CN111621697B - 铁基可吸收植入医疗器械与预制管及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

一种铁基可吸收植入医疗器械预制管及其制备方法、以及通过该预制管制备的医疗器械。铁基可吸收植入医疗器械预制管包括铁基材料和氮，可吸收植入医疗器械预制管的平均氮含量为0.04～0.4wt％或0.02～0.04wt％，且铁基材料为纯铁，纯铁的全部杂质元素的含量≤0.5wt.％，或者，铁基材料为铁基合金，铁基合金的全部合金元素含量≤3wt.％。

Description

铁基可吸收植入医疗器械与预制管及其制备方法
技术领域
本发明涉及介入医疗器械领域，尤其涉及一种铁基可吸收植入医疗器械预制管及其制备方法、以及通过该铁基可吸收植入医疗器械预制管制备铁基可吸收植入医疗器械。
背景技术
铁基可吸收植入医疗器械的制备方法包括将较长的铁基可吸收植入医疗器械预制管沿其长度方向切割或机加工成多个预定形状及长度的可吸收植入医疗器械(下称成型器械)。该可吸收植入医疗器械预制管可直接由供应商拉拔大尺寸的铁基管材坯料或者由铁支架厂商从市场购买大尺寸的铁基管材坯料，然后自行拉拔而成，该预制管的截面尺寸及形状与待制成型器械的截面尺寸及形状一致。为进一步改善可吸收植入医疗器械的力学强度，可通过化学热处理在成型器械中进一步添加非金属元素，所述化学热处理包括但不限于渗碳、渗氮、以及碳氮共渗。然而成型器械的尺寸很小，结构复杂和多样，在外力作用下易变形，因此在器械渗氮装炉过程中要求严苛，装炉过程繁琐，且装炉量低，造成成型器械的渗氮效率低下。
发明内容
本发明针对现有技术中渗氮效率低下、渗氮成品率不高的缺陷，提供一种铁基可吸收植入医疗器械预制管及其制备方法、以及通过该铁基可吸收植入医疗器械预制管制备的铁基可吸收植入医疗器械及其制备方法。
本发明解决其技术问题所采用的技术方案是：提供了一种铁基可吸收植入医疗器械预制管，所述可吸收植入医疗器械预制管的平均氮含量为0.04～0.4wt％或0.02～0.04wt％。
在根据本发明实施例所述的铁基可吸收植入医疗器械预制管中，所述可吸收植入医疗器械预制管的外径为1～10mm；壁厚为0.08～0.6mm。
在根据本发明实施例所述的铁基可吸收植入医疗器械预制管中，所述可吸收植入医疗器械预制管的硬度为230～450HV0.05/10。
在根据本发明实施例所述的铁基可吸收植入医疗器械预制管中，所述可吸收植入医疗器械预制管中包括含氮固溶体。
在根据本发明实施例所述的铁基可吸收植入医疗器械预制管中，所述可吸收植入医疗器械预制管中还包括铁氮化合物，所述铁氮化合物弥散分布于至少一部分所述含氮固溶体中。
在根据本发明实施例所述的铁基可吸收植入医疗器械预制管中，所述可吸收植入医疗器械预制管在外表面还包括铁氮化合物层。
在根据本发明实施例所述的铁基可吸收植入医疗器械预制管中，所述可吸收植入医疗器械预制管中包括弥散分布的强氮化物形成元素与氮元素的化合物。
在根据本发明实施例所述的铁基可吸收植入医疗器械预制管中，所述可吸收植入医疗器械预制管在外表面还包括铁氮化合物层。
在根据本发明实施例所述的铁基可吸收植入医疗器械预制管中，所述可吸收植入医疗器械预制管还包括含氮固溶体；所述强氮化物形成元素与氮元素的化合物弥散分布于至少一部分所述含氮固溶体中。
在根据本发明实施例所述的铁基可吸收植入医疗器械预制管中，所述可吸收植入医疗器械预制管中还包括铁基芯部。
在根据本发明实施例所述的铁基可吸收植入医疗器械预制管中，所述强氮化物形成元素包括Ti、Cr、Al、Zr、Nb、V、B、W、Mo、Hf，Ta中的至少一种。
本发明还提供了一种铁基可吸收植入医疗器械预制管的制备方法，包括对铁基坯料渗氮直至平均氮含量为0.04～0.4wt％或0.02～0.04wt％。
在根据本发明实施例的铁基可吸收植入医疗器械预制管的制备方法中，所述制备方法还包括在所述渗氮前拉拔所述铁基坯料直至所述铁基坯料的截面形状及截面尺寸与所述铁基可吸收植入医疗器械预制管的截面形状及截面尺寸一致。
在根据本发明实施例的铁基可吸收植入医疗器械预制管的制备方法中，所述制备方法还包括在所述渗氮后拉拔所述铁基坯料直至所述铁基坯料的截面形状及截面尺寸与所述铁基可吸收植入医疗器械预制管的截面形状及截面尺寸一致。
在根据本发明实施例的铁基可吸收植入医疗器械预制管的制备方法中，所述制备方法还包括热处理渗氮后的所述铁基坯料。
在根据本发明实施例的铁基可吸收植入医疗器械预制管的制备方法中，所述制备方法还包括热处理并随后冷却渗氮后的所述铁基坯料，所述冷却中的冷却速率不小于10K/s。
在根据本发明实施例的铁基可吸收植入医疗器械预制管的制备方法中，所述铁基可吸收植入医疗器械预制管的外径为1～10mm；壁厚为0.08～0.6mm。
在根据本发明实施例的铁基可吸收植入医疗器械预制管的制备方法中，所述拉拔的拉拔道次包括至少一次带芯棒拉拔和一次空拉。
在根据本发明实施例的铁基可吸收植入医疗器械预制管的制备方法中，所述带芯棒拉拔中的拉拔系数为1.2～2.5；或者所述带芯棒拉拔中的拉拔系数为1.5～2.0。
在根据本发明实施例的铁基可吸收植入医疗器械预制管的制备方法中，所述空拉中的拉拔系数约为1或略大于1。
在根据本发明实施例的铁基可吸收植入医疗器械预制管的制备方法中，所述拉拔道次之间还辅以退火道次。
在根据本发明实施例的铁基可吸收植入医疗器械预制管的制备方法中，所述退火道次中的退火温度为500℃～750℃。
在根据本发明实施例的铁基可吸收植入医疗器械预制管的制备方法中，所述退火道次后辅以冷却道次，所述冷却道次中的冷却速率不小于10K/s。
在根据本发明实施例的铁基可吸收植入医疗器械预制管的制备方法中，所述铁基坯料为全部杂质元素含量≤0.5wt.％的纯铁；或为全部合金元素含量≤3wt.％、且不含强氮化物形成元素的铁合金；或为全部合金元素含量≤3wt.％、且强氮化物形成元素的总含量≥0.05wt.％的铁合金。
在根据本发明实施例的铁基可吸收植入医疗器械预制管的制备方法中，所述纯铁的全部杂质元素中的碳含量≤0.022％；所述铁合金的全部合金元素的碳含量≤0.45wt.％。
本发明还提供一种铁基可吸收植入医疗器械的制备方法，包括将平均氮含量为0.04～0.4wt％或0.02～0.04wt％的铁基可吸收植入医疗器械预制管沿其长度方向加工成型为多个铁基可吸收植入医疗器械。
在根据本发明实施例所述的铁基可吸收植入医疗器械的制备方法中，所述制备方法还包括对铁基坯料渗氮直至平均氮含量为0.04～0.4wt％或0.02～0.04wt％，制成所述铁基可吸收植入医疗器械预制管。
在根据本发明实施例所述的铁基可吸收植入医疗器械的制备方法中，所述制备方法还包括在对铁基坯料渗氮前拉拔所述铁基坯料，直至所述铁基坯料的截面形状及截面尺寸与预制管的截面形状及截面尺寸一致；或在对所述铁基坯料渗氮后拉拔所述铁基坯料，直至所述铁基坯料的截面形状及截面尺寸与所述铁基可吸收植入医疗器械预制管的截面形状及截面尺寸一致。
在根据本发明实施例所述的铁基可吸收植入医疗器械的制备方法中，所述制备方法还包括在对所述铁基坯料渗氮后热处理所述铁基坯料、并拉拔热处理后的所述铁基坯料直至所述铁基坯料的截面形状及截面尺寸与所述铁基可吸收植入医疗器械预制管的截面形状及截面尺寸一致。
在根据本发明实施例所述的铁基可吸收植入医疗器械的制备方法中，所述制备方法还包括热处理渗氮后的所述铁基坯料。
在根据本发明实施例所述的铁基可吸收植入医疗器械的制备方法中，所述制备方法还包括热处理并随后冷却渗氮后的所述铁基坯料，所述冷却中的冷却速率不小于10K/s。
本发明还提供了一种铁基可吸收植入医疗器械，所述可吸收植入医疗器械中的平均氮含量为0.04～0.4wt％或0.02～0.04wt％。
本发明中的可吸收植入医疗器械预制管内部已添加有氮元素(平均氮含量为0.04～0.4wt％或0.02～0.04wt％)，避免了后续对小尺寸的、结构复杂和多样的成型器械进行渗氮，从而可有效提高可吸收植入医疗器械的生成效率和成品率。
附图说明
下面将结合附图及实施例对本发明作进一步说明，附图中：
图1示出了依据本发明实施例的可吸收植入医疗器械预制管的截面示意图；
图2示出了依据本发明实施例的可吸收植入医疗器械预制管的截面示意图；
图3示出了依据本发明实施例的可吸收植入医疗器械预制管的截面示意图。
具体实施方式
本发明提供利于一种可吸收植入医疗器械预制管及其制备方法、以及使用该预制管制备满足常规可吸收植入医疗器械的力学性能要求的可吸收植入医疗器械的方法和依该制备方法获得的可吸收植入医疗器械。为了对本发明的技术特征、目的和效果有更加清楚的理解，现对照附图详细说明本发明的具体实施方式。
本发明的铁基可吸收植入医疗器械的制备方法包括将平均氮含量为0.04～0.4wt％或0.02～0.04wt％的铁基可吸收植入医疗器械预制管(可简称为预制管)沿其长度方向加工成多个可吸收植入医疗器械，该加工包括但不限于激光切割和机加工。所述预制管的截面形状及截面尺寸与成型器械至少一部分的截面形状及截面尺寸一致。平均氮含量(质量百分比，wt.％)是指整个部件(例如预制管)内，总的氮元素质量与部件的总质量之间的比值。制得的可吸收植入医疗器械(可简称为器械)中的平均氮含量基本约为0.04～0.4wt％或0.02～0.04wt％，因激光切割或机加工不会对预制管的氮含量产生明显影响，因此制得的器械的氮含量与预制管的氮含量基本相等；若加工过程还包括退火处理，则可能使得器械的氮含量低于对应的预制管的氮含量。该制得的器械包括但不限于封堵器、管腔支架、滤器、瓣膜、肺减容器械、肾动脉消融导管。
预制管的外径为1～10mm、壁厚为0.08～0.6mm，此尺寸范围仅用作举例，并不是对本发明的限制，预制管的具体尺寸与最终需制得的器械要求有关。以用于管腔支架(例如血管支架、食管支架、以及气管支架)的预制管为例，一般OD(外径)在1～8mm的范围内，壁厚在0.08～0.6mm的范围内；例如，用于冠脉支架和外周支架的预制管的OD可以为1.6～4.2mm，壁厚可以为0.08～0.21mm；用于腹主支架的预制管的OD可以为3mm～6.16mm，壁厚0.25～0.6mm。其它的，用于滤器的预制管的OD可以约为2mm，壁厚可以约为0.28mm；用于小切口瓣膜的预制管的OD可以约为8mm，壁厚可以约为0.4mm；用于肺减容器械或肾动脉消融导管的预制管的OD可以为1～1.6mm，壁厚可以为0.15～0.2mm。总的来说本领域的普通技术人员可基于预制管最终制成的可吸收植入医疗器械来合理选择可吸收植入医疗器械预制管的外径和壁厚。
上述铁基可吸收植入医疗器械预制管的制备方法包括对铁基坯料渗氮直至平均氮含量为0.04～0.4wt％或0.02～0.04wt％。在本发明的一示例实施方式中，该制备方法包括直接对铁基坯料渗氮直至平均氮含量为0.04～0.4wt％或0.02～0.04wt％，随后再对渗氮后的铁基坯料拉拔获得小尺寸的预制管。在本发明的另一示例实施方式中，该制备方法包括直接对铁基坯料进行拉拔，该拉拔后的铁基坯料的截面形状和截面尺寸与待制得的预制管的截面形状和截面尺寸一致；随后对拉拔后的铁基坯料渗氮，直至获得平均氮含量为0.04～0.4wt％或0.02～0.04wt％的预制管。
铁基坯料为纯铁管或铁合金(或称为铁基合金)管。其中，纯铁的全部杂质元素含量≤0.5wt.％；铁合金的全部合金元素含量≤3wt.％。作为本发明的一种实施方式，纯铁的全部杂质元素中的碳含量可以小于或等于0.022％，或者铁合金的全部合金元素中碳含量≤0.45wt.％。铁合金包括含强氮化物形成元素的铁合金和不含强氮化物形成元素的铁合金，含强氮化物形成元素的铁合金的全部合金元素中可包含一种或多种强氮化物形成元素，强氮化物形成元素的总含量≥0.05wt.％，上述强氮化物形成元素包括但不限于Ti、Cr、Al、Zr、Nb、V、B、W、Mo。
在预制管的制备方法中，可通过渗氮或碳氮共渗在坯料中添加氮元素，实现对铁基坯料(包括拉拔前和拉拔后的铁基坯料)的合金化处理。渗氮方式可采用液体渗氮、离子渗氮或气体渗氮，可根据所选择的渗氮方式调节适合的渗氮工艺参数，以在铁基材料中获得不同的氮含量和氮元素分布，从而获得具有不同力学性能的可吸收植入医疗器械预制管。例如，液体渗氮的工艺参数包括渗氮温度和渗氮时间；气体渗氮的工艺参数包括渗氮温度、渗氮时间、渗氮气体、供气率；离子渗氮的工艺参数包括渗氮温度、气压、偏压、渗氮时间、氮氢流量比。此处不再一一列举各个渗氮工艺参数的取值范围，本领域的普通技术人员可根据需要获得的氮含量以及氮元素分布情况调节合适的参数。
制得的可吸收植入医疗器械预制管仍为纯铁或铁合金，内部的平均氮含量为0.04～0.4wt％或0.02～0.04wt％，外径为1～10mm；壁厚为0.08～0.6mm。由于坯料包括含有强氮化物形成元素和不含强氮化物形成元素两种，以下将基于此分开进行详细阐述。
对于纯铁或不含强氮化物形成元素的铁合金坯料，在合金化处理中添加的氮元素可以形成含氮固溶体，含氮固溶体中氮元素以间隙原子方式存在。随着氮元素的继续渗入，氮元素还将以细小弥散的第二相形式存在于上述至少一部分含氮固溶体中。参见图1，可吸收植入医疗器械预制管1包括含氮固溶体11(下文中可简称为固溶体)和铁氮化合物12；铁氮化合物12弥散分布于至少一部分该固溶体11中。
参见图2，在本发明的一实施方式中，可吸收植入医疗器械预制管1在外表面还包括铁氮化合物层13，该铁氮化合物层13包覆固溶体11，此时固溶体11中弥散分布有铁氮化合物12。由于氮原子渗入坯料的深度取决于渗氮工艺，当氮元素未完全渗入坯料时，渗氮后预制管的芯部将仍保留为原有的纯铁或铁合金结构，可称之为铁基芯部。例如，参见图3，在本发明的再一实施方式中，可吸收植入医疗器械预制管1还包括铁基芯部15，固溶体11包覆该铁基芯部，固溶体11中弥散分布有铁氮化合物12，铁氮化合物层13包覆固溶体11。另外，对于图3的实施方式，也可以是未形成铁氮化合物层13。
对于含有强氮化物形成元素的铁合金坯料，渗氮过程中，氮元素渗入后将优先与强氮化物形成元素结合，如果渗入的氮含量明显小于强氮化物形成元素的含量，则氮元素几乎不与铁结合。
类似地，根据内部氮元素的分布，含有强氮化物形成元素的可吸收植入医疗器械预制管包括弥散分布的强氮化物形成元素与氮元素的化合物。进一步地，可吸收植入医疗器械预制管还可包括含氮固溶体；上述强氮化物形成元素与氮元素的化合物弥散分布于至少一部分该固溶体中。同样地，可吸收植入医疗器械预制管中还可在表面形成铁氮化合物层，该铁氮化合物层包覆上述固溶体。当然，此时根据氮元素的渗入情况，可吸收植入医疗器械预制管还可包括铁基芯部。
综上，在本发明的铁基可植入医疗器械的制备方法中，因用于制备器械的预制管内部已经添加有氮元素(平均氮含量为0.04～0.4wt％或0.02～0.04wt％)，因此避免了后续对小尺寸的、结构复杂和多样的成型器械进行渗氮，可直接通过激光切割或机加工该预制管获得器械，从而可有效提高可吸收植入医疗器械的生成效率和成品率。
另外，在本发明优选的预制管的制备方法中，直接对铁基坯料进行渗氮，随后对渗氮后的铁基坯料进行拉拔，制得尺寸小于原始铁基坯料的可吸收植入医疗器械预制管。在此制备方法中，因渗氮后的铁基坯料内部添加有氮元素(平均氮含量约为0.04～0.4wt％或0.02～0.04wt％)，管件的整体塑性得到有效改善，有利于后续拉拔步骤的实施，可尽量减少拉拔过程中管件表面裂纹的形成，从而有效提高最终可吸收植入医疗器械产品的性能和质量。另外，通常的原始坯料为大尺寸管件，例如可选用长度为300mm、外径为6mm、厚壁为0.5mm的坯料进行渗氮，因此坯料的渗氮装炉操作简单，无过多严苛的要求；而该尺寸的坯料可对应拉拔得到长度最少为2m的小尺寸管件，切割后可得到数百个可吸收植入医疗器械，因此一次渗氮即可制得数百个可吸收植入医疗器械，极大程度提高了生产效率。另外，该优选制备方法中对渗氮后的铁基坯料进行拉拔，不会对拉拔产生的加工硬化效果产生负面影响。具体而言，液体渗氮和气体渗氮通常在较高温度下进行(例如500℃以上)，易导致铁基坯料退火，此处对渗氮后的铁基坯料进行拉拔，不会削弱拉拔产生的加工硬化效果，也不会对硬度产生影响。不仅如此，氮元素的固溶强化和弥散强化还可与拉拔的加工硬化产生叠加效应，进一步提高管件的硬化效果。
在实际渗氮过程中，氮原子从坯料表面向芯部扩散，一些渗氮条件下，渗氮后管件的截面氮浓度沿径向不同，例如从表面到芯部存在一个浓度梯度。氮浓度的不均匀分布将造成截面径向上的力学性能存在差异，影响可吸收植入医疗器械的力学性能的稳定性，从而增加可吸收植入医疗器械结构设计的难度。
另外，有些可吸收植入医疗器械的预制管在表面具有铁氮化合物层(俗称白亮层)，该铁氮化合物层脆性较高，且耐腐蚀性能优良，不利于直接用于可吸收植入医疗器械产品。现有技术中通常在渗氮处理之后再实施去铁氮化合物层的工艺，即在渗氮后增加抛光工艺来去除该铁氮化合物层。然而去除铁氮化合物层将明显减小可吸收植入医疗器械的尺寸，为获得所需尺寸的可吸收植入医疗器械，必须精准地控制去除厚度，由此增加了可吸收植入医疗器械尺寸设计的难度。
为此，在上述预制管的制备方法中，还可对渗氮后的铁基坯料进行热处理，例如在本发明的一示例预制管制备方法中，在拉拔前，先对渗氮后的铁基坯料进行热处理；或者在另一示例制备方法中，对铁基坯料依次进行拉拔和渗氮后再进行热处理。
热处理过程中，铁氮化合物的分解以及氮元素的均匀扩散分布与热处理过程中的温度和时间有关，通常认为，时间越长和/或温度越高，则分解和扩散的效果越好。为减少热处理的时间和/或达到更佳的热处理效果，热处理的温度可高于或等于铁氮化合物的理论分解温度。相图显示，铁氮化合物的理论分解温度约为680℃，因此若热处理温度高于或约等于680℃，则热处理过程中能更加有效地分解铁氮化合物，并使分解的氮元素向材料内部扩散，推动氮元素在可吸收植入医疗器械预制管内部的均匀分布。当然，低于上述分解温度进行热处理也能达到去除铁氮化合物层的效果，例如采用650℃或者更低的温度，但可能需要相应地延长热处理的时间，本领域的普通技术人员可根据实际需要和情况，合理选择适合的热处理温度、时间、氛围等等，此处不再一一赘述。
经过热处理的可吸收植入医疗器械预制管，表面的铁氮化合物层分解，分解后的氮元素向材料内部扩散，也有少量的氮元素逸出可吸收植入医疗器械预制管，使其平均氮含量略有降低，通常逸出量并不明显，对可吸收植入医疗器械预制管的整体性能影响不大；另外，氮浓度不再呈明显梯度，而是从表面到芯部均匀分布。而且在一具体实施方式中，去除或减少了表面耐磨的铁氮化合物层，有利于后续拉拔，避免在拉拔过程中坚硬的铁氮化合物层损坏芯棒，还可避免拉拔过程中因表面硬度太大而产生表面裂痕，甚至直接断裂。上述热处理并非机械去除铁氮化合物层表面，因此去除过程中管件的尺寸不会发生明显改变，不会对可吸收植入医疗器械的结构设计产生影响。同时，氮元素在可吸收植入医疗器械预制管内部的均匀分布可以有效改善其塑性，使其力学性能均匀和稳定。
若预制管的平均氮含量相对较低，例如平均氮含量约为或略大于0.02wt.％，并小于0.04wt％，则初始渗氮后的铁基坯料的硬度较低，为此可对渗氮后的铁基坯料进行热处理后再进行冷却处理，该冷却过程中的冷却速率不小于10K/s。在此冷却速率下冷却，可以抑制冷却过程的铁氮化合物的长大，使到的预制管中的铁氮化合物更加细小弥散，由于越细小的铁氮化合物其弥散强化效果越好，因此可以在较低氮含量下得到较高的硬度，与此同时，氮含量较低，可以提高由该预制管制得的医疗器械(例如管腔支架)的过扩塑性。
拉拔是指在管坯材料的再结晶温度下，例如常温下，用外力作用于被拉管件的前端，将管件从小于管件直径的模孔中拉出，以获得较小直径管件。本发明中不仅可通过拉拔来减少管径，还可调节管件的硬度来适于制备可吸收植入医疗器械。实际中可在本发明的教导下，根据待制得的可吸收植入医疗器械的径向尺寸，并结合拉拔过程中计划采用的拉拔工艺参数，例如拉拔道次的数量和/或拉拔系数等，选择适合的模具，此处不再一一列举。
拉拔的拉拔道次包括至少一次带芯棒拉拔、以及带芯棒拉拔之后的至少一次空拉，带芯棒拉拔可以是长芯棒拉拔，例如可以采用3～7道次的长芯棒拉拔和最后1道次的空拉。各带芯棒拉拔过程中的拉拔系数μ＝1.2～2.5，本发明的一实施方式中选为1.5～2.0，其中，μ＝Q0/Q1，Q0为拉拔前原始管件(坯料)的横断面积，Q1为拉拔后管件(可吸收植入医疗器械预制管)的横断面积。该拉拔系数当采用管件的长度比进行表征时也称之为延伸系数，应当知晓，对于固体件，拉拔前后体积不变，因此横断面积比与长度比成反比。
带芯棒拉拔后，芯棒与管坯粘连在一起，需要脱模，使得芯棒与管坯分离。脱模包括挤压管坯使得管坯发生塑性变形，芯棒相对硬度较高，不会发生变形，将与管坯分离。由于管坯经带芯棒拉拔后发生了塑性变形，其表面状态和外径都发生了变化，需至少一个空拉以定径(精确固定外径尺寸)和消除脱模后管件表面的变形痕迹。通常，空拉过程中采用的拉拔系数约为1.0，或略大于1.0，例如可以是1.01～1.05，通过空拉使管坯外径变小，壁厚增大。
拉拔中为了获得最终所需的小尺寸管件，一般需要进行多次带芯棒拉拔，如果中间某次带芯棒拉拔后管件的硬度太大，则不利于后续的拉拔，为此可在拉拔道次期间适当辅以1～5次退火道次，对管件适当地进行退火可减缓加工硬化效果，使其可以继续进行后续的拉拔道次。或者，还可根据最终所需的管件硬度适当地在拉拔道次期间辅以1～5次退火道次。例如，若需拉拔后的硬度较高(例如250HV0.05/10或以上)，拉拔工序中不需要设置退火道次；若需拉拔获得硬度较小(例如小于250HV0.05/10)，拉拔工序中可增加若干退火道次。退火的时机取决于中间拉拔道次的管件硬度，当中间道次的管件硬度在200-240HV0.05/10之间时，可以考虑设置退火道次，退火温度可选择500～750℃。
以管腔支架为例，对于冠脉支架，拉拔后的管件的OD(外径)一般为2.0～5.0mm；对于外周支架，拉拔后的管件的OD一般为5.0～14.0mm；可根据最终的可吸收植入医疗器械类型或型号选择拉拔道次和拉拔系数。通过拉拔不仅能调节管件的尺寸，还能调节其力学性能，本发明中拉拔后的管件的硬度为230～450HV0.05/10(在0.05千克力的试验力下保持10s测得的维氏硬度值)。
在本发明的一具体实施方式中，待拉拔的可吸收植入医疗器械预制管的平均氮含量为0.04～0.4wt％或0.02～0.04wt％，管件的整体塑性得到有效改善，有利于拉拔的实施，可尽量减少拉拔过程中管件表面裂纹的形成，从而有效提高最终可吸收植入医疗器械产品的性能和质量。
仍以管腔支架为例，通过本发明的可吸收植入医疗器械的制备方法制得的可吸收管腔支架的OD属于冠脉支架尺寸范围，径向强度为100～160kPa，过扩塑性为30～45％。目前一般对冠脉支架的力学性能要求是，在OD为2.0～5.0mm的范围内，径向强度不低于80kPa、过扩塑性不低于20％，因此依据本发明的冠脉支架符合常规冠脉支架的力学性能要求。虽然本发明公开是冠脉支架的特征参数，但是并不是对本发明的限制，本领域的普通技术人员基于本发明的教导、不需要付出创造性的劳动即可将上述制备方法用于外周支架、以及其它的可吸收植入医疗器械，基于本发明教导的可吸收植入医疗器械预制管及其制备方法以及基于此的可吸收植入医疗器械及其制备方法均在本发明保护范围之内。
实施例一
本实施例中的铁基坯料是尺寸为6×0.5(外径6mm，壁厚为0.5mm)的纯铁管胚，坯料的总杂质元素含量≤0.5wt.％,其中的碳含量≤0.022％。采用液体渗氮(又称盐浴渗氮)方法先直接对坯料进行渗氮，渗氮温度为565℃，渗氮时间为2小时，盐浴配方为专用的盐浴渗氮用盐。渗氮制得的可吸收植入医疗器械预制管从表面向内包括表面致密的铁氮化合物层、和含氮固溶体，该固溶体的至少一部分弥散分布有铁氮化合物。将可吸收植入医疗器械预制管的表面残余盐洗净进行氮含量测试，测试中参考国家标准GB/T20124-2006《钢铁氮含量的测定惰性气体熔融热导法》，测得平均氮含量为0.40wt.％。
渗氮后的铁基坯料表面的第一层状结构为致密且高硬度的铁氮化合物层，其不利于后续拉拔工艺的进行；且渗氮后铁基坯料的表面和芯部的氮含量可能分布不均匀，氮含量有可能在管件的外表面较高，芯部较低，因此为了去除不利于拉拔的铁氮化合物层、并使得氮含量均匀分布，可在渗氮之后即进行热处理。
Fe-N相图显示，Fe和N可以形成Fe4N、Fe2N等化合物，这些铁氮化合物的最高存在温度为680℃，高于此温度铁氮化合物将会分解，分解后的Fe原子和N原子将会扩散。扩散的驱动力为化学位梯度，在本发明中，Fe和N在高于680℃时形成固溶相，即N固溶于Fe当中，不形成化合物及没有其它相变过程，化学位梯度方向与浓度梯度方向一致，扩散的最终结果是氮元素分布无浓度梯度，即成分均匀化。
原子的扩散能力与温度和时间有关，温度越高，达到最终成份均匀化所需的时间越短，例如可采用850℃下保温1小时的热处理工艺。不同的热处理设备会在升温和降温阶段有所不同，如采用真空热处理炉必须先抽真空至10Pa以下，再进行升温。降温时温度低于300度左右方可充入空气，取出管材以防止氧化。热处理后的管件为完全退火态组织，组织中的N元素以固溶态和/或细小弥散的第二相形式存在于铁基中。热处理中表面铁氮化合物层中的Fe-N化合物分解，分解后的N原子部分会逃逸至真空气氛中，部分从表面向芯部扩散，因此热处理后得到的N含量比热处理前的N含量略低。经检测，本实施例中采用850℃下保温1小时的热处理工艺处理得的N含量为0.37wt.％，略低于热处理前的0.4wt.％。
下一步对热处理后的铁基坯料进行拉拔，拉拔道次包括多次长芯棒拉拔和一次空拉，还可在拉拔道次之间辅以退火道次。例如采用的拉拔道次依次包括：①采用外模5mm、芯棒4.4mm进行长芯棒拉拔；②采用外模4.4mm、芯棒4.0mm进行长芯棒拉拔；③在720℃下退火半小时；④采用外模3.5mm、芯棒3.19mm进行长芯棒拉拔；⑤采用外模2.3mm、芯棒2.02mm进行长芯棒拉拔；⑥采用外模1.795mm、芯棒1.627mm进行长芯棒拉拔；⑦采用外模1.590mm进行空拉。
为了减少拉拔缺陷的产生，所有拉拔道次的延伸系数不超过2.0，延伸系数约为1.5时较佳。由于金属材料具有一定的弹性后效，经过1.590mm的外模拉拔后，外径会存在一定的回弹，实测后外径为1.600mm，壁厚为0.090mm。拉拔后即可得到成分不变(总杂质元素含量≤0.5wt.％,其中碳含量≤0.022％)、外径为1.600mm、壁厚为0.090±0.005mm、硬度为430HV 0.05/10的管件。维氏硬度测试则根据GB/T 4340.1-2009中测试方法进行，采用50gf的载荷，保压10s，根据压痕对角线长度进行计算，得出管件的维氏硬度值。
对上述拉拔后制得的预制管进行激光切割得到3.0×18mm规格的冠脉支架，切割精度±5微米。由于对原材料进行N元素合金化处理后，拉拔后预制管表面质量较高，且由于在渗氮后的热处理中去除了表面的铁氮化合物层，因此可直接进行化学或电化学抛光就可以得到需要的支架。将激光切割后的支架抛光至成品尺寸(例如支架杆宽90微米，支架壁厚50微米)，抛光后内外表面均未观察可见裂纹。测得支架径向强度约为120kPa，过扩塑性约为25％，满足医疗器械及其部件如支架对径向强度和塑性的要求。
可吸收植入医疗器械的径向强度测试中通过压缩模块均匀地对可吸收植入医疗器械施加径向压力，使可吸收植入医疗器械压缩，产生均匀变形；定义可吸收植入医疗器械径向(外径)发生10％变形时所施加的径向压强大小为支架的径向强度。
可吸收植入医疗器械的塑性测试按以下例子进行。以OD3.0×18mm(OD为3.0mm，管长为18mm)规格的支架为例，用配套的3.0×18mm球囊导管扩张至球囊导管的名义直径压力(球囊导管上通常有标注，一般为8atm)下时，支架内径为3.0mm，此为支架的名义直径。将不同材质的预制管制成的相同规格的支架用不同名义直径的球囊导管或使用不同的扩张压力，从小到大逐渐扩张支架时，观察支架的断裂情况，记录支架扩张而不发生断裂的最大扩张直径D(mm)，计算100×(D-3.0)/D％，以此表征材料的过扩塑性。支架扩张而不发生断裂的最大扩张直径越高，表明其抗断裂性能越好，塑性越高。若支架未能扩张到1.2倍名义直径(相当于20％的过扩塑性)就发生断裂，则此种材料在当前的拔管工艺下，或者此种材料在当前的拔管工艺下再经相应的改性处理后，塑性太低，不能用于制作支架。
实施例二
本实施例中选择的坯料为尺寸是6×0.5(外径6mm，壁厚为0.5mm)的铁合金管件，该铁合金总的合金元素含量≤3wt.％，合金元素中不含强氮化物形成元素。例如，铁合金成分可以是：0.3wt.％的C，0.30wt.％的Si，0.60wt.％的Mn，0.025wt.％的P，0.025wt.％的S，0.25wt.％的Ni，0.25wt.％的Cu，全部合金元素含量为1.75wt.％。
采用气体渗氮法对坯料进行渗氮，渗氮温度为570℃，渗氮时间为1小时，供气率10(供气率为每小时供气量/炉内体积)，渗氮气体为氨气。渗氮后得到管件包括固溶体和包覆该固溶体的表面铁氮化合物层，固溶体的至少一部分中弥散分布有铁氮化合物。对渗氮后的管件采用实施例一中相同的测试方法进行N含量测试，测得平均N含量为0.18wt.％。
渗氮后管件表面致密且高硬度的铁氮化合物层不利于后续拉拔工艺的进行，且渗氮后管件表面和芯部的N含量分布不均匀，N含量在表面较高，芯部较低，为了去除表面铁氮化合物层并使得N元素在可吸收植入医疗器械预制管中均匀分布，可对渗氮后的管件进行热处理，例如，可采用的热处理工艺为880℃下保温1小时。热处理后的管件为完全退火态组织，组织中的N元素以固溶态和/或细小弥散的第二相形式存在于基体中。由于热处理中，Fe-N化合物分解，分解后的N原子部分会逃逸至真空气氛中，部分向芯部扩散，因此热处理后的N含量比热处理前的N含量略低。经检测，本实施例中采用的880℃下保温1小时的热处理工艺获得的N含量为0.17wt.％。
对热处理后的管件进行拉拔，拉拔道次包括多次带芯棒拉拔和一次空拉，拉拔道次之间还可辅以退火道次。拉拔中采用的道次依次包括：：①采用外模5mm、芯棒4.4mm进行长芯棒拉拔；②采用外模4.4mm、芯棒4.0mm进行长芯棒拉拔；③在720℃下退火半小时；④采用外模3.5mm、芯棒3.19mm进行长芯棒拉拔；⑤采用外模2.3mm、芯棒2.02mm进行长芯棒拉拔；⑥采用外模1.795mm、芯棒1.627mm进行长芯棒拉拔；⑦在500℃下退火半小时；⑧采用外模1.594mm进行空拉。
为了减少拉拔缺陷的产生，所有拉拔道次的延伸系数不超过2.0，延伸系数约为1.5较佳。由于金属材料具有一定的弹性后效，经过1.594mm的外模拉拔后，外径会存在一定的回弹，实测外径为1.600mm，壁厚为0.090mm。拉拔后得到成分不变(总杂质元素含量≤0.5wt.％,其中碳含量≤0.022％)、外径为1.60mm、壁厚为0.090±0.005mm、硬度为250HV0.05/10的管件，各参数的测试方法与实施例一中的相同。
将上述拉拔后制得的预制管进行激光切割得到3.0×18mm规格的冠脉支架，切割精度±5微米。由于对进行了N元素合金化处理的铁基坯料进行拉拔，由此制得的预制管表面质量较高，且由于去除了表面铁氮化合物层，可直接进行化学或电化学抛光就可以得到需要的支架。将激光切割后的支架抛光至成品尺寸(例如支架杆宽90微米，支架壁厚50微米)，抛光后内外表面均未观察可见裂纹。测得支架径向强度约为110kPa，过扩塑性约为40％，满足医疗器械及其部件如支架对径向强度和塑性的要求。
实施例三
本实施例中选择的坯料为尺寸是6×0.5(外径6mm，壁厚为0.5mm)的纯铁管胚(总杂质元素含量≤0.5wt.％,其中碳含量≤0.022％)。
采用离子渗氮法对坯料进行渗氮，渗氮温度约为400℃，氮氢流量比为1:3，气压为300～500Pa，偏压约为600V，渗氮时间为120分钟。渗氮制得的管件表面无致密的铁氮化合物层，包括均匀的含氮固溶体以及弥散分布于至少一部分该固溶体中的铁氮化合物。采用实施例一中相同的方法对可吸收植入医疗器械预制管进行N含量测试，测得平均N含量为0.07wt.％。
由于渗氮后的铁基坯料的表面无致密的铁氮化合物层，无需热处理，可直接进行拉拔。拉拔道次包括多次带芯棒拉拔和一次空拉，可在拉拔道次之间辅以退火道次。拉拔中可采用的道次依次包括：①采用外模5mm、芯棒4.4mm进行长芯棒拉拔；②采用外模4.4mm、芯棒4.0mm进行长芯棒拉拔；③在530℃下退火半小时；④采用外模3.5mm、芯棒3.19mm进行长芯棒拉拔；⑤采用外模2.3mm、芯棒2.02mm进行长芯棒拉拔；⑥采用外模1.795mm、芯棒1.627mm进行长芯棒拉拔；⑦采用外模1.594mm进行空拉。
为了减少拉拔缺陷的产生，所有的拉拔道次的延伸系数不超过2.0，延伸系数约为1.5较佳。由于金属材料具有一定的弹性后效，经过1.594mm的外模拉拔后，外径会存在一定的回弹，实测后外径为1.600mm，壁厚为0.090mm。拉拔后即可得到成分不变(总杂质元素含量≤0.5wt.％,其中碳含量≤0.022％)、外径为1.60mm、壁厚为0.090±0.005mm、硬度为300HV0.05/10的管件，各参数的测试均采用实施例一中相同的方法。
对上述拉拔后制得的预制管进行激光切割得到3.0×18mm规格的冠脉支架，切割精度±5微米。由于对原材料进行N元素合金化处理后，拉拔后制得的预制管的表面质量较高，且由于表面无致密的铁氮化合物层，可直接进行化学或电化学抛光就可以得到需要的支架。将激光切割后的支架抛光至成品尺寸(支架杆宽90微米，支架壁厚50微米)，抛光后内外表面均未观察可见裂纹。测得支架径向强度约为110kPa，过扩塑性约为35％，满足医疗器械及其部件如支架对径向强度和塑性的要求。
实施例四
本实施例采用的坯料为尺寸是6×0.5(外径6mm，壁厚为0.5mm)的铁合金管件(总的合金元素含量≤3wt.％，且含一种或多种强氮化物形成元素，强氮化物形成元素包括但不限于Ti、Cr、Al、Zr、Nb、V、B、W、Mo，强氮化物形成元素的总含量不低于0.05wt.％)。例如铁合金成分为：C为0.10wt.％，Si为0.17wt.％，Mn为0.50wt.％，P为0.03wt.％，S为0.020wt.％，Mo为0.45wt.％，Cr为1.0wt.％，Cu为0.15wt.％，Ni为0.25wt.％，即其全部合金元素含量为2.67wt.％，强氮化物形成元素(Mo和Cr)含量为1.45wt.％。
采用气体渗氮法对坯料进行渗氮，渗氮温度为530℃，渗氮时间为2小时，供气率为5(供气率为每小时供气量/炉内体积)，渗氮气体为氨气。采用实施例一中相同的方法对渗氮制得的铁基坯料进行N含量测试，测得平均N含量为0.10wt.％。由于N含量明显低于强氮化物形成元素的含量，N元素将优先与强氮化物形成元素结合形成化合物，由此渗氮后的铁基坯料包括含氮固溶体和铁基芯部，该固溶体包覆铁基芯部，且至少一部分固溶体中弥散分布有强氮化物形成元素与氮元素的化合物，铁基芯部基本保持为渗氮前的组织形貌，即原始的铁合金。在一些情况中，固溶体的含量明显少于弥散分布的强氮化物形成元素与氮元素的化合物含量，因此仅能有效监测到弥散分布的强氮化物形成元素与氮元素的化合物。另外，如若渗氮程度提高，例如延长渗氮时间和/或提高渗氮温度，则还可以得到均匀的单一结构，即弥散的强氮化物形成元素与氮元素的化合物均匀分布。由于渗氮后的管件的表层无致密的铁氮化合物层，因此无需要进行退火处理，可直接进行拉拔。
对上述渗氮后的管件进行拉拔，拉拔道次包括多次带芯棒拉拔和一次空拉，拉拔道次之间还可辅以退火道次。拉拔中可采用的道次依次包括：①采用外模5mm、芯棒4.4mm进行长芯棒拉拔；②采用外模4.4mm、芯棒4.0mm进行长芯棒拉拔；③在600℃下退火半小时；④采用外模3.5mm、芯棒3.19mm进行长芯棒拉拔；⑤采用外模2.3mm、芯棒2.02mm进行长芯棒拉拔；⑥采用外模1.795mm、芯棒1.627mm进行长芯棒拉拔；⑦采用外模1.590mm进行空拉。
为了减少拉拔缺陷的产生，所有拉拔道次的延伸系数不超过2.0，延伸系数约为1.5较佳。由于金属材料具有一定的弹性后效，经过1.590mm的外模拉拔后，外径会存在一定的回弹，实测后外径为1.600mm，壁厚为0.090mm。拉拔后得到成分不变((总的合金元素含量≤3wt.％，强氮化物形成元素的总含量不低于0.05wt.％)、外径为1.600mm、壁厚为0.090±0.005mm、硬度为410HV0.05/10的管件。
将上述拉拔后制得的预制管进行激光切割得到3.0×18mm规格的冠脉支架，切割精度±5微米。由于对原材料进行N元素合金化处理后，拉拔后预制管表面质量较高，且由于表面无致密的铁氮化合物层，可直接进行化学或电化学抛光就可以得到需要的支架。将激光切割后的支架抛光至成品尺寸(例如支架杆宽90微米，支架壁厚50微米)，抛光后内外表面均未观察可见裂纹。测得支架径向强度约为170kPa，过扩塑性约为30％，满足医疗器械及其部件如支架对径向强度和塑性的要求。
实施例五
本实施例中选择的坯料为尺寸是6×0.5(外径6mm，壁厚为0.5mm)的纯铁管胚(总杂质元素含量≤0.5wt.％,其中碳含量≤0.022％)。
采用气体渗氮法对坯料进行渗氮，渗氮温度为490℃，渗氮时间为1小时，供气率为10(供气率为每小时供气量/炉内体积)，渗氮气体为氨气。待渗氮的坯料是完全退火态组织，如果坯料是变形组织，调整渗氮工艺后也可以得到相同的效果。渗氮制得的管件表面无致密的铁氮化合物层，包括均匀的含氮固溶体以及弥散分布于至少一部分该固溶体中的铁氮化合物。采用实施例一中相同的方法对渗氮制得的铁基坯料进行N含量测试，测得平均N含量为0.02wt.％。
如前述，为利于铁氮化合物的分解以及氮元素的均匀扩散分布，可对渗氮后的管坯进行热处理，例如，可将渗氮后的管坯在720℃下退火1小时，从而使得氮元素分布更加均匀。本实施例中，为获得较低的平均氮含量，坯料仅渗氮1小时，此时管坯内部的铁氮化合物颗粒容易长大，不利于后续获得到高硬度的预制件，为此可在热处理后进行快速冷却处理，例如冷却速率不小于10K/s。在此冷却速率下冷却，可以抑制冷却过程的铁氮化合物的长大，使到的预制管中的铁氮化合物更加细小弥散，由于越细小的铁氮化合物其弥散强化效果越好，因此可以在较低氮含量下得到较高的硬度，与此同时，氮含量较低，可以提高由该预制管制得的医疗器械(例如管腔支架)的过扩塑性。
随后对上述渗氮后的管件进行拉拔，拉拔道次包括多次带芯棒拉拔和一次空拉，拉拔道次之间还可辅以退火道次。拉拔中可采用的道次依次包括：①采用外模5mm、芯棒4.4mm进行长芯棒拉拔；②采用外模4.4mm、芯棒4.0mm进行长芯棒拉拔；③采用外模3.5mm、芯棒3.2mm进行长芯棒拉拔；④在570℃下退火5分钟；⑤快速冷却，冷却速率不小于10K/s；⑥采用外模2.3mm、芯棒2.02mm进行长芯棒拉拔；⑦采用外模1.795mm、芯棒1.627mm进行长芯棒拉拔；⑧采用外模1.590mm进行空拉。
为了减少拉拔缺陷的产生，所有拉拔道次的延伸系数不超过2.0，延伸系数约为1.5较佳。由于金属材料具有一定的弹性后效，经过1.590mm的外模拉拔后，外径会存在一定的回弹，实测后外径为1.600mm，壁厚为0.090mm。拉拔后得到成分不变(总杂质元素含量≤0.5wt.％,其中碳含量≤0.022％)、外径为1.60mm、壁厚为0.090±0.005mm、硬度为250HV0.05/10的管件，各参数的测试均采用实施例一中相同的方法。
将上述拉拔后制得的预制管进行激光切割得到3.0×18mm规格的冠脉支架，切割精度±5微米。由于对原材料进行N元素合金化处理后，拉拔后预制管表面质量较高，且由于表面无致密的铁氮化合物层，可直接进行化学或电化学抛光就可以得到需要的支架。将激光切割后的支架抛光至成品尺寸(例如支架杆宽90微米，支架壁厚50微米)，抛光后内外表面均未观察可见裂纹。测得支架径向强度约为110kPa，过扩塑性约为40％，满足医疗器械及其部件如支架对径向强度和塑性的要求。
对比例
采用与实施例一和三中相同的纯铁坯料，尺寸为6×0.5(外径6mm，壁厚为0.5mm)，总杂质元素含量≤0.5wt.％,其中碳含量≤0.022％。直接对坯料支架进行拉拔，例如拉拔中采用的道次依次包括：①采用外模5mm、芯棒4.4mm进行长芯棒拉拔；②采用外模4.4mm、芯棒4.0mm进行长芯棒拉拔；③采用外模3.5mm、芯棒3.19mm进行长芯棒拉拔；④采用外模2.3mm、芯棒2.02mm进行长芯棒拉拔；⑤采用外模1.83mm、芯棒1.60mm进行长芯棒拉拔；⑥采用外模1.594mm进行空拉。为了减少拉拔缺陷的产生，所有拉拔道次的延伸系数不超过2.0，延伸系数约为1.5较佳。由于金属材料具有一定的弹性后效，经过1.594mm的外模拉拔后，外径会存在一定的回弹，实测后外径为1.600mm，壁厚为0.090±0.005mm。最终得到成分不变(总杂质元素含量≤0.5wt.％,其中碳含量≤0.022％)、外径为1.60mm、壁厚为0.090±0.005mm、硬度为280HV0.05/10的预制管。
将上述预制管进行激光切割并抛光至成品尺寸(例如支架杆宽90微米，支架壁厚50微米)，抛光后内外表面均可观察到明显裂纹。测得支架径向强度约为90kPa，过扩塑性约为5％，部分测试支架甚至在正常扩开至名义直径的过程中就会出现支架杆断裂的现象，无法满足医疗器械及其部件如支架对径向强度和塑性的要求。
该对比例中直接对未经过合金化处理的坯料进行拉拔，坯料中的氮含量几乎可不计，因此制得的预制管的硬度只能依赖于拉拔的加工硬化，硬度最高只能达到300HV0.05/10；而实施例一和实施例三中对加入了氮元素的管件进行拉拔来制得预制管，由此制得的预制管的硬度不仅来自拉拔的加工硬化，还来自氮元素的固溶强化和Fe-N化合物的弥散强化，实施例一的预制管的硬度为430HV0.05/10，实施例三的预制管的硬度300HV0.05/10。另外，对比例中未经合金化处理的坯料的塑性较差，且拉拔后制得的预制管的表面质量较差，可见明显裂纹，而实施例一和三中可吸收植入医疗器械预制管在达到与对比例相同甚至更高的硬度条件下对塑性的负面影响较小，且几乎无明显表面裂纹的出现。基于此，实施例一和三中最终制得的可吸收植入医疗器械在径向强度、过扩塑性和表面质量方面均明显优于对比例中的可吸收植入医疗器械成品。
综上，在本发明的可吸收植入医疗器械的制备方法中，在医疗器械成型之前对铁基坯料(管件)进行渗氮，装炉量高，工艺简单，提高了可吸收植入医疗器械的生产效率，并提高了成品率，减少了物料损耗。以管腔支架为例，在上述优势的基础上，通过本发明的制备方法制得的可吸收植入支架的径向强度和过扩塑性满足常规可吸收植入支架的力学性能要求。
在本发明优选的预制管的制备方法中，在拉拔之前对坯料进行渗氮，可以改善铁基管件塑性，有利于后续拉拔工艺的实施，以提高拉拔后管件的表面质量；渗氮中氮元素固溶强化和弥散强化可以与拉拔的加工硬化叠加，进一步增强硬化效果，提高拉拔后管件的硬度。另一方面，拉拔之前即可去除白亮层或者在整个制备方法中不会形成白亮层，因此切割或机加工步骤后无需实施去除白亮层的步骤，即使拉拔前具有去除白亮层的步骤，也可采用热处理方法去除，不会对切割或机加工后的器械尺寸产生影响，降低了获得特定径向尺寸和表面光滑度的器械的设计难度，避免了去除白亮层步骤对器械尺寸和表面性能的影响。
应当知晓，以上数据为本发明中的具体实施例中的数值，上述数值随具体产品的规格不同而调整，因此其仅用作举例，并不是对本发明的限制，本领域的普通技术人员，基于本发明的教导所制得的可吸收植入医疗器械预制管及可吸收植入医疗器械、以及所采用的上述两者的制备方法，均在本发明的保护范围之内。

Claims (9)

1.一种铁基可吸收植入医疗器械预制管，其特征在于，所述铁基可吸收植入医疗器械预制管包括铁基材料和氮，所述可吸收植入医疗器械预制管的平均氮含量为0.04～0.4wt%或0.02~0.04wt%，且所述铁基材料为纯铁，所述纯铁的全部杂质元素的含量≤0.5wt.%，或者，所述铁基材料为铁基合金，所述铁基合金的全部合金元素含量≤3wt.%；
所述铁基可吸收植入医疗器械预制管通过拉拔渗氮后的铁基材料获得。
2.根据权利要求1所述的铁基可吸收植入医疗器械预制管，其特征在于，所述纯铁的全部杂质元素中的碳含量≤0.022wt.%；所述铁基合金的全部合金元素中碳含量≤0.45wt.%。
3.根据权利要求1所述的铁基可吸收植入医疗器械预制管，其特征在于，所述铁基合金含有强氮化物形成元素，所述强氮化物形成元素的含量≥0.05wt.%。
4.根据权利要求1所述的铁基可吸收植入医疗器械预制管，其特征在于，所述可吸收植入医疗器械预制管的外径为1～10mm；壁厚为0.08～0.6mm。
5.根据权利要求1所述的铁基可吸收植入医疗器械预制管，其特征在于，所述铁基可吸收植入医疗器械预制管用于制备管腔支架，所述铁基可吸收植入医疗器械预制管的外径为1~8mm，壁厚为0.08~0.6mm；
或者，所述铁基可吸收植入医疗器械预制管用于制备滤器，所述铁基可吸收植入医疗器械预制管的外径为2mm，壁厚为0.28mm；
或者，所述铁基可吸收植入医疗器械预制管用于制备瓣膜，所述铁基可吸收植入医疗器械预制管的外径为8mm，壁厚为0.6mm；
或者，所述铁基可吸收植入医疗器械预制管用于制备肺减容器械或肾动脉消融导管，所述铁基可吸收植入医疗器械预制管的外径为1~1.6mm，壁厚为0.15~0.2mm。
6.根据权利要求5所述的铁基可吸收植入医疗器械预制管，其特征在于，当所述管腔支架为冠脉支架或外周支架时，所述铁基可吸收植入医疗器械预制管的外径为1.6~4.2mm，壁厚为0.08~0.21mm；当所述管腔支架为腹主支架时，所述铁基可吸收植入医疗器械预制管的外径为3~6.16mm，壁厚为0.25~0.6mm。
7.根据权利要求1所述的铁基可吸收植入医疗器械预制管，其特征在于，所述可吸收植入医疗器械预制管的硬度为230～450HV0.05/10。
8.一种由权利要求1~7任一项所述的铁基可吸收植入医疗器械预制管制备的铁基可吸收植入医疗器械。
9.根据权利要求8所述的铁基可吸收植入医疗器械，其特征在于，所述铁基可吸收植入医疗器械为管腔支架，所述管腔支架的径向强度为110~170KPa，过扩塑性为25%~40%。
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