JP2000014794A - ステント - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 剛性、弾性を任意の部位に設定できるととも
に、加工性に優れたステントを提供する。 【解決手段】 本発明のステントは組成がＭｎ５〜２０
重量％、Ａｌ３〜１０重量％、残部Ｃｕ及び不可避不純
物である銅基合金からなる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、半径方向に縮小、
拡張可能で、血管、体腔内に埋設可能で狭窄部の治療に
使用される医療用ステントに関する。

【０００２】

【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】血管を
主体として体腔、管腔などの狭窄部の治療目的で、種々
のステントが使用されている。ステントは一般に処置部
位に留置されるべく小型化され、体内の所望の部位にカ
テーテルによって運ばれる。処置部位に到達した後、カ
テーテルからステントを突き出して、応力を開放してや
れば、収縮前の形態で拡張して血管、体腔内で固定され
る。

【０００３】ステントは留置方法によってバルーンエキ
スパンダブルステント、セルフエキスパンダブル（自己
拡張型）ステントに分類される。バルーンエキスパンダ
ブルタイプは、ステント自体に拡張機能がなく、ステン
トを体内の処置部位に導入した後、ステントの内側に配
置されたバルーンを拡張させ、バルーンの拡張力で、ス
テントを密着固定させる方式である。一方、セルフエキ
スパンダブルタイプは、ステントを体内に導入する際、
カテーテル内に縮小、小型化され、応力のかかった状態
で処置部位に導入した後、カテーテルから押し出され、
応力が開放されて収縮前の形状まで復元（自己拡張）す
ることによって、処置部位の脈管内に留まる方式であ
る。セルフエキスパンダブルタイプはバルーンエキスパ
ンダブルタイプと異なり、バルーンを使用した拡張作業
を脈管内で行う必要が無く、操作が容易である等の利点
がある。

【０００４】セルフエキスパンダブルステントとして、
各種材質及び形状のものが市場に出されている。このタ
イプのステントは、ステント自体が収縮、小型化された
後に、拡張機能を持つ必要があるため、ステントの素材
として、比較的高剛性、高弾性を有したものとして、Ｓ
ＵＳ３１６等のステンレス鋼や、比較的低い剛性、弾性
を有したものとして、Ｎｉ−Ｔｉ合金が使用されてい
る。

【０００５】これら従来のステンレス鋼及びＮｉ−Ｔｉ
合金では、高い径方向強度の力を必要とするセルフエキ
スパンダブルステントには不向きである。また、ステン
ト自体が単一の物性を持っているため、処置部位の状態
や形状によって要求される複合的な物性を形成できない
問題がある。さらに、カテーテル内への装填がしにくい
ことや、Ｎｉ−Ｔｉ合金自体加工性が悪い等の問題があ
る。

【０００６】従って、本発明の目的は、剛性、弾性を任
意な部位に設定できるとともに、加工性に優れたステン
トを提供することである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】上記課題を鑑み鋭意研究
の結果、本発明者らはＣｕ−Ａｌ−Ｍｎ基形状記憶合金
を用い、Ｃｕ−Ａｌ−Ｍｎ基合金の特性が徐々に変化す
る傾斜機能の性質を利用することにより、ステントの剛
性を徐々に変化させることができ、設計自由度の高いス
テントが得られることを発見し、本発明を完成した。

【０００８】すなわち、本発明のステントは、組成がＭ
ｎ５〜２０重量％、Ａｌ３〜１０重量％、残部Ｃｕ及び
不可避不純物である銅基合金からなることを特徴とす
る。

【０００９】本発明のステントにおいて、前記銅基合金
はさらにＮｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ａｇ、Ｗ、Ｍｇ、Ｐ、Ｚｒ、Ｚｎ、Ｂ
及びミッシュメタルからなる群より選ばれた１種又は２
種以上を合計で０．００１〜１０重量％含有することが
できる。

【００１０】本発明のステントの第一の形態は、前記組
成の銅基合金を熱間加工及び／又は冷間加工により成形
し、５００℃以上の温度で保持した後急冷し、２００℃
以下の温度で時効処理して得られ、形状記憶特性及び超
弾性を有する。

【００１１】本発明のステントの第二の形態は、少なく
とも一つの剛性部と、少なくとも一つの弾性部と、それ
らの間に剛性が連続的又は段階的に変化する一つ以上の
中間部とを有する。第二形態のステントは前記組成の銅
基合金を熱間加工及び／又は冷間加工により成形し、５
００℃以上の温度で保持した後急冷し、さらに前記ステ
ントの剛性部より弾性部の方向へ加熱温度が連続的又は
段階的に減少する温度分布で時効処理して得られ、前記
温度分布の最高温度は２５０〜３５０℃で、前記温度分
布の最低温度は２５０℃未満である。

【００１２】

【発明の実施の形態】[1] 銅基合金 (1) 銅基合金の組成 本発明で用いる銅基合金は、Ａｌ３〜１０重量％、Ｍｎ
５〜２０重量％を含み、残部Ｃｕと不可避的不純物から
なる。この銅基合金は高温でβ（ｂｃｃ構造）単相、低
温でマルテンサイト（無拡散）変態を生じる。また、こ
のβ単相の組織は３００℃前後の加熱処理でα相（ｆｃ
ｃ構造）とホイスラー相（規則ｂｃｃ構造）の二相組織
に変化する。

【００１３】Ａｌ元素の含有量が３重量％未満ではβ単
相を形成できず、また１０重量％を超えると極めて脆く
なる。Ａｌ元素の含有量はＭｎ元素の組成によって変化
するが、好ましいＡｌ元素の含有量は６〜10重量％であ
る。

【００１４】Ｍｎ元素を含有することによりβ相の存在
範囲を低Ａｌ側へと広げ、冷間加工性を著しく高め、製
造が容易になる。Ｍｎ元素の添加量が５重量％未満では
満足な加工性が得られず、かつβ単相の領域を形成する
ことができなくなる。Ｍｎ元素の添加量が２０重量％を
超えると、超弾性が得られないので好ましくない。好ま
しいＭｎの含有量は８〜１２重量％である。

【００１５】上記組成のＣｕ基合金は熱間加工及び冷間
加工性に富み、冷間で２０％〜９０％、又はそれ以上の
加工率が可能であり、パイプ、線状、リボン状等に容易
に成形することができる。

【００１６】上記成分以外に、本発明の銅基合金はさら
に、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｎｂ、
Ｍｏ、Ｗ、Ｓｎ、Ａｇ、Ｍｇ、Ｐ、Ｚｒ、Ｚｎ、Ｂ及び
ミッシュメタルからなる群より選ばれた一種又は二種以
上を含有することができる。これらの元素の含有量は合
計で０. ００１〜１０重量％であるのが好ましく、特に
0.001 〜２重量％が好ましい。これらの元素は、冷間加
工性を維持したまま、結晶粒を微細化して銅基合金の強
度を上げる効果を発揮する。しかし、これら元素の含有
量が１０重量％を超えるとマルテンサイト変態温度を低
下させ、β単相組織が不安定になる。

【００１７】Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｓｎ、Ａｇは基地組織
の強化に有効な元素である。Ｎｉ、Ｆｅ、Ａｇの好まし
い含有量はそれぞれ0.001 〜３重量％である。Ｃｏはま
たＣｏＡｌの形成により結晶粒を微細化するが、過剰に
なると靭性を低下させる。Ｃｏの好ましい含有量は0.00
1 〜２重量％である。Ｓｎの好ましい含有量は0.001〜
１重量％である。

【００１８】Ｔｉは阻害元素であるＮ及びＯと結合し酸
窒化物を形成する。また、Ｂとの複合添加によってボラ
イドを形成し、結晶粒を微細化し、形状回復率を向上さ
せる。Ｔｉの好ましい含有量は0.001 〜２重量％であ
る。

【００１９】Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒは硬さを高める効果
を有し、耐摩耗性を向上させるとともに、これらの元素
はほとんど基地に固溶しないので、ｂｃｃ結晶として析
出し、結晶粒の微細化に有効な元素である。Ｖ、Ｎｂ、
Ｍｏ、Ｚｒの好ましい含有量はそれぞれ0.001 〜１重量
％である。

【００２０】Ｃｒは耐摩耗性及び耐食性を維持するのに
有効な元素である。Ｃｒの好ましい含有量は0.001 〜２
重量％である。

【００２１】Ｓｉは耐食性を向上させる効果を有する。
Ｓｉの好ましい含有量は0.001 〜２重量％である。

【００２２】Ｗは基地にほとんど固溶しないので、析出
強化の効果がある。Ｗの好ましい含有量は0.001 〜１重
量％である。

【００２３】Ｍｇは阻害元素であるＮ及びＯを除去する
とともに、阻害元素であるＳを硫化物として固定し、熱
間加工性や靭性の向上に効果があるが、多量の添加は粒
界偏析を招き、脆化の原因となる。Ｍｇの好ましい含有
量は0.001 〜0.5 重量％である。

【００２４】Ｐは脱酸剤として用いられ、靭性向上の効
果を有する。Ｐの好ましい含有量は0.01〜0.5 重量％で
ある。

【００２５】Ｚｎは形状記憶処理温度を低下させる効果
を有する。Ｚｎの好ましい含有量は0.001 〜５重量％で
ある。

【００２６】Ｂは結晶組織を微細化する効果がある。特
にＴｉ、Ｚｒとの複合添加が好ましい。Ｂの好ましい含
有量は0.01〜0.5 重量％である。

【００２７】ミッシュメタルは結晶粒を微細化する効果
を有する。ミッシュメタルの好ましい含有量は0.001 〜
２重量％である。

【００２８】(2）銅基合金の製造方法 (a) 銅基合金の成形 上記組成の銅基合金を溶解鋳造し、熱間圧延、冷間圧
延、引き抜き等の加工で所望サイズの管状、線状、リボ
ン状等に成形する。本発明の組成を有する銅基合金は熱
間加工及び冷間加工性に富み、冷間で２０％〜９０％、
又はそれ以上の加工率が可能であり、極細線等に容易に
成形することができる。

【００２９】(b) 溶体化処理 次に、５００℃以上、好ましくは６００〜９００℃の温
度で加熱し、結晶組織をβ単相に変態させる。加熱処理
後、５０℃／秒以上の速度で急冷して、β単相状態を凍
結させる。急冷は水などの冷媒に入れるか、強制空冷に
よって行う。冷却速度が５０℃／秒未満であると、α相
の析出が生じてしまうので、β単相の結晶構造を維持で
きなくなり、機能の傾斜度が小さくなる。好ましい冷却
速度は２００℃／秒以上である。

【００３０】(c) 時効処理 本発明において、時効処理の仕方により、銅基合金を次
の二つの形態とすることができる。第一形態では、銅基
合金全体が一様に形状記憶特性及び超弾性を有する。第
二形態では、銅基合金は曲げにくい高剛性部と弾力性の
ある低剛性部を有し、高剛性部から低剛性部に向かって
剛性が連続的又は段階的に減少する。

【００３１】(i) 第一形態 第一形態の場合、銅基合金を２００℃以下の温度、好ま
しくは１００〜２００℃の温度で時効処理を行う。低剛
性部の加熱温度があまり低いと、β相の規則度は完全で
はなく、室温で放置しておくとマルテンサイト変態温度
が変化する場合がある。逆に加熱温度が２００℃を超え
ると、α相の析出が起こり、剛性が高くなってしまう。

【００３２】時効処理時間は銅基合金の組成により異な
るが、１〜３００分間が好ましく、５〜２００分間が特
に好ましい。時効処理時間が１分間未満では時効の効果
が得られず、また時効処理時間が３００分間を超える
と、分解が始まり、形状記憶特性が低下する。

【００３３】第一形態の銅基合金は、結晶構造が実質的
にβ単相からなり、特開平7-62472号に記載の通り、形
状記憶の特性を有し、かつ超弾性材料である。第一形態
の銅基合金の硬さは３５０Hv未満であり、降伏応力（す
なわち０．２％耐力）は合金組成により異なるが、４０
０ＭＰａ未満である。また形状回復率は８０％以上であ
る。

【００３４】(ii)第二形態 第二形態は特願平１０−１８１２６８号に記載の通り、
傾斜機能材料である。時効処理により、銅基合金は高剛
性部と低剛性部を有し、高剛性部から低剛性部に向かっ
て剛性が連続的又は段階的に減少するようにできる。

【００３５】低剛性部の時効処理を２５０℃未満の温度
で行い、高剛性部の時効処理を２５０〜３５０℃の温度
で行う。低剛性部と高剛性部の間に位置する中間部分は
前記低剛性部の加熱温度から高剛性部の加熱温度まで連
続的又は段階的に変化する温度分布（温度勾配）で時効
処理を行う。

【００３６】低剛性部の加熱温度があまり低いと、β相
が不安定であり、室温で放置しておくとマルテンサイト
変態温度が変化する場合がある。逆に加熱温度が２５０
℃以上であると、α相の析出が起こり、高剛性部との機
能特性の差が小さくなる。低剛性部の加熱温度は１００
〜２００℃であるのが好ましい。

【００３７】高剛性部の加熱温度が２５０℃未満である
と、高剛性部の結晶構造がα相とホイスラー相の二相に
十分に変態できず、低剛性部との機能特性の差が小さく
なる。また加熱温度が３５０℃を超えると、組織が粗大
化し、降伏力や、硬さ等の機能特性が低下する。高剛性
部の加熱温度は２８０〜３２０℃であるのが好ましい。

【００３８】低剛性部の加熱温度と高剛性部の加熱温度
の差は５０℃以上であるのが好ましく、８０℃以上が特
に好ましい。低剛性部の加熱温度と高剛性部の加熱温度
の差が５０℃未満であると、両部分の剛性の差が小さく
なる。

【００３９】時効処理時間は銅基合金の組成により異な
るが、１〜３００分間が好ましく、５〜２００分間が特
に好ましい。時効処理時間が１分間未満では時効の効果
が得られず、また時効処理時間が３００分間を超える
と、組織が粗大化してしまい、材料としての機械的特性
が不充分になる。

【００４０】このようにして得られた管状、線状、リボ
ン状の銅基合金は、特願平１０−１８１２６８号に記載
の通り、傾斜機能合金であり、結晶構造が実質的にβ単
相からなる低剛性部と、実質的にα相とホイスラー相の
二相からなる高剛性部と、前記低剛性部と前記高剛性部
との間に位置し、前記低剛性部から高剛性部へ結晶構造
が連続的又は段階的に変化する中間部分からなる。

【００４１】本発明において、「結晶構造が実質的にβ
単相からなる」とは、結晶構造がβ相のみでなく、少量
のα相とホイスラー相、及び少量のＴｉＢ、ＺｒＢ、ｂ
ｃｃ相のＶ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗや、ＮｉＡｌ、ＣｏＡｌ等
の金属間化合物を有する場合も含む。α相とホイスラー
相の割合が合計で５体積％以下であるのが好ましい。α
相とホイスラー相の割合の合計が５体積％を超えると、
低剛性部の超弾性や、形状回復性が著しく低下し、機能
特性の傾斜が小さくなるので好ましくない。

【００４２】一方、「結晶構造が実質的にα相とホイス
ラー相の二相からなる」とは、結晶構造がα相及びホイ
スラー相のみからなる場合だけでなく、少量のβ相、及
び少量のＴｉＢ、ＺｒＢ、ｂｃｃ相のＶ、Ｍｏ、Ｎｂ、
Ｗや、ＮｉＡｌ、ＣｏＡｌ等の金属間化合物を含有する
場合も含む。β相の割合は１０体積％以下であるのが好
ましい。

【００４３】また、「結晶構造が連続的又は段階的に変
化する」とは、組織中におけるβ相の占める割合と、α
相及びホイスラー相の占める割合とが連続的又は段階的
に変化することを意味する。時効処理により、β相から
徐々にα相とホイスラー相が析出し、時効処理の温度が
高いほど、また時効処理時間が長いほど、析出するα相
とホイスラー相の割合が大きくなる。結晶構造の変化が
連続的又は段階的のどちらにするかは時効処理時の温度
分布及び処理時間の設定によって決定される。段階的な
温度分布で時効処理を短時間で行えば、結晶構造は段階
的に変化する。

【００４４】β単相からなる低剛性部は特開平７−６２
４７２号に記載の通り、形状記憶の特性を有し、かつ超
弾性を有する。一方、高剛性部は曲げにくい硬質な材料
であり、低剛性部とまったく異なる機能特性を有する。
低剛性部と高剛性部との間の部分では、低剛性部の機能
特性から高剛性部の機能特性まで連続的又は段階的に変
化している。

【００４５】なお、低剛性部の長さ、高剛性部の長さ、
及びその中間部分における剛性の変化パターンは、時効
処理時の加熱温度の分布により、任意に設定することが
できる。

【００４６】低剛性部と高剛性部の特性を比較すると、
低剛性部の硬さ及び高剛性部の硬さは合金組成により異
なるが、低剛性部の硬さは３５０Hv未満であり、低剛性
部と高剛性部の硬さの差は２０Hv以上である。また、低
剛性部は超弾性材料であり、その降伏応力（すなわち
０．２％耐力）は合金組成により異なるが、４００ＭＰ
ａ未満である。低剛性部と高剛性部の降伏応力の差は５
０ＭＰａ以上である。さらに、低剛性部は形状記憶材料
であり、形状回復率は８０％以上である。一方、高剛性
部の形状回復率は１５％未満であり、形状記憶の特性は
ほとんどない。低剛性部と高剛性部の形状回復率の差は
７０％以上である。

【００４７】[2] ステント 図１は本発明のステント１の概略図である。ステント１
は半径方向に縮小、拡張可能な管状体２からなり、上記
銅基合金からなる。

【００４８】管状体２として、（ａ）細線（フィラメン
ト）を編み込んで全体の形状を管状にしたもの、（ｂ）
管状パイプの胴部をレーザー加工によりくり抜いて格子
状の骨格を残したもの等が挙げられるが、本発明はこれ
らに限定されず、半径方向に伸縮可能なものであれば良
い。

【００４９】本発明のステントは物性の均一性から二つ
の態様に分類できる。第一の態様は剛性がほぼ均一な上
記第の形態の銅基合金からなるものである。剛性は時効
処理の加熱温度及び処理時間により、任意に設定するこ
とができる。

【００５０】第二の態様は、少なくとも一つの剛性部
と、少なくとも一つの弾性部と、それらの間に剛性が連
続的又は段階的に変化する一つ以上の中間部とを有し、
上述した第二形態の銅基合金からなるものである。剛性
部及び弾性部の数と位置は所望により任意に設定でき
る。

【００５１】例えば、図１の管状体２を三つの領域Ａ、
Ｂ、Ｃに区分すると、領域Ａ、Ｃを弾性部に、領域Ｂを
剛性部にすることができ、また領域Ａ、Ｂ、Ｃの順に剛
性を低下させることもできる。もう一例を挙げると、例
えば図１の管状体２を二つの領域Ａ、Ｂに区分すると、
領域Ａを剛性部に、領域Ｂ弾性部にすることができる。
さらに、各領域内の剛性を連続的又は段階的に変化させ
ても良い。

【００５２】このような剛性が傾斜した銅基合金管を、
上記時効処理時各領域にそれぞれ異なる加熱温度を付与
することによって製造することができる。例えば、剛性
部の時効処理温度は２５０〜３５０℃であるのが好まし
い。弾性部の時効処理温度は２５０℃未満であるのが好
ましい。なお、各領域内の剛性を傾斜させたい場合、各
領域内に上記温度範囲内の温度勾配を有する温度分布で
時効処理を行えば良い。

【００５３】本発明のステントの表面をＡｕ、Ｐｔ、Ｔ
ｉ、Ｐｄ、ＴｉＮ等でメッキ、蒸着等により被覆するの
が好ましい。

【００５４】

【実施例】実施例１ 図２に示すステント１１を製造した。ステント１１はＡ
ｌ−Ｍｎ−Ｃｕ系合金よりなるフィラメント１３を編み
込んで管状体１２に形成し、フィラメント１３が管状体
の半径方向に縮小し、拡張できるように形成されてい
る。

【００５５】ステント１１は次のように形成した。Ａｌ
７．５重量％、Ｍｎ９．９重量％、Ｂ０．０２重量％、
Ｃｕ８２．７重量％の組成からなる合金を溶解し、平均
１４０℃／分の冷却速度で凝固して、冷間圧延で直径
０．２ｍｍのフィラメント１３を形成した。

【００５６】このフィラメント１３を図２に示したよう
に編み込みで、直径約１０ｍｍ、全長２０ｍｍの管状の
ステント１１を形成した。このステント１１を９００℃
×１０分の熱処理後、氷水中で焼き入れし、このステン
ト１１全体を１００℃×５分の条件で時効処理を行っ
た。さらにステント１１に外圧を加え、図３に示したよ
うに圧縮状態（直径約２ｍｍ、全長４０ｍｍ）のステン
ト１１Ａとした。最後にステント１１Ａの表面をＡｕで
被覆した。

【００５７】本発明のステントは、熱処理条件をコント
ロールすることで、Ｎｉ−Ｔｉ合金なみの低い剛性から
ステンレス鋼以上の高い剛性まで幅広く物性の調整が行
なうことができる。ステント１１は中程度の剛性を付与
したものである。

【００５８】実施例２ 図４に示すステント２１を製造した。ステント２１は、
Ａｌ−Ｍｎ−Ｃｕ系合金よりなる管状のパイプをレーザ
ー加工により所定の寸法に切断し、さらに外周面に菱形
の孔２５を形成し、かつ格子状の骨格２６が残るように
形成されている。ステント２１もステント１と同様に半
径方向に縮小し拡張できるように形成されている。さら
にステント２１は両端部と中央部に異なる温度で熱処理
を行うことにより剛性に傾斜を付与した。

【００５９】ステント２１は、次のように形成した。Ａ
ｌ８．０重量％、Ｍｎ１０．２重量％、Ｖ１．０重量
％、Ｃｕ８０．８重量％の組成からなる合金を溶解し、
平均１４０℃／分冷却速度で凝固して、直径１０ｍｍ、
厚さ０．２ｍｍの管状に冷間圧延した。これを図４に示
す形状にレーザー加工（全長２０ｍｍ）し、９００℃×
１０分の熱処理後、氷水中で焼き入れした。そしてステ
ント２１の両端部２２、２３を１５０℃×１５分間で、
中央部２４を３００℃×１５分間で時効処理を行った。
ステント２１に外圧を加え、図５に示すように圧縮状態
（直径約２ｍｍ、全長４０ｍｍ）のステント２１Ａとし
た。

【００６０】実施例３ 図７に示すステント３１を製造した。ステント３１は、
ステント２１と同組成、同形状、同加工法により形成さ
れているが、両端部を異なる温度で時効処理を行うこと
により両端部の剛性に傾斜を付与した点でのみ異なって
いる。

【００６１】ステント３１は、次のように形成した。ス
テント２１と同組成の素材を冷間圧延加工まで同じ工程
で行った後、これを図７の形状に、レーザー加工（全長
２０ｍｍ）した後、９００℃×１０分間の熱処理後、氷
水中で焼き入れしたステント３１の中央から半分を１５
０℃×１５分間で、逆側を３００℃×１５分で時効処理
を行った。さらにステント３１に外圧を加え、図８に示
すような圧縮状態（直径約２ｍｍ、全長４０ｍｍ）でス
テント３１Ａとした。

【００６２】ステント３１は、剛性部ａと弾性部ｂにな
るように剛性が調製されたもので、拡張力に差を付けた
い症例に使用され得るものである。最後にステント３１
Ａは、表面をＴｉで被覆した。

【００６３】実施例４ 図９に示す弯曲スパイラルジグザグステント４０を製造
した。図９において、簡略化のために領域Ｃでは、弾性
線材は手前側のもののみ表示しているが、スパイラル状
の糸は省略されていない。この弯曲型スパイラルジグザ
グステント４０は、屈曲部間の線材部長さが長短の繰り
返しとなるようにジグザグ状に変形されスパイラル状に
旋回する弾性線材４１と、弾性線材４１の屈曲部に形成
された係止部４２に結着された糸４３とからなる。図中
Ｌは弯曲型スパイラルジグザグステント４０の中心線を
示す。

【００６４】弾性線材４１はステント２１と同組成の銅
基合金からなり、直径０．３ｍｍであった。弾性線材４
１は、次のように形成した。ステント２１と同組成の銅
基合金素材を冷間圧延加工して、図９に示す形状に成形
した後、９００℃×１０分の熱処理後、氷水中で焼き入
れした。そして弾性線材４１の中央から半分を１５０℃
×１５分間で、逆側を３００℃×１５分間の条件で時効
処理を行った。最後に表面をＴｉで被覆し、弾性線材４
１を得た。得られた線材４１を糸４３に係止しながら、
図９に示すステントに成形した。

【００６５】本発明における熱処理の条件及び処理の仕
方は実施例にとどまらないことは言うまでもないこと
で、ケースバイケースによって様々な処理が行えるもの
である。

【００６６】

【発明の効果】以上に説明したように、本発明は、Ａｌ
−Ｍｎ−Ｃｕ系合金をステントに採用することにより、
脈管の拡張力が柔軟性を有したところから剛性の高いと
ころまで、幅広く調製可能になり、また熱処理条件を変
えることにより、ステントの物性を単一タイプから複合
タイプまで作製することが可能となる。

【００６７】本発明のステントを用いれば、弱い拡張力
を必要とする症例から高い径方向強度の力を必要とする
症例まで、同様のサイズ、形状で対応することが可能と
なり、またステント内への装填が容易になる。様々な症
例への応用の可能性が広がるなど、多くの利益が生まれ
るものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明のステントの一例を示す概略図である。

【図２】本発明の実施例１のステントを示す概略図であ
る。

【図３】実施例１のステントの縮小状態を示す概略図で
ある。

【図４】本発明の実施例２のステントを示す概略図であ
る。

【図５】実施例２のステントの縮小状態を示す概略図で
ある。

【図６】ステント移送カテーテルへの装填を示す説明図
である。

【図７】本発明の実施例３のステントを示す概略図であ
る。

【図８】実施例３のステントの縮小状態を示す概略図で
ある。

【図９】実施例４の弯曲スパイラルジグザグステントを
示す概略図である。

【符号の説明】

１、１１、１１Ａ、２１、２１Ａ、３１、３１Ａ、４０
・・ステント ２、１２・・・・・・・・・・管状体 １３・・・・・・・・・・・・フィラメント ２２、２３、３２、３３・・・両端部 ２４・・・・・・・・・・・・中央部 ２５・・・・・・・・・・・・孔 ２６・・・・・・・・・・・・骨格 ２８・・・・・・・・・・・・ステント移送カテーテル
ａ剛性部ｂ弾性部 ４１・・・・・・・・・・・・弾性線材 ４２・・・・・・・・・・・・係止部 ４３・・・・・・・・・・・・糸

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 組成がＭｎ５〜２０重量％、Ａｌ３〜１
   ０重量％、残部Ｃｕ及び不可避不純物である銅基合金か
   らなることを特徴とするステント。
2. 【請求項２】 請求項１に記載のステントにおいて、前
   記銅基合金はさらにＮｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃ
   ｒ、Ｓｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ａｇ、Ｗ、Ｍｇ、Ｐ、Ｚ
   ｒ、Ｚｎ、Ｂ及びミッシュメタルからなる群より選ばれ
   た１種又は２種以上を合計で０．００１〜１０重量％含
   有することを特徴とするステント。
3. 【請求項３】 請求項１又は２に記載のステントにおい
   て、前記組成の銅基合金を熱間加工及び／又は冷間加工
   により成形し、５００℃以上の温度で保持した後急冷
   し、２００℃以下の温度で時効処理して得られ、形状記
   憶特性及び超弾性を有することを特徴とするステント。
4. 【請求項４】 請求項１又は２に記載のステントにおい
   て、少なくとも一つの剛性部と、少なくとも一つの弾性
   部と、それらの間に剛性が連続的又は段階的に変化する
   一つ以上の中間部とを有することを特徴とするステン
   ト。
5. 【請求項５】 請求項４に記載のステントにおいて、前
   記組成の銅基合金を熱間加工及び／又は冷間加工により
   成形し、５００℃以上の温度で保持した後急冷し、さら
   に前記ステントの剛性部より弾性部の方向へ加熱温度が
   連続的又は段階的に減少する温度分布で時効処理して得
   られ、前記温度分布の最高温度は２５０〜３５０℃で、
   前記温度分布の最低温度は２５０℃未満であることを特
   徴とするステント。
6. 【請求項６】 請求項１〜５のいずれかに記載のステン
   トにおいて、Ａｕ、Ｐｔ、Ｔｉ、Ｐｄ、ＴｉＮのいずれ
   かで被覆されていることを特徴とするステント。