargo, una viscosidad de la disolución de hilado de más de 1 Pas era necesaria para ser capaz de obtener un procedimiento de hilado estable.

La temperatura del baño de coagulación se encontró que era de gran importancia. La velocidad de coagulación de los PUUR que se produce cuando la disolución de polímero se extruye dentro del agua depende de la temperatura de coagulación e influencia tanto la morfología de la fibra sin estirar como las propiedades finales de la fibra. La temperatura del baño de hilado adecuada para los PUUR a base de PDEA era de aproximadamente 20ºC (Tabla 2). A temperaturas más elevadas el polímero quedó adherido a la tobera de hilar. Por contraste los PUUR a base de PCL parecían ser más fáciles de hilar a la temperatura mas elevada (Tabla 2). Esta diferencia entre los dos poliésteres se puede deber a su diferencia en la hidrofilicidad^{28}.

En el segundo baño de agua el haz de fibras se estira para obtener la orientación molecular de la cadena y mejorar de este modo las propiedades mecánicas. Cuánto más elevada sea la relación de estirado, más bajo será el alargamiento y la rigidez bajo carga y más fuerte será la fibra.

El efecto de la relación de estirado sobre las propiedades de tracción para PCL 530-3 se muestra en la Figura 1.

Figura 1 Diagramas del ensayo de tracción para la fibra de PCL 530-3 que muestran los cambios producidos mediante el incremento de la orientación y la mejora de la estructura

Relación de estirado \Box 3,5, \Box 3,8 y \Box 5,4.

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TABLA 2 Parámetros de hilado para diferentes PUUR

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La relación de estirado de las fibras depende de la temperatura no sólo en el baño de coagulación sino también en el baño de estirado. Se encontró que la mejor capacidad de tratamiento y relación de estirado se consiguieron cuando los baños tenían la misma temperatura. Las condiciones de hilado se muestran en la Tabla 2. Se identifican tres grupos diferentes. El primer grupo contiene los PUUR a base de PDEA, descritos anteriormente, los cuales tienen la mejor capacidad de tratamiento y relación de estirado a 20ºC. El segundo grupo contiene los PUUR a base de PCL extendidos de cadena con EDA hilados a partir de DMF + LiCl, y PCL 530-2Me y PCL 530-3 hilados a partir de DMF. Estos obtienen sus relaciones de estirado más elevadas a 60ºC y su capacidad de estirado es directamente proporcional a la temperatura. En el tercer grupo la relación de estirado más elevada se consigue a 80ºC, y puede ser posible incrementar su relación de estirado adicionalmente si la temperatura se eleva adicionalmente. Este grupo contiene los PUUR a base de PCL con agentes de extensión de cadena con más de dos grupos metileno y se hilan de DMF + LiCl. Incluso aunque la relación de estirado más elevada se consiguió a la misma temperatura dentro de cada grupo, difería la dependencia de la temperatura de la relación de estirado de las fibras (Tabla 2 y Figura 2 a y b).

Figura 2 Relación de estirado_{20^{o}C}/Relación de estirado_{T^{o}C}; a) (!) PCL 530-3 y (,) PCL 530-5; b) (7) PCL 530-4 y (\Lambda) PCL 530-6

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El incremento en la relación de estirado de PCL 530-5 era casi proporcional a la temperatura, mientras que el incremento en la relación de estirado de PCL 530-3 mostró una débil dependencia de la temperatura entre 20ºC y 50ºC. Por encima de ese intervalo la capacidad de estirado era directamente proporcional a la temperatura. La capacidad de estirado de PCL 530-4 y de PCL 530-6 era constante a temperaturas por debajo de 60ºC y 70ºC, respectivamente. A estas temperaturas apareció una fuerte dependencia de la temperatura en lo que respecta a la capacidad de estirado. Se necesitan investigaciones adicionales para explicar estas diferencias.

Producción de la banda. La fuerza apropiada a rotura de la banda acabada y esterilizada debería ser de 1200 N. Basado en experiencias prácticas la fuerza de rotura teórica por lo tanto se eligió en 1600 N para el cálculo de la sección transversal de la banda que se obtiene así como también el número de fibras necesarias. Además el diámetro de la banda no se permite que exceda de 5 \pm 1 mm. En la banda acabada tres hilos circulares se colocan en una forma triangular. Suponiendo la forma hexagonal compacta de las fibras en el hilo^{29} se puede calcular el radio del hilo. A partir de estos cálculos se deduce que la tenacidad de las fibras debería ser de al menos 0,2 N/tex para cumplir los criterios de resistencia y de tamaño.

Medidas de la porosidad. En las aplicaciones médicas los tamaños de los poros y sus distribuciones son de gran importancia para promover el crecimiento hacia dentro de la célula. Las fibras multifilamentos preparadas a partir del hilado en húmedo tienen un contenido elevado de huecos. Además, cuando se tratan las fibras en estructuras tejidas, se pueden proporcionar grados variables de porosidad. Los tamaños de poros y la distribución del tamaño de poro de dos bandas de 1500 fibras multifilamento PCL 530-3 se presentan en la Tabla 3. Los poros más pequeños, < 8 \mum, están probablemente entre los filamentos en la fibra multifilamento mientras que los poros entre 8 \mum y 600 es el espacio entre las fibras en la urdimbre y la trama (Figura 3). Casi la mitad de los poros (49%) son de 21-100 \mum, tamaños que pueden ser adecuados para el crecimiento hacia dentro del tejido conectivo fibroso^{30}. Aproximadamente un 20% de los poros son de 100-400 \mum, tamaños de poros, que han mostrado ser adecuados para el crecimiento hacia dentro del osteoblasto en aplicaciones del tejido duro^{31}.

TABLA 3 Tamaños de poros y distribuciones de los tamaños de poros de las bandas de PUUR

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Figura 3 Micrografías SEM de la superficie de a) fibra PUUR hilada en húmedo y tejida, rayas = 50 \mum; b) fibra PUUR hilada en húmedo, rayas = 5 \mum.

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Ensayos mecánicos. Las propiedades de tracción de las fibras se muestran en la Tabla 4. En la primera de las series se varió la longitud y la composición del éster diol y el bloque duro se formó a partir de MDI y EDA. Los efectos sobre el acortamiento del segmento blando se apreciaron por su rigidez bajo carga incrementada y por el alargamiento disminuido de las fibras. El efecto más importante se aprecia cuando se comparan los polímeros preparados a partir de segmentos blandos de pesos moleculares de \sim 1000 g/mol y \sim 500 g/mol. Como una consecuencia del acortamiento del segmento blando la relación duro/blando se incrementa. Los bloques duros, que contienen ampliamente enlaces de hidrógeno, afectan principalmente a la rigidez bajo carga y sirven tanto de reticulaciones como de partículas de carga en la matriz de segmento blando. Se conoce que la resistencia y el módulo de los copolímeros de poliuretano están directamente relacionados con la cantidad y la estabilidad de los dominios de segmento duro^{32}. Wang y Cooper^{32} estudiaron de manera sistemática el efecto del contenido en bloques duros y la longitud del bloque sobre la morfología y las propiedades de los PUUR. Encontraron que las propiedades mecánicas dependen principalmente del contenido en bloques duros y la fuerte cohesión del dominio duro debido al enlace o puente de hidrógeno entre la urea lo que da lugar a un comportamiento semi-cristalino.

Se investigaron los efectos sobre las propiedades mecánicas de las fibras PUUR a base de PCL 530 extendidas de cadena con seis diaminas alifáticas diferentes (Tabla 4). El contenido en segmento duro es casi constante, pero sus estructuras difieren. Las fibras más fuertes se obtuvieron a partir de PCL 530-2Me y PCL 530-3, las cuales se suponen estar menos eficazmente unidas por enlaces de hidrógeno en disolución en comparación con los otros PUUR. El PCL 530-2Me y el PCL 530-3 formaron disoluciones transparentes y se podían hilar sin la adición de LiCl. A medida que se añadió LiCl a una disolución de PCL 530-3 la tenacidad de la fibra producida de las mismas disminuyó más del 40%. No obstante, la tenacidad de la fibra PCL 530-3 a partir de DMF + LiCl estaba todavía entre las más elevadas. En una comparación de las fibras hiladas a partir de disoluciones de DMF + LiCl la PCL 530-3 y la PCL 530-5 son las más fuertes. Así, los agentes de extensión de cadena con un número impar de grupos metileno tienden a formar fibras más fuertes que las que tienen elementos pares. A partir del diseño de la banda para la reconstrucción del ACL se estimó que la fibra debería tener una tenacidad de al menos 0,2 N/tex. Sólo dos de las fibras ensayadas, preparadas a partir de PCL 530-3 y PCL 530-2Me, cumplieron este requerimiento.

TABLA 4 Propiedades mecánicas de diferentes fibras PUUR

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Bandas. El diagrama del ensayo de tracción típico de una banda de fibras de PCL 530-3 se proporciona en la Figura 4. La forma de la curva carga-alargamiento de la banda es similar a la de la fibra, pero el alargamiento es más elevado. Esto es lo que cabía esperar ya que las fibras están ligeramente retorcidas para obtener un hilo grueso antes de la tejeduría.

Figura 4 Diagramas típicos del ensayo de tracción de una banda de PUUR de fibras PCL 530-3

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Calorimetría diferencial de barrido. Las temperaturas de transición vítrea de los bloques blandos para los diferentes PUUR se presentan en la Tabla 5. A medida que decrecía el peso molecular de los segmentos blandos la T_{g} incrementaba desde -30,7 a -5,5ºC y desde -48,3 a -11,3ºC para el PDEA y el PCL respectivamente. La T_{g} era más difícil de detectar cuanto más corto es el segmento blando. El efecto de la longitud del segmento blando sobre su T_{g} está relacionado con la limitación de la movilidad del segmento blando impuesta por el segmento duro adjunto. Además del peso molecular del segmento blando, el agente de extensión de cadena afectaba a la T_{g} en alguna medida. PCL 530-2Me y PCL 530-3 mostraban la T_{g} más elevada. Para los agentes de extensión de cadena con tres o más grupos metileno existía un movimiento hacía T_{g} más elevadas cuanto más larga fuera la diamina. Todas las fibras PUUR excepto las de PCL 530-2Me y las de PCL 530-3 se hilaron a partir de DMF + LiCl. La PCL 530-3 hilada a partir de DMF + LiCl no mostró ningún cambio en su T_{g} en comparación con la PCL 530-3 hilada a partir de DMF. La fase mezcla de segmentos blandos y duros restringe el movimiento molecular térmico en la fase de segmento blando. Por lo tanto, los cambios de T_{g} a temperaturas más elevadas se atribuyen a las interacciones entre los segmentos duros y blandos.

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(Tabla pasa a página siguiente)

TABLA 5 Datos de DSC

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Estudios de degradación. Entre los diversos enlaces presentes en los PUUR, los más susceptibles son los enlaces de éster de los segmentos blandos que mediante hidrólisis producen grupos carboxilato e hidroxilo. El ácido producido puede catalizar la hidrólisis del éster de tal manera que una reacción autocatalítica llega a ser la prevalente. Además, el uso previsto para el material es en la rodilla que tiene un pH neutro^{33}. Por esa razón todos los estudios de degradación se realizaron en un gran exceso de disoluciones tamponadas a un pH de 7,4. Se estudiaron tanto los cambios en el peso molecular como la resistencia a la tracción de las fibras estiradas óptimas y de las bandas de las mismas. Los datos para las fibras y las bandas obedecen la misma dependencia en el cambio en el peso molecular y la resistencia a la tracción. Así, la diferencia en el empaquetamiento de la fibra y el espesor de la muestra no parece tener ningún efecto sobre la velocidad de degradación.

La pérdida en la resistencia a la tracción con el tiempo de la hidrólisis a 77ºC se muestra en la Figura 5.

Figura 5 Retención de la resistencia a la tracción en función del tiempo de hidrólisis de diferentes PUUR a 77ºC (!) PCL 530-2 y PCL 530-3, (,) PCL 1250-2, (7) PCL 2000-2, (\Lambda) PDEA 500-2, (-) PDEA 1000-2, (8) PDEA 2000-2

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Tanto para los PUUR a base de PEDA como para los de PCL el polímero con segmentos blandos más largos se degradaba más rápido. Así, el PDEA 2000 y el PCL 2000 mostraban una estabilidad hidrolíticamente más baja que el PCL 530 y el PDEA 500, respectivamente. La razón es una fracción más elevada de segmentos blandos y, consecuentemente, de grupos éster expuestos a la hidrólisis.

La composición química del éster afecta a la velocidad de degradación de los diferentes PUUR. Los PUUR con segmentos blandos preparados a partir de PDEA se degradan más rápido que los basados en PCL. La resistencia superior a la hidrólisis se adscribe a la hidrofobicidad del PCL. Se ha mostrado que la introducción de bloques hidrofílicos de poli(oxietileno) en los copolímeros tribloques PCL-POE-PCL incrementó la hidrofilicidad y la velocidad de degradación en comparación con el homopoliéster de PCL^{28}. El PDEA 500 contiene aproximadamente tres dietilen glicoles mientras que los PCL dioles iniciados con dietilen glicol contiene uno.

El peso molecular inicial de los diferentes PUUR variaba en una pequeña medida (Tabla 1). La velocidad de decrecimiento de la resistencia a la tracción no se afectó, pero el tiempo hasta completar la degradación llegó a ser algo más corto cuanto más bajo fuera el peso molecular inicial. El peso molecular disminuye después de un período de inducción de aproximadamente 10 días para el PCL 530-2 y PCL 530-3 y de aproximadamente 3 días para el PCL 1250-2 (Figura 6). No se apreció un período de inducción para las otras muestras. Durante el período de inducción se apreció una disminución del tiempo de retención SEC. El fenómeno se ha informado ocasionalmente por algunos investigadores usando sistemas tanto in vitro como in vivo^{34-36}, pero no se llegó a conclusiones unánimes sobre las razones para el incremento. Los autores han interpretado la disminución del tiempo de retención, como consecuencia de la agregación del polímero debida a un procedimiento físico puesto que no están presentes en los polímeros grupos de isocianato sin reaccionar. Además, a pesar del incremento en el tamaño molecular la resistencia a la tracción disminuía ya después de 2 días en una disolución tampón de fosfato (Figura 5).

Figura 6 Peso molecular en función del tiempo de hidrólisis de diferentes PUUR a base de PCL a 77ºC (!) PCL 530-3, (,) PCL 250-2, (7) PCL 2000-2

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Uno de los requerimientos del material era que al menos un 50% de la resistencia a la tracción se debería conservar durante al menos 9-12 meses. Para su uso a la temperatura del cuerpo es interesante estimar e investigar la conformidad entre la velocidad de degradación a 37ºC y a 77ºC.

Puesto que las fibras de PCL 530-3 parecen tener las propiedades más prometedoras en muchos aspectos se efectuaron estudios de degradación adicionales de estas fibras. El cambio en el peso molecular a 37ºC sigue el mismo patrón que a 77ºC. Después de aproximadamente 40 días se aprecia una disminución en el tiempo de retención SEC del polímero, que es similar a los resultados después de 2-3 días a 77ºC. Después de esto el tiempo de retención permanece constante durante un período prolongado de tiempo. Esto significa que el tamaño de los agregados formados es en alguna medida independiente del peso molecular de las moléculas que forman parte en la formación del agregado. Es obvio que la degradación procede puesto que después de 500 días el tiempo de retención SEC se ha incrementado acompañado por una pérdida en la resistencia a la tracción del 5-10%. Así, la velocidad de degradación a 37ºC parece ser aproximadamente 1/20 más baja que la velocidad de degradación a 77ºC.

Además de la pérdida de la resistencia a la tracción y del peso molecular, se ha estudiado el cambio de peso de las fibras PCL 530-3. Primero el peso de las fibras se incrementó aproximadamente un 8-10% debido a la adsorción de agua. Después de 52 días a 77ºC había signos de pérdida de peso y después de otros diez días la pérdida de peso es obvia (-30%). En ese momento las fibras eran muy quebradizas y las medidas adicionales eran difíciles de efectuar. De acuerdo con la baja velocidad de degradación a 37ºC no se espera ver cualquier disminución en el peso antes de 800-850 días de degradación.

En lo que respecta a la biocompatibilidad de la PCL 530-3 se han efectuado tanto estudios de seguridad, mutagenicidad e hipersensibilidad diferida al contacto, como estudios de implantación y se han informado de los mismos^{37}. Cuando se usaron bandas PUUR preparadas de fibras PCL 530-3 como prótesis del ACL en conejos y cerditos, se apreció la formación de hueso en los túneles perforados y rodeando a las fibras PUUR. También, e independiente del tiempo de observación, se observó tejido conectivo en crecimiento entre y en contacto íntimo con las fibras PUUR en ambas especies. En tiempos de observación que exceden de 6 meses, el tejido conectivo tenía una orientación de las fibras de colágeno y de los fibroblastos en paralelo con las fibras PUUR^{37}. A partir de los ensayos clínicos usando la banda de PUUR como un acrecentamiento del ACL, se obtuvieron biopsias de 5 pacientes en períodos de tiempo entre 30 y 40 meses. Como en los animales se encontró un elevado porcentaje de crecimiento hacia dentro del tejido conectivo en contacto íntimo con el material y la presencia de colágeno tipo I y de vasos sanguíneos se confirmó usando métodos inmunohistoquímicos. No se detectaron indicios de una reacción inflamatoria obvia o de respuesta al cuerpo extraño.

Conclusiones. Los autores han demostrado que la composición química de los PUUR se puede ajustar a medida para obtener fibras con resistencia, rigidez bajo carga y velocidad de degradación, que cumplen las propiedades deseadas para un material para la reconstrucción del ACL.

\newpage

Las fibras preparadas a partir de PUUR a base de PCL 530 tienen una resistencia y rigidez bajo carga superior en comparación con otros poliéster dioles usados en el estudio y conservan al menos un 50 por ciento de su resistencia a la tracción original más de nueve meses a la temperatura del cuerpo. Además, la extensión de cadena de PCL 530:MDI con 1,3-DAP produce una disolución de polímero a partir de la cual se pueden hilar fibras fuertes sin aditivos. Se puede tejer una banda porosa con resistencia y tamaño apropiado de las fibras.

En conclusión, desde un punto de vista químico y mecánico las fibras de PCL 530-3, ARTELON^{TM}, son adecuadas para el diseño de un dispositivo ACL degradable. Están en marcha ensayos clínicos en seres humanos con reconstrucción del ACL usando la banda de PUUR.

Reconocimiento. La Knowledge Foundation vía la Material Research School en Chalmers University of Technology es gratamente reconocida por su apoyo financiero.

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Claims

1. Polímero lineal de bloques de acuerdo con la Fórmula (1)

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en la que:

R1 se obtiene a partir de una diamina, por ejemplo, etilen diamina, 1,2-diamino propano ó 1,3-diamino propano;

R2 se obtiene a partir de un diisocianato aromático;

R3 se obtiene a partir de un éster-diol;

R4 se obtiene a partir de la dibutil amina o de la etanolamina;

en la que 0 < y < 4 y z > 8,

caracterizado porque,

los monómeros a partir de los cuales se obtienen R2 y R3 se añaden en tales cantidades que la relación molar entre R2 y R3 sea superior a 2:1.

2. Polímero lineal de bloques de acuerdo con la reivindicación 1, en el que R1 se obtiene a partir de etilen diamina, 1,3-diamino propano, 1,2-diamino propano, 1,4-diamino butano, 1,5-diamino pentano, ó 1,6-diamino hexano.

3. Polímero lineal de bloques de acuerdo con la reivindicación 1 ó 2, en el que R3 se obtiene a partir de poli(caprolactona diol), poli(adipato de dietilen glicol) o poli(pimelato de pentano diol).

4. Polímero lineal de bloques de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones precedentes, en el que R2 se obtiene a partir de 4,4'-difenil metano diisocianato, naftalen diisocianato, o toluen diisocianato.

5. Fibra fabricada a partir de un polímero lineal de bloques de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones precedentes.

6. Fibra de acuerdo con la reivindicación 5, la cual fibra exhibe una tenacidad de al menos 0,1 N/Tex.

7. Fibra de acuerdo con la reivindicación 6, la cual fibra exhibe una tenacidad por encima de 0,2 N/Tex.

8. Fibra de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 5-7, la cual fibra exhibe un alargamiento a rotura que es inferior al 100%.

9. Fibra de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 5-7, la cual fibra exhibe un alargamiento a rotura que es del 43% o inferior.

10. Película fabricada a partir de un polímero lineal de bloques de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1-4.

11. Material polimérico poroso fabricado a partir de un polímero lineal de bloques de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1-4.

12. Implante para la implantación en el cuerpo humano o animal, el cual implante comprende un polímero lineal de bloques de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones precedentes.