JP2014534841A - 生体吸収性ステント用マグネシウム合金 - Google Patents

Abstract

ステントは、０〜１０重量％の希土類元素、０〜５重量％のＬｉ、０〜１重量％のＭｎ、０〜１重量％のＺｒ、および残りのＭｇから本質的に成るマグネシウム合金から形成されるか、または本ステントは、０〜５重量％の希土類元素、０〜８重量％のＬｉ、０〜１重量％のＭｎ、０〜１重量％のＳｎ、０〜３重量％のＡｌ、０〜４重量％のＺｎ、および残りのＭｇから本質的に成るマグネシウム合金から形成される。

Description

関連出願の相互参照
本出願は、２０１１年１０月７日に出願された米国仮特許出願第６１／５４４，３７３号に対する優先権の利益を主張するものであり、そのすべての内容は参照により本明細書に組み込まれる。

本発明は、生体吸収性ステントを製造するために使用することができるマグネシウム系合金に関する。

マグネシウム合金は、いくつかの商業、防衛、および医療用途においてそれらを重材料の代用に潜在的に好適な候補にする優れた特定の特性を示す。マグネシウムは、毒性がより低く、生分解性医療用インプラント用途にとって魅力的な合金である。現在のマグネシウム合金の潜在的な制限として、低延性１、低強度、制限された高温特性、および低い耐食性が挙げられる。マグネシウムは、（面心立方（ＦＣＣ）および体心立方（ＢＣＣ）合金と比べて）比較的低い延性をもたらす六方最密（ＨＣＰ）結晶構造を有する。改善された強度、延性、および耐食性を実現するために、Ｍｇ−Ａｌ−Ｚｎ（ＡＺ型合金）、Ｍｇ−Ｚｎ−Ｍｎ（ＺＭ型合金）、および希土類（ＲＥ）元素等のさらなる元素を含有するそれらの変異体を含むいくつかの商業用のマグネシウム系合金が開発されている。しかしながら、前述の合金の耐食性は、マトリックスの溶解をもたらす流電結合を促進するカノード第二相粒子（または沈殿物）の存在のため制限される。第二相粒子は、アニーリングおよび他の熱処理中の結晶粒成長に対する耐性を提供し得る。

均一の単相微細構造（いかなる第二相を有しない）を実現して内部流電結合を防ぎ、それにより、より優れた耐食性を実現することが望ましい。流電結合に加えて、Ｍｇ系合金中に存在する不純物は、腐食の促進に重要な役割を果たし得る。Ｆｅ、Ｎｉ、およびＣｕ等の元素は、腐食を改善するために系において最小化されなければならない。したがって、前述の不純物をゲッターで除去する合金化元素を特定することが望ましい。析出強化を提供するいかなる第二相粒子も不在の場合、単相合金は、固溶体強化、結晶粒微細化、および冷間加工（転位強化）等の他の強化源を利用しなければならない。結晶粒微細化が耐食性および延性を改善することに留意されたい。

多相系において、マトリックスの腐食を遅延させるために、第二分離相がマトリックス相と比べて比較的電気陰性であるようにすることが望ましい。（ｉ）マトリックスと第二分離相粒子との間の電気化学的ポテンシャルの差を均衡化し、かつ／または（ｉｉ）第二分離相に対して相互接続したマトリックスの電気陽性度を増加させ得る合金化元素が添加され得る。流電結合に加えて、Ｍｇ系合金中に存在する不純物は、腐食の促進に重要な役割を果たし得る。Ｆｅ、Ｎｉ、およびＣｕ等の元素は、耐食性を改善するために系において最小化されなければならない。

本発明の実施形態の一態様に従って、マグネシウム合金を含むステントが提供される。マグネシウム合金は、０〜１０重量％の希土類元素、０〜５重量％のＬｉ、０〜１重量％のＭｎ、０〜１重量％のＺｒ、および平衡化用のＭｇから本質的に成る。希土類元素は、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｇｄ、およびＮｄから成る群から選択され得る。

一実施形態において、ステントはマグネシウム合金から形成され、このマグネシウム合金は、約１重量％のＳｃ、約０．５重量％のＹ、約１重量％のＬｉ、および残りのＭｇから本質的に成る。

一実施形態において、ステントはマグネシウム合金から形成され、このマグネシウム合金は、約１重量％のＳｃ、約０．８重量％のＹ、および残りのＭｇから本質的に成る。

一実施形態において、ステントはマグネシウム合金から形成され、このマグネシウム合金は、約１．５重量％のＳｃ、約０．７重量％のＬｉ、および残りのＭｇから本質的に成る。

一実施形態において、ステントはマグネシウム合金から形成され、このマグネシウム合金は、約１．５重量％のＹ、約０．７重量％のＬｉ、および残りのＭｇから本質的に成る。

本発明の実施形態の一態様に従って、マグネシウム合金を含むステントが提供される。マグネシウム合金は、０〜５重量％の希土類元素、０〜８重量％のＬｉ、０〜１重量％のＭｎ、０〜１重量％のＳｎ、０〜３重量％のＡｌ、０〜４重量％のＺｎ、および平衡化用のＭｇから本質的に成る。希土類元素は、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｇｄ、およびＮｄから成る群から選択され得る。

一実施形態において、ステントはマグネシウム合金から形成され、このマグネシウム合金は、約３重量％のＬｉ、約１重量％のＡｌ、および残りのＭｇから本質的に成る。

本発明の実施形態に従うステントを図示する。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算（Ｓｃｈｅｉｌ ｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎ）および平衡計算に基づく相図である。 それぞれ、本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算（Ｓｃｈｅｉｌ ｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎ）および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 修正された溶解ステップを伴う、図２Ａおよび２Ｂに示される合金のシェイル計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 それぞれ、本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 図１３Ａおよび１３Ｂに示される合金の体心立方（ＢＣＣ）相および六方最密相（ＨＣＰ）の相図である。 図１３Ａおよび１３Ｂに示される合金の体心立方（ＢＣＣ）相および六方最密相（ＨＣＰ）の相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 図１５Ａおよび１５Ｂに示される合金のＢＣＣ相およびＨＣＰ相の相図である。 図１５Ａおよび１５Ｂに示される合金のＢＣＣ相およびＨＣＰ相の相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 図１７Ａおよび１７Ｂに示される合金のＡｌ−Ｌｉ相およびＨＣＰ相の相図である。 図１７Ａおよび１７Ｂに示される合金のＡｌ−Ｌｉ相およびＨＣＰ相の相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 本発明の実施形態に従う合金のシェイル計算および平衡計算に基づく相図である。 図２０Ａおよび２０Ｂに示される合金のＡｌ−Ｌｉ相およびＨＣＰ相の相図である。 図２０Ａおよび２０Ｂに示される合金のＡｌ−Ｌｉ相およびＨＣＰ相の相図である。

図１は、複数のストラット１２および複数の頂部または曲がり目１４を含むステント１０を図示し、各頂部または曲がり目１４は一対の隣接したストラット１２を連結する。ステント１０は、レーザ切断等の当技術分野で知られている方法によって管から形成されてもよい。ステント１０を形成するために使用される管は、本明細書で開示される本発明の実施形態に従って作製され得る。一実施形態において、単一のワイヤを使用して、既知の方法で複数のストラット１２および複数の頂部または曲がり目１４を形成することができ、ステント１０を形成するために使用されるワイヤは、本発明の実施形態に従って作製され得る。

本発明の実施形態は、より優れた耐食性を有する単一微細構造を実現する処理のための特別な方策と組み合わせられた新規のＭｇ系組成を対象とする。さらに、予備的評価は、純Ｍｇと比較して良好な強度および延性を示す。合金化元素は、
希土類元素（ＲＥ）−０〜１０重量％、
Ｌｉ−０〜５重量％、
Ｍｎ−０〜１重量％、
Ｚｒ−０〜１重量％、
Ｍｇ−平衡、を含む。

ＲＥ元素には、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｇｄ、Ｎｄが含まれる。Ｍｎおよび／またはＺｒを有するＭｇ−Ｌｉ−ＲＥは、合金化元素が最小限の不純物を有する単相耐食性微細構造を実現するように特異的に選択される新規の組成である。Ｌｉを有するＭｇ−Ｌｉ−ＲＥ−Ｍｎ−Ｚｒ系合金は、Ｌｉが変形中にＨＣＰ−Ｍｇにおいていくつかのさらなるすべり系を活性化することで知られているように、改善された延性を示す。さらに、Ｌｉは、固溶体強化に貢献する。ＳｃおよびＹ等のＲＥ元素は結晶粒微細化を促進し、ＨＣＰ−Ｍｇにおけるそれらの高い溶解性のため、固溶体強化も改善する。Ｓｃが、溶解中にＦｅ等の不純物をゲッターで除去し、溶解物の底部に沈降し得る第二相（Ｆｅ₂Ｓｃ）を形成することも観察された。その後、ゲッターで除去されたＦｅに富んだ相の除去を確実するために鋳型に注ぎ込むときに坩堝中の溶解プールの底部のごく一部が回避され得る。これは、耐食性を改善するために行われ得る独特な溶解戦略の１つである。

系におけるＭｎおよびＺｒは、不純物のゲッターでの除去を支援することができる。さらに、ＭｎおよびＺｒは、結晶粒微細化を促進することができる。熱力学および特性モデルを使用した初期評価は、現在のＭｇ系合金と比較して強化された耐食性、強度、および延性を示す合金組成を示す。可能性のある合金組成が（すべての組成を重量％で）表Ｉに列記される。

したがって、前述の不純物をゲッターで除去する合金化元素を特定することが望ましい。多相系において、沈殿物（または分離した粒子）は、剪断可能な障害物またはオロワン（Ｏｒｏｗａｎ）障害物として作用することによって強化に貢献し得る。さらなる強化源には、固溶体強化、結晶粒微細化、および冷間加工（転位強化）が挙げられる。結晶粒微細化が耐食性および延性を改善することに留意されたい。

図２Ａおよび図２Ｂは、それぞれ、１重量％のＳｃ、０．８重量％のＹ、および平衡としてのＭｇを有する合金である実施例９に従う合金のシェイルおよび平衡相図である。鋳放し微細構造が単相であると予測される。図２Ａに図示されるように、シェイル計算を使用した固化温度は、約５８１℃であり、図２Ｂに図示されるように、平衡計算を使用したソルバスは、約１６０℃である。低いソルバス温度は、必要に応じて、溶体化熱処理（ＳＨＴ）に十分な空間を確保するはずである。この処理段階中に沈殿物が形成することは予測されない。モリブデン製坩堝等の非鋼鉄製坩堝内での合金の溶解後、すべての共晶生成物を溶解する均質化は５２５℃で１０時間で完了し得、次いで溶解物は３００℃で押し出され得、細かいグリン（ｇｒｉｎ）径を得るために押出し比は４５を超えてもよく、次いで管は、第二相の不在を確実にするために３００℃で引き出され得、必要に応じて、ＳＨＴ／アニーリングは３５０°で２〜４時間で完了し得る。

図３Ａおよび図３Ｂは、それぞれ、１重量％のＳｃ、０．５重量％のＹ、１重量％のＬｉ、および平衡としてのＭｇを有する合金である実施例１０に従う合金のシェイルおよび平衡相図である。鋳放し微細構造は単相であると予測される。図３Ａに図示されるように、シェイル計算を使用した固化温度は、約５７０℃であり、図３Ｂに図示されるように、平衡計算を使用したＢ２ソルバスは、約１８０℃である。Ｂ２およびＭｇ₂₄Ｙ₅は、ポテンシャル平衡相（低ソルバス）である。溶解後、均質化は５２５℃で１０時間で完了し得、次いで溶解物は３００℃で押し出され得、押出し比は４５を超えてもよく、次いで管は、第二相の不在を確実にするために３００℃で引き出され得、必要に応じて、ＳＨＴ／アニーリングは３５０°で２〜４時間で完了し得る。

図４は、表Ｉの実施例１１として示される修正された溶解ステップを伴う、実施例９に従って示される合金のシェイル図である。図４に図示されるように、シェイル計算を使用した共晶温度は、約５８１℃である。平衡計算を使用したソルバスは、約１６０℃であると予測される。本実施例において、２ステップの溶解が予測される。ステップ１において、合金が溶解され、７００℃で３０分間保持され、次いで、溶解物の最大１０％であり得る底部分が沈降物のため廃棄され得るように、別の坩堝に注ぎ込まれる。ステップ２において、残材が再溶解され、８００℃で鋳型に注ぎ込まれ得る。均質化は５２５℃で１０時間で完了し得、次いで溶解物は３００℃で押し出され得、押出し比は４５を超えてもよく、次いで管は、第二相の不在を確実にするために３００℃で引き出され得、必要に応じて、ＳＨＴ／アニーリングは３５０℃で２〜４時間で完了し得る。

図５Ａおよび図５Ｂは、それぞれ、１．５重量％のＳｃ、０．７重量％のＬｉ、および平衡としてのＭｇを有する合金である実施例１２に従う合金のシェイルおよび平衡相図である。鋳放し微細構造は単相であると予測される。図５Ａに図示されるように、シェイル計算を使用した固化温度は、約６５０℃であり、図５Ｂに図示されるように、平衡計算を使用したＢ２ソルバスは、約１９０℃である。溶解後、均質化は５２５℃で１０時間で完了し得、次いで溶解物は３００℃で押し出され得、押出し比は４５を超えてもよく、次いで管は、第二相の不在を確実にするために３００℃で引き出され得、必要に応じて、ＳＨＴ／アニーリングは３５０°で２〜４時間で完了し得る。

図６Ａおよび図６Ｂは、それぞれ、２重量％のＹ、および平衡としてのＭｇを有する合金である実施例１３に従う合金のシェイルおよび平衡相図である。鋳放し微細構造は、多少のＭｇ₂₄Ｙ₅を有すると予測される。図６Ａに図示されるように、シェイル計算を使用した共晶温度は、約５５０℃であり、図６Ｂに図示されるように、平衡計算を使用したソルバスは、約１８０℃である。溶解後、均質化は５００℃で１０時間で完了し得、次いで溶解物は３００℃で押し出され得、押出し比は４５を超えてもよく、次いで管は、第二相の不在を確実にするために３００℃で引き出され得、必要に応じて、ＳＨＴ／アニーリングは３５０°で４時間で完了し得る。

２重量％のＹ、０．３重量％のＺｒ、平衡としてのＭｇを有する合金である実施例１４は、効率的な結晶微細化材（接種剤）である場合があり、耐食性を強化すると報告されているＺｒの効果を調査するように設計される。Ｚｒはまた、Ｍｇ系合金中のＦｅ等の不純物をゲッターで除去するとも報告されている。所期の共晶温度は、５５０℃を超え、所期のソルバス温度は、（Ｍｇ₂₄Ｙ₅に基づいて）１８０℃を超えると予測される。溶解後、均質化は５００℃で１０時間で完了し得、次いで溶解物は３００℃で押し出され得、押出し比は４５を超えてもよく、次いで管は、３００℃（系において第二相としてＺｒ接種剤が存在し得る）で引き出され得、必要に応じて、ＳＨＴ／アニーリングは３５０°で４時間で完了し得る。

図７Ａおよび図７Ｂは、それぞれ、１．５重量％のＹ、０．７重量％のＬｉ、および平衡としてのＭｇを有する合金である実施例１５に従う合金のシェイルおよび平衡相図である。鋳放し微細構造は単相であるとは予測されないが、均質化に十分な空間がなければならない。図７Ａに図示されるように、シェイル計算を使用した共晶温度は、約５５５℃であり、図７Ｂに図示されるように、平衡計算を使用したソルバスは、約２１０℃である。溶解後、均質化は５００℃で１０時間で完了し得、次いで溶解物は３００℃で押し出され得、押出し比は４５を超えてもよく、次いで管は、３００℃で引き出され得（第二相が予測されない）、必要に応じて、ＳＨＴ／アニーリングは３５０°で２〜４時間で完了し得る。

図８Ａおよび図８Ｂは、それぞれ、３．５重量％のＹ、１重量％のＬｉ、および平衡としてのＭｇを有する合金である実施例８に従う合金のシェイルおよび平衡相図である。図８Ａに図示されるように、シェイル計算を使用した共晶温度は、約５５０℃であり、図８Ｂに図示されるように、平衡計算を使用したソルバスは、約３６０℃である。押出しおよび管引抜き中に結晶粒微細化を補助するように、高いソルバス温度が予測される。溶解後、均質化は５００℃で１０時間で完了し得、次いで溶解物は３２５℃で押し出され得、押出し比は４５を超えてもよく、次いで管は、３００℃で引き出され得（第二相が予測され、粒子のピンニングを補助する）、必要に応じて、ＳＨＴ／アニーリングは４００°で４時間で完了し得る。

図９Ａおよび図９Ｂは、それぞれ、３重量％のＳｃ、０．５重量％のＬｉ、０．３重量％のＺｒ、および平衡としてのＭｇを有する合金である実施例１７に従う合金のシェイルおよび平衡相図である。Ｚｒがシェイルおよび平衡計算に使用される熱力学データベースにないため、図９Ａおよび図９Ｂは、Ｍｇ−Ｓｃ−Ｌｉについて実際に生成された。図９Ａに図示されるように、シェイル計算を使用した固化温度は、約６３８℃であり、図９Ｂに図示されるように、平衡計算を使用したソルバスは、（Ｂ２相に基づき）約２５０℃である。Ｚｒを有する合金の共晶温度は、５５０℃を超えると予測され、Ｚｒを有する合金のソルバス温度は、２５０℃であると予測される。鋳放し微細構造は、接種剤として作用するＺｒが存在するため、実際には単相でなくてもよい。均質化に十分な空間が予測される。溶解後、均質化は５００℃で１０時間で完了し得、次いで溶解物は３００℃で押し出され得、押出し比は４５を超えてもよく、次いで管は、３００℃で引き出され得（系において第二相としてＺｒ接種剤が存在する）、必要に応じて、ＳＨＴ／アニーリングは３５０°で４時間で完了し得る。

図１０Ａおよび図１０Ｂは、それぞれ、２重量％のＳｃ、１重量％のＬｉ、０．３重量％のＺｒ、および平衡としてのＭｇを有する合金である実施例１８に従う合金のシェイルおよび平衡相図である。Ｚｒがシェイルおよび平衡計算に使用される熱力学データベースにないため、図１０Ａおよび図１０Ｂは、Ｍｇ−Ｓｃ−Ｌｉについて実際に生成された。図１０Ａに図示されるように、シェイル計算を使用した固化温度は、約６２８℃であり、図１０Ｂに図示されるように、平衡計算を使用したソルバスは、（Ｂ２相に基づき）約２１０℃である。Ｚｒを有する合金の共晶温度は、５５０℃を超えると予測され、Ｚｒを有する合金のソルバス温度は、２１０℃であると予測される。鋳放し微細構造は、接種剤として作用するＺｒが存在するため、実際には単相でなくてもよい。均質化に十分な空間が予測される。溶解後、均質化は５００℃で１０時間で完了し得、次いで溶解物は３００℃で押し出され得、押出し比は４５を超えてもよく、次いで管は、３００℃で引き出され得（系において第二相としてＺｒ接種剤が存在する）、必要に応じて、ＳＨＴ／アニーリングは３５０°で４時間で完了し得る。

図１１Ａおよび図１１Ｂは、それぞれ、４重量％のＳｃ、０．２重量％のＬｉ、０．３重量％のＺｒ、および平衡としてのＭｇを有する合金である実施例１９に従う合金のシェイルおよび平衡相図である。Ｚｒがシェイルおよび平衡計算に使用される熱力学データベースにないため、図１１Ａおよび図１１Ｂは、Ｍｇ−Ｓｃ−Ｌｉに関して実際に生成された。図１１Ａに図示されるように、シェイル計算を使用した固化温度は、約６４４℃であり、図１１Ｂに図示されるように、平衡計算を使用したソルバスは、（Ｂ２相に基づき）約２５０℃である。Ｚｒを有する合金の共晶温度は、５５０℃を超えると予測され、Ｚｒを有する合金のソルバス温度は、２５０℃であると予測される。鋳放し微細構造は、接種剤として作用するＺｒが存在するため、実際には単相でなくてもよい。均質化に十分な空間が予測される。溶解後、均質化は５００℃で１０時間で完了し得、次いで溶解物は３００℃で押し出され得、押出し比は４５を超えてもよく、次いで管は、３００℃（系において第二相としてＺｒ接種剤が存在する）で引き出され得、必要に応じて、ＳＨＴ／アニーリングは３５０°で４時間で完了し得る。

二相合金
本発明の実施形態は、よりカノード性のマトリックス（または相互接続された）相に対してよりアノード性の分離相（分散された）を有する二相微細構造を実現する処理のための新規の方策を有する新規のＭｇ系組成も対象とする。この場合のアノード分離相は、犠牲アノードとして挙動することによって、連続した相互接続されたＭｇに富んだマトリックスに耐食性を与えることができ、マトリックス相に優先的に溶解（腐食）し得る。合金化元素は、
ＲＥ−０〜５重量％、
Ｌｉ−０〜８重量％、
Ｍｎ−０〜１重量％、
Ｓｎ−０〜１重量％、
Ａｌ−０〜３重量％、
Ｚｎ−０〜４重量％、
Ｍｇ−平衡を含む。

ＲＥ元素には、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｇｄ、Ｎｄが含まれる。Ｍｇ−Ｌｉ−ＲＥ−Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｎは、新規の組成空間であり、これらの合金化元素およびそれぞれの重量パーセントは、よりアノード性である分離した相を有する二相耐食性微細構造を実現するように特異的に選択される。この組成は、様々な第二相粒子と相互接続されたＨＣＰ Ｍｇ−Ｌｉ相の形成を確保すべきである。Ｌｉの添加は、固溶体強化および強化された延性に貢献し得る。ＳｃおよびＹ等のＲＥ元素は、固溶体強化も改善することができる。

ＮｄのＨＣＰ Ｍｇ−Ｌｉへの添加は、ＨＣＰマトリックスと比較して比較的電気的陰性（すなわち、アノード）であると予測されるＢＣＣ Ｍｇ−Ｌｉ相の形成を促進し得る。Ｚｎを含有するある特定の組成は、アノード第二相の形成を促進するために、合金が低温で均質化され、押出し等の熱機械処理の後、（均質化温度に対して）より高温で焼戻／熟成されなければならない新規のプロセス経路を必要とし得る。Ａｌ含有合金は、ＨＣＰ Ｍｇ−Ｌｉマトリックス中のＡｌ−Ｌｉ相の析出を促進する。Ａｌ−Ｌｉ相は、マトリックスに対してアノード性であると予測され、それにより合金の腐食速度を低減する。アノード第二相の相割合は、最大３０％であり得る。さらに、Ａｌは、固溶体強化に貢献し得る。Ｓｎは、高カノード性として知られており、ＨＣＰ Ｍｇマトリックス固溶体中のＳｎの存在は、マトリックスを沈殿物相に対してカノード性にすると予測される。ある特定の組成は、粒子のピンニングを補助するように、熱機械処理中、中間温度で沈殿物相が存在するように設計される。Ｍｎは、溶解中の不純物のゲッターでの除去を支援すると予測される。潜在的な組成が（すべての組成を重量％で）以下の表ＩＩに列記される。

図１２Ａおよび図１２Ｂは、それぞれ、５重量％のＬｉ、２重量％のＺｎ、および平衡としてのＭｇを有する合金である実施例２０に従う合金のシェイルおよび平衡相図である。図１２Ａに図示されるように、シェイル計算を使用した共晶温度は、約４７０℃であり、平衡計算を使用したＭｇ₂Ｚｎ₃のソルバスは、約１７０℃である。溶解後、均質化は、処理中（押出し、管引抜き等）の単相微細構造を確実にするように２５０℃で１５時間で完了し得る。次いで溶解物は、３２５℃で押し出され得、押出し比は４５を超えてもよく、次いで管は、ＢＣＣ第二相が予測される間に３００℃で引き出され得、必要に応じて、ＳＨＴ／アニーリングは、４００°で６時間で完了し得る。α−相（ＨＣＰ）は、β−相（ＢＣＣ）の形成前に生じる。引き出される管試料の高温熟成は、所望の微細構造であるＨＣＰマトリックス中のＢＣＣ相の析出を促進しなければならない。一般的な方法と異なり、本実施例の合金は比較的低温（約２５０℃まで）で溶解化され、さらにより高温（約４００℃まで）で焼戻される必要があり、これは新規の熱処理である。

図１３Ａおよび図１３Ｂは、それぞれ、５重量％のＬｉ、０．４重量％のＭｎ、２重量％のＺｎ、および平衡としてのＭｇを有する合金である実施例２１の合金のシェイルおよび平衡相図であり、ならびに図１４Ａおよび図１４Ｂは、それぞれ、ＢＣＣ相およびＨＣＰの相図である。図１３Ａに図示されるように、シェイル計算を使用した共晶温度は、約４６２℃であり、平衡計算を使用したＢＣＣ＿Ａ１２（Ｍｇ−Ｍｎ）のソルバスは、約３２０℃である。溶解後、均質化は４１０℃で１５時間で完了し得る。次いで溶解物は、３００℃で押し出され得、押出し比は４５を超えてもよく、次いで管は、３００℃で引き出され得、必要に応じて、ＳＨＴ／アニーリングは、３５０℃で２〜４時間で完了し得る。アニーリング後、焼戻しまたは熟成は、４１０℃で６時間で完了し得る。比較的低い共晶温度、ならびに均質化のわずかな可能性（１００℃）および熟成のわずかな可能性（約４２０℃まで）は、相割合１〜２％のＢＣＣの形成を可能にし得る。ＢＣＣ＿Ａ１２（Ｍｇ−Ｍｎ）相の存在は、押出し中の結晶粒微細化を補助することができ、それは利点である。また、熟成処理は、すべてのＭｎがＨＣＰ固溶体中に戻されることを確実にすることができ、それは電気化学的ポテンシャルにおける差異の平衡化を補助し得る。

図１５Ａおよび図１５Ｂは、それぞれ、４重量％のＬｉ、０．５重量％のＮｄ、および平衡としてのＭｇを有する合金である実施例２２の合金のシェイルおよび平衡相図であり、ならびに図１６Ａおよび図１６Ｂは、それぞれ、ＢＣＣ相およびＨＣＰの相図である。図１５Ａに図示されるように、８０％のＨＣＰおよび２０％のＢＣＣを持つ、シェイル計算を使用した共晶温度は、約５８０℃であり、図１５Ｂに図示されるように、α−相およびβ−相に加えて、さらなる相は予測されない。図１６Ａは、ＢＣＣ相におけるより高いＬｉを図示し、ＢＣＣ相にＮｄが存在する。熱力学計算に基づいて、βの相割合は、７％〜２０％の範囲であると予測される（腐食後、最小限の構造不安定性を生じるのに十分低いと推測する）。β−相は、より高いＬｉ含有量によってアノードとして作用すると予測される。溶解後、均質化は５００℃で１０時間で完了し得、次いで溶解物は、３００℃で押し出され得、押出し比は４５を超えてもよく、次いで管は、第二相の不在を確実にするために３００℃で引き出され得、必要に応じて、ＳＨＴ／アニーリングは３００°で６時間で完了し得る。

図１７Ａおよび図１７Ｂは、それぞれ、５重量％のＬｉ、２重量％のＡｌ、および平衡としてのＭｇを有する合金である実施例２３の合金のシェイルおよび平衡相図であり、図１８Ａおよび図１８Ｂは、それぞれ、Ａｌ−Ｌｉ相およびＨＣＰ相の相図である。図１７Ａに図示されるように、共晶温度は、若干低い約４３０℃であり、均質化（約３８０℃まで）の可能性が低いことを意味し得、それはより長い均質化時間と解釈され得る。図１７Ｂに図示されるように、ソルバス温度（Ａｌ−Ｌｉ）は、約３５０℃であり、相割合約３％のＡｌ−Ｌｉ相が存在する。Ａｌ−Ｌｉ第二相は、アノードであり、腐食を促進すると予測され、高いＬｉ含有量のため、ＨＣＰマトリックスと比較してより高い電気陰性度を示すポテンシャルを有する。溶解後、均質化は３９０℃で１５時間で完了し得、次いで溶解物は、３００℃で押し出され得、押出し比は４５を超えてもよく、次いで管は、Ａｌ−Ｌｉ相が粒子のピンニング剤として作用すると予測される期間の間に３００℃で引き出され得、アニーリングは３５０°で完了し得、焼戻しは３００℃で６時間で完了し得る。

図１９Ａおよび図１９Ｂは、それぞれ、３重量％のＬｉ、１重量％のＡｌ、および平衡としてのＭｇを有する合金である実施例２４に従う合金のシェイルおよび平衡相図である。図１９Ａに図示されるように、共晶温度は、約４３０℃である。図１９Ｂに図示されるように、ソルバス温度（Ａｌ−Ｌｉ）は、約２８０℃である。合金中の比較的低い相割合のＡｌ−Ｌｉは、Ａｌ−Ｌｉ相の利点／制限を識別し得る。溶解後、均質化は３８０℃で１５時間で完了し得、次いで溶解物は、３００℃で押し出され得、押出し比は４５を超えてもよく、次いで管は、３００℃で引き出され得る。押出しおよび管引抜き中に、Ａｌ−Ｌｉ相が結晶粒微細化に貢献することは予測されない。アニーリング（管引抜き中の）は、３５０°で完了し得、焼戻しは、２５０℃で８時間で完了し得る。

図２０Ａおよび図２０Ｂは、それぞれ、４重量％のＬｉ、１．５重量％のＡｌ、０．４重量％のＳｎ、および平衡としてのＭｇを有する合金である実施例２５の合金のシェイルおよび平衡相図であり、ならびに図２１Ａおよび２１Ｂは、それぞれ、Ａｌ−Ｌｉ相およびＨＣＰ相の相図である。本実施例は、マトリックスのカノード性質を制御するためにＳｎを添加したＨＣＰ Ａｌ−Ｌｉ概念の変異体である。０．４重量％のＳｎを有することで、すべてのＳｎがＨＣＰ固溶体に入れられ得ることを確実にするはずである。図２０Ａに図示されるように、共晶温度は、若干低い約４３０℃であり、約３８０℃で数時間という低い均質化の可能性をもたらし得る。図２０Ｂに図示されるように、ソルバス温度（Ａｌ−Ｌｉ）は、約３１０℃であり、相割合約３％のＡｌ−Ｌｉ相が存在する。図２１Ｂに図示されるように、Ｓｎは、ＨＣＰ固溶体中に存在する。押出しおよび管形成温度は、すべてのＳｎを（選択された組成に関する）ＨＣＰ中に溶解するのに十分な温度である。Ｓｎの存在は、マトリックスをカノードにし得、Ａｌ−Ｌｉ相がマトリックスよりも先に腐食することを確実にし得る。溶解後、均質化は３８０℃で１５時間で完了し得、次いで溶解物は３００℃で押し出され得、押出し比は４５を超えてもよく、次いで管は３００℃で引き出され得る。引抜き中、Ａｌ−Ｌｉ相は、粒子のピンニング剤として作用すると予測される。（管引抜き中の）アニーリングは、３５０°で完了し得、および焼戻しは、２８０℃で６時間で完了し得る。

合金の試験
上記の実施例のうちの５つを溶解、押出し、および試験のために選択した。具体的には、単相合金実施例９、１０、１２、および１５、ならびに二相合金実施例２４は、少なくとも３フィートの長さの押出しロッドを形成するように３５０℃で２０．２５の押出し比で押し出された。押出しダイをモリジスルフィド（ｍｏｌｙ−ｄｉｓｕｌｆｉｄｅ）で潤滑化し、溶解物を液体窒素で反応停止させて冷却した。各サンプルの実組成を誘導結合プラズマ質量分析（ＩＣＰ−ＭＳ）を使用して測定し、表ＩＩＩは、押出しサンプルの測定された組成（残りのＭｇを有する）を（別途注記されない限り）ｐｐｍ単位で列記する。

実施例１０の合金から押し出されたサンプルの微細構造も特徴付けし、サンプルの組成をエネルギー分散Ｘ線分光法によって測定した。表ＩＶは、マトリックスおよび合金中の第二相の測定された組成を重量％で記載する。合金中に存在する第二相は、制限されたＲＥ溶解性を有する酸化Ｍｇである。酸化物は、比較的不活性であり、かつ合金の耐食性に大きな影響を及ぼさないことが予測される。

実施例１０の合金の組成を有する押出しロッドのうちの１つを同様に、約０．１５ｍｍの直径を有するワイヤの中にさらに押し出した。押出しワイヤを極限引張強度、降伏強度、および伸びを含む機械的特性について試験し、機械的試験の結果、ならびに３つの商業用Ｍｇ合金の機械的試験の結果が表Ｖに列記される。示されるように、実施例１０の合金から作製されたワイヤは、３つの商業用Ｍｇ合金（ＡＥ４２は４重量％のＡｌおよび２重量％のＲＥを有する合金であり、ＺＭ２１は２重量％のＺｎおよび１重量％のＭｎを有する合金であり、ＡＺ３１は３重量％のＡｌおよび１重量％のＺｎを有する合金である）と比較して、改善された組み合わせの機械的特性（強度および伸び）を有した。

実施例１０の合金から製造されたステントの腐食は、ステント用途に望ましい改善された均一性を示した。上記の商業用合金が高度な孔食を伴う不均一の腐食を有した一方で、実施例１０の合金から製造されたステントは、ワイヤの外側から中心に均一のパターンで腐食した。実施例１０の合金から製造されたステントは腐食の終了までその完全な状態を保ち、上記の商業用合金から製造されたステントは、孔食および／または局部的な腐食により腐食中に壊れて粉々になることが推定される。

実施例１５の合金のサンプルの微細構造も特徴付けし、サンプルの組成をエネルギー分散Ｘ線分光法によって測定した。表ＶＩは、マトリックスおよび合金中の第二相の測定された組成を重量％で列記する。合金中に存在する第二相は、酸化Ｍｇおよび酸化ＲＥである。円形のＭｇＯおよび細長いＭｇＯ＋Ｙ₂Ｏ₃を含む２つの形状の酸化物粒子が観察された。

実施例９の合金のサンプルの微細構造も特徴付けた。マトリックス組成を通常の組成に近づくように測定し、観察された第二相は酸化Ｍｇおよび酸化ＲＥを含む酸化物であった。酸化物を除いて、微細構造は（予測と一致して）単相である。

実施例２４の（二相）合金のサンプルの微細構造も特徴付けた。マトリックス組成は通常の組成に近く、観察された酸化物は酸化Ｍｇおよび酸化Ａｌであった。

本発明の特定の実施形態が上で説明されてきたが、本発明が説明された以外の方法でも実施され得ることが理解される。例えば、表ＩおよびＩＩは、詳細に説明されていないさらなる実施例を含むが、依然として本発明の範囲内に入り、以下で特許請求される。加えて、表ＶＩＩは、Ｍｇを含むステントの耐食性を強化するために使用され得るさらなる組成を（すべての元素を重量％で）列記し、本発明の範囲内に含まれる。さらなる組成は、０．０〜３．５重量％のＬｉ、０．０〜９重量％のＳｃ、０．０〜５重量％のＹ、０．０〜１重量％のＭｎ、０．０〜１重量％のＺｒ、および残りのＭｇを含み得る。

上記の説明は、例示的であって限定することを意図しない。例えば、合金がステントを作製するために使用されるものとして記載されるが、他の医療デバイスも本発明の実施形態に従うかかる合金を用いて製作されてもよいことを理解されたい。したがって、修正が以下に提示される特許請求の範囲から逸脱することなく記載されるように本発明に加えられ得ることは当業者に明らかである。

Claims (9)

1. マグネシウム合金から形成されるステントであって、前記マグネシウム合金が、
   ０〜１０重量％の希土類元素、
   ０〜５重量％のＬｉ、
   ０〜１重量％のＭｎ、
   ０〜１重量％のＺｒ、および
   残りのＭｇから本質的に成る、
   ことを特徴とするステント。
2. 前記希土類元素が、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｇｄ、Ｎｄ、およびこれらの任意の組み合わせから成る群から選択される、請求項１に記載のステント。
3. 前記マグネシウム合金が、
   約１重量％のＳｃ、
   約０．５重量％のＹ、
   約１重量％のＬｉ、および
   残りのＭｇから本質的に成る、請求項１に記載のステント。
4. 前記マグネシウム合金が、
   約１重量％のＳｃ、
   約０．８重量％のＹ、および
   残りのＭｇから本質的に成る、請求項１に記載のステント。
5. 前記マグネシウム合金が、
   約１．５重量％のＳｃ、
   約０．７重量％のＬｉ、および
   残りのＭｇから本質的に成る、請求項１に記載のステント。
6. 前記マグネシウム合金が、
   約１．５重量％のＹ、
   約０．７重量％のＬｉ、および
   残りのＭｇから本質的に成る、請求項１に記載のステント。
7. マグネシウム合金から形成されるステントであって、前記マグネシウム合金が、
   ０〜５重量％の希土類元素、
   ０〜８重量％のＬｉ、
   ０〜１重量％のＭｎ、
   ０〜１重量％のＳｎ、
   ０〜３重量％のＡｌ、
   ０〜４重量％のＺｎ、および
   残りのＭｇから本質的に成る、ステント。
8. 前記希土類元素が、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｇｄ、Ｎｄ、およびこれらの任意の組み合わせから成る群から選択される、請求項７に記載のステント。
9. 前記マグネシウム合金が、
   約３重量％のＬｉ、
   約１重量％のＡｌ、および
   残りのＭｇから本質的に成る、請求項７に記載のステント。

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