CN101658691A - 高纯度镁合金可吸收血管支架塑性加工制造方法 - Google Patents

Abstract

高纯度镁合金可吸收血管支架塑性加工制造方法，它涉及一种血管内介入治疗领域所用的金属支架的加工制造方法。本发明解决了现有的可吸收血管支架存在的屈服强度低、塑性差、抗腐蚀性能差和易损伤细胞造成血管硬化的问题。本发明的主要步骤为：制备高纯度Mg－Al－Zn或Mg－Zn－Ca合金铸锭，经热挤压，温挤压，冷挤压细化晶粒，将三次挤压后合金坯料机械加工成管坯，对管坯进行多道次冷拉拔工艺处理，将薄壁管机械加工成支架，将支架放入流体抛光液中进行流体抛光去毛刺。本发明大幅度提高了抗腐蚀性能、屈服强度和塑性，而且满足了临床对血管支架消溶速度及时间要求，消除了血管硬化的问题，同时本发明高纯镁合金支架其成份还具有较高的安全性和可靠性。

Description

高纯度镁合金可吸收血管支架塑性加工制造方法

技术领域

本发明涉及一种血管内介入治疗领域所用的金属支架的加工制造方法，尤其涉及一种高纯度镁合金可吸收血管支架塑性加工制造方法。

背景技术

介入治疗已成为医学领域重要分支，介入材料与人体组织相互作用研究，越来越引起人们的关注，所谓的人体组织是指血管、骨质、器官和体液等。特别是生物材料的出现，使这一领域成为最有发展前途的方向。然而金属材料在介入医疗中乃占有重要地位。

目前血管支架主要用不锈钢或钴铬镍合金制成。但是，这些材料对血管的副作用很大，易引起血管硬化，再窄狭。近年来发展的药物洗脱金属支架，由于其药物释放速度过快，仅能缓解一时，作用十分有限。因此发展可吸收或可降解支架成为当今热点课题。

目前已进入临床实验的可吸收心血管支架，主要有两类，一类为高分子材料，主要是聚乳酸类大分子链材料；一类为镁合金可吸收支架。聚乳酸类支架的强度低于镁合金支架的强度，聚乳酸类支架的血管再狭窄率约为25％，镁合金支架的血管再狭窄率不大于10％，然而这两类支架的强度与弹性模量均低于不锈钢材料。由于这两类支架可吸收无毒副作用，对血管功能没有有害影响。因此这两类支架被认为在不久的将来有望取代不可降解不锈钢或钴铬镍合金。

镁与钾、纳、钙、锌等是人体必须的有益微量元素，在心脏及心血管疾病冶疗过程中镁与钾盐是常用的药物。镁是人体中不可缺少的必须元素，医学研究表明一个成年人每天需要250mg镁。

镁合金具有与低碳钢相近的屈服强度，弹性模量约45GPa，虽然比不锈钢低，但远高于聚乳酸类高分子材料。因此使镁合金支架成为可吸收支架有力竞争者。

虽然镁合金有上述许多优点，但镁合金做为支架还有许多缺点需要解决。主要缺点如下：

塑性差，不易室温下冷塑性加工。

镁合金加工成的支架塑性也差，在放入血管过程中极易脆断，可靠性，安全性差。

一般镁合金抗腐蚀性能差，放入血管中3～4个星期就消溶，达不到3个月以上，不能满足血管病变处恢复时间的要求。

镁合金的化学成份要求严格，不能含有害元素和重金属元素，目前无满足医学要求的医用镁合金。能够满足性能要求的镁合金不是含大原子半径的稀土镁合金，就是比重较大的元素，安全性差。

为此，要求镁合金必须达到下述水平：

大幅度提高医用镁合金的塑性，在保证足够屈服强度的基础上，塑性指标延伸率必须大于30％，这样才具有可冷塑性加工性能，制成的支架在放入血管操作过程中不会断裂。

必须提高镁合金纯度，降低有害和抗腐蚀性能差的元素含量，镁合金纯度必须大于99.99％，这样才能在血管中放置3个月以上达到临床医学要求。

合金成份只能是Mg-Al-Zn或Mg-Zn-Ca，这两种类型的合金元素，已被人类生活和医学研究证明无害，而且是有益元素。

目前我国及国际上申报有关可吸收镁合金支架专利技术或方法均达不到上述要求，首先是2002年德国采用稀土镁合金，含有4％以上的稀土元素的镁合金支架，是采用铸造的压铸技术成形的稀土镁合金支架。铸造技术屈服强度低，一般不会超过100MPa。塑性差，目前压铸技术镁合金塑性指标延伸率不会超过10％。铸造镁合金抗腐蚀性能差，所以其临床血管实验仅在4～5星期就完全消溶，同时采用稀土镁合金，含稀土元素，稀土属大原子半径元素，对人体有害。所以被医学界否定。

公开号为CN101085377、公开日为2007年12月12日的发明专利公开了一种用于可降解血管支架的镁合金超细薄壁管成形工艺，其采用加热拉拔镁合金薄壁管，属于热拉拔，这样方法拉拔的镁合金薄壁管材屈服强度低，表面严重氧化。

为了保证镁合金在血管中消溶后人体的安全性，合金成份中必须保证没有重金属，或较大原子半径元素，或医学上尚没有证据证明是无害的元素。

镁合金成份中在血液中消溶后产物，必须保证没有不可溶解的盐类。

根据上述分析，稀土镁合金虽然有较高的屈服强度，但对人体可能有害，无法排出体外。

根据近期生物医学研究报导，各种金属离子对血管细胞作用研究的结果表明，Cr、Ni离子刺激血管细胞易损伤细胞造成血管硬化，实验研究还表明AL、Zn、Mg离子无害，无负作用。然而目前心血管支架普遍采用不锈钢或钴铬合金，在血液中CI离子长期“冲刷”下，不能不释放出Cr和Ni以及Co离子，虽然没有人实验证明。但这种推断，这种潜在的危害是存在的。

近年来对钢的心脏支架，人们越来越追求更高的强度和弹性模量，以便支架网丝制作的越来越细，在血管中长期存放的支架体积减少，重量降低，但另一方面却忽视了支架强度越高，弹性越大对血管壁的压力越大，过高的压力阻碍了血管细胞的新陈代谢，修复与再生长。易造成血管壁“硬化”。病变处血管狭窄胀开的力有多大才合适，人们并没有真正准确掌握。支架放入后的回弹率多少适合，还需深入的研究。但是可以判断，追求高强度合金，不是正确的发展方向。适当的强度，满足支承血管的再狭窄率在10％以内既可，过高的强度与压力必然损伤血管细胞。介入治疗是人类对疾病的一门新兴科学技术，许多问题是在长期研究和临床实验过程中逐步认识的，还有待不断深入研究与探索。

发明内容

本发明的目的是为了解决现有的可吸收血管支架存在的屈服强度低、塑性差、抗腐蚀性能差和易损伤细胞造成血管硬化的问题，进而提供一种高纯度镁合金可吸收血管支架塑性加工制造方法。

本发明的一种高纯度镁合金可吸收血管支架塑性加工制造方法的步骤为：

步骤一：制备纯度大于99.99％的Mg-Al-Zn或Mg-Zn-Ca合金铸锭；

步骤二：将Mg-Al-Zn或Mg-Zn-Ca合金铸锭放入挤压机进行热挤压，挤压温度为300℃～400℃，挤压比为6～10，挤压速度为20～30mm/s；

步骤三：再将热挤压后的Mg-Al-Zn或Mg-Zn-Ca合金铸锭放入挤压机进行温挤压，挤压温度为150℃～200℃，挤压比为6～8，挤压速度为15～25mm/s；

步骤四：再将温挤压后的Mg-Al-Zn或Mg-Zn-Ca合金铸锭放入挤压机进行冷挤压，挤压温度为室温，挤压比为4～6，挤压速度为10～20mm/s；

步骤五：将冷挤压后的Mg-Al-Zn或Mg-Zn-Ca合金铸锭机械加工成管坯，管坯的壁厚为0.45～0.5mm，管坯的外径为3.5～4.0mm；

步骤六：对管坯进行多道次冷拉拔工艺处理，冷拉拔工艺过程中两次再结晶退火间管坯的累积冷变形量为30～40％，再结晶退火温度为220～230℃，退火时间为15～30min，最后一次冷拉拔累积冷变形量大于40％，最终冷拉拔薄壁管壁厚控制在0.10～0.15mm，然后对薄壁管进行去应力退火，去应力退火的温度为170～180℃，去应力退火的时间为20～30min；

步骤七：采用机械加工的铣削加工将去应力退火后的薄壁管加工成支架，支架网丝的直径控制在0.10～0.15mm；

步骤八：将支架放入流体抛光液中进行流体抛光去毛刺。

本发明与现有技术相比具有以下有益效果：本发明镁合金成份的纯度要求大于99.99％医用镁合金。挤压细化了合金铸锭的晶粒，晶粒尺寸达到2～3μm，抗拉强度大于300MPa，屈服强度大于210MPa，延伸率大于30％，多道次冷拉拔工艺，拉拔薄壁细管，且本发明的冷拉拔工艺是管材不加热在室温下进行了的变壁厚冷拉拔技术，本发明的多道次冷拉拔后的薄壁管累积了大变形量的冷变形，实现了加工硬化，而且还进一步再结晶退火细化晶粒，晶粒尺寸小于2μm，进一步提高了屈服强度和塑性，拉伸试验测得屈服强度在270～280MPa，本发明的镁合金血管支架接近于316L不锈钢支架的屈服强度与塑性；冷拉拔制造薄壁管最后一次冷拉拔要求冷变形量在40％以上，目的是为进一步提高屈服强度。综上，本发明大幅度提高了抗腐蚀性能、屈服强度和塑性，而且满足了临床对血管支架消溶速度及时间要求，消除了血管硬化的问题，同时本发明还具有较高的安全性和可靠性。

具体实施方式

具体实施方式一：本实施方式的高纯度镁合金可吸收血管支架塑性加工制造方法的步骤为：

步骤一：制备纯度大于99.99％的Mg-Al-Zn或Mg-Zn-Ca合金铸锭，所述纯度大于99.99％的Mg-Al-Zn合金铸锭的成份中AL的质量百分比为2.6～3.0％，Zn的质量百分比为0.6～1.0％，主要杂质Mn、Fe、Si、Cu和Ni，杂质的质量百分比为0.005％其余为Mg；所述纯度大于99.99％的Mg-Zn-Ca合金铸锭的成份中Zn的质量百分比为4～5％，Ca的质量百分比为1～1.5％，杂质的质量百分比为0.005％其余为Mg；

步骤二：将Mg-Al-Zn或Mg-Zn-Ca合金铸锭放入挤压机进行热挤压，挤压温度为300℃～400℃，挤压比为6～10，挤压速度为20～30mm/s；

步骤三：再将热挤压后的Mg-Al-Zn或Mg-Zn-Ca合金铸锭放入挤压机进行温挤压，挤压温度为150℃～200℃，挤压比为6～8，挤压速度为15～25mm/s；

步骤四：再将温挤压后的Mg-Al-Zn或Mg-Zn-Ca合金铸锭放入挤压机进行冷挤压，挤压温度为室温，挤压比为4～6，挤压速度为10～20mm/s；

步骤五：将冷挤压后的Mg-Al-Zn或Mg-Zn-Ca合金铸锭机械加工成管坯，管坯的壁厚为0.45～0.5mm，管坯的外径为3.5～4.0mm；

步骤六：对管坯进行多道次冷拉拔工艺处理，冷拉拔工艺过程中两次再结晶退火间管坯的累积冷变形量为30～40％，再结晶退火温度为220～230℃，退火时间为15～30min，最后一次冷拉拔累积冷变形量大于40％，最终冷拉拔薄壁管壁厚控制在0.10～0.15mm，然后对薄壁管进行去应力退火，去应力退火的温度为170～180℃，去应力退火的时间为20～30min；

步骤七：采用机械加工的铣削加工将去应力退火后的薄壁管加工成支架，支架网丝的直径控制在0.10～0.15mm；

步骤八：将支架放入流体抛光液中进行流体抛光去毛刺。

具体实施方式二：本实施方式与具体实施方式一不同的是步骤二中的挤压温度为300℃，挤压比为6.25，挤压速度为20mm/s。挤压后合金坯料的晶粒可细化到10μm以下，其它步骤及参数与具体实施方式一相同。

具体实施方式三：本实施方式与具体实施方式一不同的是步骤三中的挤压温度为150℃，挤压比为7.25，挤压速度为17mm/s。挤压后合金坯料的晶粒可细化到5μm以下。其它步骤及参数与具体实施方式一相同。

具体实施方式四：本实施方式与具体实施方式一不同的是步骤四中的挤压温度为20℃，挤压比为4，挤压速度为15mm/s。本实施方式中合金的晶粒尺寸达到2～3μm，抗拉强度大于300MPa，屈服强度大于210MPa，延伸率大于30％。其它步骤及参数与具体实施方式一相同。

具体实施方式五：本实施方式与具体实施方式一不同的是步骤四中的挤压温度为20℃，挤压比为6，挤压速度13mm/s，挤压后合金坯料晶粒可细化到1～2μm，抗拉强度达到340MPa以上，屈服强度达到250MPa以上，延伸率保持在30％以上。

具体实施方式六：本实施方式与具体实施方式一不同的是步骤四中的挤压温度为室温15℃，挤压比为6，挤压速度为10mm/s，挤压后合金坯料抗拉强度400MPa以上，屈服强度达到270MPa以上，延伸率在25～30％。

具体实施方式七：本实施方式与具体实施方式一不同的是步骤六中的冷拉拔工艺过程中两次再结晶退火间管坯的累积冷变形量为40％，再结晶退火温度220℃，退火时间15min，薄壁管的屈服强度达到220MPa以上。

具体实施方式八：本实施方式与具体实施方式一不同的是步骤六中的最后一次冷拉拔累积冷变形量为50％，去应力退火温度为175℃，时间20min，管坯的屈服强度达到300MPa以上，基本接近不锈钢的屈服强度。

具体实施方式九：本实施方式与具体实施方式一不同的是步骤六中的冷拉拔工艺过程中两次再结晶退火间管坯的累积冷变形量为30％，再结晶退火温度为220℃，退火时间为15min，去应力退火的温度为170℃，去应力退火的时间为20min。本实施方式中薄壁管的晶粒尺寸达到2～3μm，屈服强度大于210MPa。其它步骤及参数与具体实施方式一相同。

具体实施方式十：本实施方式与具体实施方式一不同的是步骤六中的冷拉拔工艺过程中两次再结晶退火间管坯的累积冷变形量为35％，再结晶退火温度为225℃，退火时间为23min，去应力退火的温度为175℃，去应力退火的时间为25min。本实施方式中薄壁管的晶粒尺寸达到2～3μm，屈服强度大于210MPa。其它步骤及参数与具体实施方式一相同。

具体实施方式十一：本实施方式与具体实施方式一不同的是步骤六中的冷拉拔工艺过程中两次再结晶退火间管坯的最后一次冷拉拔累积冷变形量为45％，再结晶退火温度为230℃，退火时间为30min，去应力退火的温度为180℃，去应力退火的时间为30min。本实施方式中薄壁管的晶粒尺寸达到2～3μm，屈服强度大于260MPa。其它步骤及参数与具体实施方式一相同。

Claims (8)

1.一种高纯度镁合金可吸收血管支架塑性加工制造方法，其特征在于：血管支架塑性加工制造方法的步骤为：

步骤一：制备纯度大于99.99％的Mg-Al-Zn或Mg-Zn-Ca合金铸锭；

步骤二：将Mg-Al-Zn或Mg-Zn-Ca合金铸锭进行热挤压，挤压温度为300℃～400℃，挤压比为6～10，挤压速度为20～30mm/s；

步骤三：再将热挤压后的Mg-Al-Zn或Mg-Zn-Ca合金进行温挤压，挤压温度为150℃～200℃，挤压比为6～8，挤压速度为15～25mm/s；

步骤四：再将温挤压后的Mg-Al-Zn或Mg-Zn-Ca合金进行冷挤压，挤压温度为室温，挤压比为4～6，挤压速度为10～20mm/s；

步骤五：将冷挤压后的Mg-Al-Zn或Mg-Zn-Ca合金铸锭机械加工成管坯，管坯的壁厚为0.45～0.5mm，管坯的外径为3.5～4.0mm；

步骤六：对管坯进行多道次冷拉拔工艺处理，冷拉拔工艺过程中两次再结晶退火间管坯的累积冷变形量为30～40％，再结晶退火温度为220～230℃，退火时间为15～30min，最后一次冷拉拔累积冷变形量大于40％，最终冷拉拔薄壁管壁厚控制在0.10～0.15mm，然后对薄壁管进行去应力退火，去应力退火的温度为170～180℃，去应力退火的时间为20～30min；

步骤七：采用机械加工的铣削加工将去应力退火后的薄壁管加工成支架，支架网丝的直径控制在0.10～0.15mm；

步骤八：将支架放入流体抛光液中进行流体抛光去毛刺。

2.根据权利要求1所述高纯度镁合金可吸收血管支架塑性加工制造方法，其特征在于：高纯镁合金为Mg-Al-Zn，其合金份：Al质量百分比含量为2.6～3.0％，Zn质量百分比含量为0.6～1.0％，其余为Mg。Mg-Zn-Ca合金，其合金成份：Zn质量百分比含量为4～5％，Ca质量百分比含量为1～1.5％，其余为Mg。两种合金纯度大于99.99％其中，Ma，Fe，Si，Cu，Ni杂质含量小于0.005％。

3.根据权利要求1所述高纯度镁合金可吸收血管支架塑性加工制造方法，其特征在于：所述步骤二中的热挤压温度为300℃，挤压比为6.25，挤压速度20mm/s。

4.根据权利要求1所述高纯度镁合金可吸收血管支架塑性加工制造方法，其特征在于：所述步骤三中的挤压温度为150℃，挤压比为7.25，挤压速度为17mm/s。

5.根据权利要求1所述高纯度镁合金可吸收血管支架塑性加工制造方法，其特征在于：所述步骤四中的挤压温度为室温20℃，挤压比为4，挤压速度为15m/min，此时坯料的晶粒尺寸达到2～3μm，抗拉强度大于300MPa，屈服强度大于210MPa，延伸率大于30％。

6.根据权利要求1所述高纯度镁合金可吸收血管支架塑性加工制造方法，其特征在于：所述步骤六中的冷拉拔工艺过程中两次再结晶退火间管坯的累积冷变形量为30％，再结晶退火温度为220℃，退火时间为15min，去应力退火的温度为170℃，去应力退火的时间为20min。

7.根据权利要求1所述高纯度镁合金可吸收血管支架塑性加工制造方法，其特征在于：所述步骤六中的冷拉拔工艺过程中两次再结晶退火间管坯的累积冷变形量为35％，再结晶退火温度为225℃，退火时间为23min，去应力退火的温度为175℃，去应力退火的时间为25min。

8.根据权利要求1所述高纯度镁合金可吸收血管支架塑性加工制造方法，其特征在于：所述步骤六中的冷拉拔工艺过程中两次再结晶退火间最后一次冷拉拔管坯的累积冷变形量为45％，再结晶退火温度为230℃，退火时间为30min，去应力退火的温度为180℃，去应力退火的时间为30min。