(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
生分解性マグネシウム合金から全体又は一部が作製されたインプラントであって、該分解性マグネシウム合金が、
Ｙ：１．９〜４．２重量％
Ｎｄ：最大２．３重量％
Ｇｄ：最大３．６重量％
Ｄｙ：最大０．５４重量％
Ｈｏ：最大８重量％
Ｅｒ：最大１８重量％
Ｌｕ：最大８重量％  
Ｚｒ：０．４８〜０．９重量％
不可避不純物：合計０．３重量％以下
を含み、
ａ）Ｈｏ、Ｅｒ及びＬｕの含有量の合計が５．５重量％以上であり、
ｂ）Ｙ、Ｎｄ及びＧｄの含有量の合計が２重量％以上であり、
ｃ）マグネシウムを除く全ての合金元素の含有量の合計が８．５重量％以上であり、
ｄ）１００重量％からの残部はマグネシウムである、
インプラント。
【請求項２】
Ｎｄの含有量が０．０５〜２．３重量％である、請求項１に記載されたインプラント。
【請求項３】
Ｍｇ合金中のＹ、Ｎｄ及びＧｄの含有量の合計が３．０重量％よりも多い、請求項１または請求項２に記載されたインプラント。
【請求項４】
Ｈｏの含有量が４〜８重量％である、請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載されたインプラント。
【請求項５】
Ｅｒの含有量が４．０〜１５．０重量％である、請求項１から請求項４までのいずれか一項に記載されたインプラント。
【請求項６】
Ｌｕの含有量が４．０〜８重量％である、請求項１から請求項５までのいずれか一項に記載されたインプラント。
【請求項７】
Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ及びＬｕの含有量の合計が６．５〜２５．０重量％である、請求項１から請求項６までのいずれか一項に記載されたインプラント。
【請求項８】
Ｚｒの含有量が０．４８〜０．６重量％である、請求項１から請求項７までのいずれか一項に記載されたインプラント。
【請求項９】
前記インプラントがステントである、請求項１から請求項８までのいずれか一項に記載されたインプラント。
【請求項１０】
インプラントを製造するための生分解性マグネシウム合金の使用であって、該生分解性マグネシウム合金が、
Ｙ：１．９〜４．２重量％
Ｎｄ：最大２．３重量％
Ｇｄ：最大３．６重量％
Ｄｙ：最大０．５４重量％
Ｈｏ：最大８重量％
Ｅｒ：最大１８重量％
Ｌｕ：最大８重量％  
Ｚｒ：０．４８〜０．９重量％
不可避不純物：合計０．３重量％以下
を含み、
ａ）Ｈｏ、Ｅｒ及びＬｕの含有量の合計が５．５重量％以上であり、
ｂ）Ｙ、Ｎｄ及びＧｄの含有量の合計が２重量％以上であり、
ｃ）マグネシウムを除く全ての合金元素の含有量の合計が８．５重量％以上であり、
ｄ）１００重量％からの残部がマグネシウムである、
という条件である、分解性マグネシウム合金の使用。
【請求項１１】
前記インプラントがステントである、請求項１０に記載された分解性マグネシウム合金の使用。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、生分解性マグネシウム合金により作製されたインプラントに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
非常に様々な用途の医療用インプラントが、当該技術分野において知られている。現代の医療用インプラントの実施における共有の目標は、生体適合性の高いこと、即ち、体内に挿入された医療用製品が高度な組織適合性を有することである。多くの場合、医療目的を達成するために、インプラントが一時的にのみ体内に存在することが必要である。体内で分解しない材料から作製されたインプラントは、たとえ高度に生体適合性のある恒久的材料を使っても長期的には体の拒絶反応が生じる場合があるので、しばしば、更に除去されることになる。
【０００３】
付加的な外科的介入を回避するための１つの方策は、インプラントの全部又は大部分を生分解性（又は生物腐食性）の材料により成形することである。本明細書で使用する生分解性という用語は、身体的媒体の存在によってのみ引き起こされる微生物による一連の経過又は過程により、このような材料を含む構造体が徐々に分解されることと理解される。特定の時点で、この生分解性材料を含むインプラント又はインプラントの少なくとも一部は、その機械的完全性を喪失する。分解生成物は身体によって主に吸収されるが、僅かな残存物は一般に許容され得る。
【０００４】
生分解性材料は、とりわけ、合成又は天然物由来のポリマーを基にして開発されてきた。材料特性だけでなく、特に、合成ポリマーの分解生成物の故に、生分解性ポリマーを使用することは依然としてかなり限定されている。したがって、例えば、整形外科用インプラントは、多くの場合、大きな機械的歪みに耐えなければならず、血管用インプラント、例えばステントは、それらの設計に応じて弾性率、脆性及び成形性に対する非常に特別の要件を満たさなければならない。
【０００５】
試みられた１つの有望な成果により、生分解性金属合金が使用されている。例えば、独国特許出願公開第１９７３１０２１号（Ａ１）では、医療用インプラントを、アルカリ金属、アルカリ土類金属、鉄、亜鉛、及びアルミニウムからなる群から選択された主要成分を有する金属材料から成形することが提案されている。マグネシウム、鉄、及び亜鉛を基にした合金が特に適切であると説明されている。これらの合金の副成分は、マンガン、コバルト、ニッケル、クロム、銅、カドミウム、鉛、錫、トリウム、ジルコニウム、銀、金、パラジウム、白金、珪素、カルシウム、リチウム、アルミニウム、亜鉛及び鉄であり得る。
【０００６】
９０重量％を越えるマグネシウム、３．７〜５．５重量％のイットリウム、１．５〜４．４重量％の希土類金属、及び１重量％未満の残部という比率を有する生分解性マグネシウム合金の使用が、欧州特許第１４１９７９３号（Ｂ１）により知られている。その文献に開示されている材料はステントを製造するのに特に好適である。
【０００７】
別の血管内インプラントが欧州特許出願公開第１８４２５０７号（Ａ１）に記載されており、その文献においてインプラントは、ガドリニウムを含むマグネシウム合金から作製されており、そのマグネシウム合金はイットリウムを含んでいない。
【０００８】
生分解性マグネシウム合金から作製されたステントは既に臨床試験がなされている。特に、イットリウム（Ｗ）及び希土類元素（Ｅ）を含有する、Ｍａｇｎｅｓｉｕｍ  Ｅｌｅｋｔｒｏｎ、ＵＫのマグネシウム合金であるＥＬＥＫＴＲＯＮ  ＷＥ４３（米国特許第４，４０１，６２１号）が研究されており、そのマグネシウム合金においてイットリウムの含有量は約４重量％であり、希土類金属（ＲＥ）の含有量は約３重量％である。以下の略語がしばしば使用される。すなわち、ＲＥ：希土類元素、ＬＲＥ：軽希土類元素（Ｌａ−Ｐｍ）及びＨＲＥ：重希土類元素（Ｓｍ−Ｌｕ）。しかしながら、その合金は熱機械処理に反応することが見出された。それらの種類のＷＥ合金は元々、高クリープ強度が必要とされる高温用途のために設計されていたが、現在、ミクロ組織の劇的な変化が、反復的な変形及び熱処理サイクルによる加工中に生じることが見出されている。ミクロ組織のこれらの変化は、製造中の高いスクラップ率並びに継ぎ目のない管、及びそれによる最終製品の不均一性の原因となる。結果として、機械的特性に有害な影響を及ぼす。特に、ステントを製造するプロセスにおける引抜管の引張特性が悪化し、加工中に破断が現れる。更に、機械的特性の大きな不均一、特に破断伸び（引張試験中の耐力より低い管の初期の破断）が最終的な管に見出された。最後に、ステントのインビボ（生体内）での分解が非常に速く、且つ非常に不均一であるので、分解産物の組織への過負荷により引き起こされる炎症の進行のために生体適合性が悪化するおそれがある。
【０００９】
純粋な合金化元素よりもむしろＷＥ４３などの市販のマグネシウム合金における軽希土類元素（ＬＲＥ；Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ）と重希土類元素（ＨＲＥ；周期表の元素：Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ及びＬｕ）の混合物の使用によりコストが低減し、Ｙ及びＮｄに基づいた主な析出物の他にこれらの元素の更なる析出物の形成が更に材料の高温強度を高めることが実証されている［Kingら、59th Annual World Magnesium Conference、2005、p.15ff］。したがって、ＨＲＥを含有する析出物は、Ｙ及びＮｄと比べてこれらの元素の顕著に拡散速度が遅いために高温での増加に対してより安定であると仮定することができる。したがって、それらは実質的にＷＥ合金の高温強度（粒子硬化効果）の一因となる。
【００１０】
しかしながら、現在、その材料が血管インプラント（例えばステント）又は整形外科用インプラントなどの生物医学的用途に使用される場合、これらのＨＲＥ析出物は、問題を引き起こすことが見出されている。ＨＲＥ金属間化合物粒子は、合金の熱機械的処理における加工性に有害な影響を及ぼすおそれがある。例えば、金属材料で作製されたステントなどの人工血管の製造は通常、その材料から作製された引抜かれた継ぎ目のない管から開始される。そのような継ぎ目のない管の製造は通常、変形能及び延性をそれぞれ修復するための引抜による冷間変形及びその後の熱処理の交互プロセスである。機械的変形工程の間、金属間化合物粒子は、それらが通常、周囲マトリクスよりも顕著に硬いため、問題を引き起こす。これにより、粒子近くで亀裂形成が生じるので、引抜による更なる加工の点でそれらの有用性を低減させる（半仕上げの）部分、及び同様にステント製品の最終的な部分の欠陥が生じる。
【００１１】
驚くべきことに、現在、全ての存在する粒子が溶解すると予想されるほどに十分に高い温度状態でも、析出物が依然として発生することが見出されている。これにより、ＬＲＥと共に主に形成される金属間化合物相が、特定の合金の通常の再結晶熱処理（３００〜５２５℃）の間に溶解できないことが示されている。結果として、更なる変形プロセス又は供給のための延性が十分に修復できない。
【００１２】
上述のように、マグネシウムは、生物医学的用途、例えば、ステント、骨修復のためのネジ／プレート及び外科縫合材料などの生分解性挿入物に関して多くの利点を有する。しかしながら、多くの用途に関して、マグネシウム修復デバイスが劣化及び故障するまでの時間が非常に早くなり、腐食の間に非常に多くのガス発生（Ｈ２）が生じるおそれがある。更に、圧力を加えられたマグネシウムデバイスが環境支援割れ（ＥＡＣ）のために故障するおそれがある。応力腐食割れ（ＳＣＣ）又は腐食疲労（ＣＦ）とも称されるＥＡＣは、材料の破滅的破壊を起こすおそれのある現象である。この破壊はしばしば、耐力（ＹＳ）以下で発生する。発生するＥＡＣの要件は３つの要件、即ち機械的荷重、感受性材料、及び適切な環境である。
【００１３】
ＥＣＳＳ（欧州宇宙標準協会）は、ＮａＣｌ水溶液を利用する、工業界で認められた試験を使用することによって種々の金属合金の感受性を定量化している。ＥＣＳＳ−Ｑ−７０−３６レポートは、Ｍｇ−Ｙ−Ｎｄ−ＨＲＥ−Ｚｒ合金ＷＥ５４を含む、いくつかのマグネシウム合金の感受性をランク付けしている。この参考文献は、材料を、ＳＣＣに対して高抵抗、中程度の抵抗、又は低抵抗に分類している。ＷＥ５４は、「ＳＣＣに対して抵抗が低い」（即ち、性能不十分）と分類されている。生物医学的用途のために、圧力がその材料に加えられ、生体内での環境（例えば血液）は最も腐食性があることが知られている。ＥＣＳＳ試験と同様に、体外（インビトロ）での試験のために広範に使用されるＳＢＦ（疑似体液）にはＮａＣｌが含まれる。本特許出願に記載している試験により、Ｍｇ−Ｙ−Ｎｄ−ＨＲＥ−Ｚｒ合金系のＥＡＣ性能が、ＨＲＥ付加の選択的使用により改善され得ることが示唆される。これは、早期故障が破滅的な結果を有するおそれがあり（例えば、心臓外科におけるステントの潜在的使用に関する、Atrens(Overview of stress corrosion cracking of magnesium alloys-8thInternational conference on Magnesium alloys-DGM2009)）、それによってＳＣＣに起因する破断が恐らく致命的になる、生物医学的インプラントに関して顕著な利益を与える。早期故障の結果には、再介入、患者の外傷などが含まれ得る。使用される合金は依然として成形可能であり、十分な強度を示さなければならない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１４】
【特許文献１】独国特許出願公開第１９７３１０２１号明細書
【特許文献２】欧州特許第１４１９７９３号明細書
【特許文献３】欧州特許出願公開第１８４２５０７号明細書
【特許文献４】米国特許第４，４０１，６２１号明細書
【非特許文献】
【００１５】
【非特許文献１】Kingら、59thAnnual World Magnesium Conference、2005、p.15ff
【非特許文献２】Atrens(Overview of stress corrosion cracking of magnesium alloys-8th International conference on Magnesium alloys-DGM2009)
【非特許文献３】EN ISO 10993-15:2000
【非特許文献４】G Petzow、Metallographisches、keramographisches und plasto-graphisches Atzen、Borntraeger 2006
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
本発明の目的は、上述の問題の１つ又は複数を克服又は少なくとも低減することである。特に、微細押出などの新規の非常に高度な技術において改善された加工可能性、並びに適用可能な場合、強度、延性及び歪み硬化などの材料の機械的特性の改善された生分解性Ｍｇ合金への要求が存在する。特に、インプラントがステントの場合、最終的なデバイスの骨格強度及び材料の管引抜特性が改善されるべきである。
【００１７】
本発明の更なる観点は、材料の耐食性を高めること、より具体的には、分解を遅延させること、保護的変換加工層の形成を固定すること、及び水素発生を減少させることであり得る。ステントの場合、耐食性の増強は、インプラントに生体内での十分な骨格能力を提供できる時間を延長する。
【００１８】
本発明の別の観点は、合金又は腐食生成物における有毒成分を回避することによって材料の生体適合性を高めることであり得る。
【課題を解決するための手段】
【００１９】
上述の観点の１つ又は複数は本発明のインプラントにより達成できる。本発明のインプラントは、
Ｙ：０〜１０．０重量％
Ｎｄ：０〜４．５重量％
Ｇｄ：０〜９．０重量％
Ｄｙ：０〜８．０重量％
Ｈｏ：０〜１９．０重量％
Ｅｒ：０〜２３．０重量％
Ｌｕ：０〜２５．０重量％
Ｔｍ：０〜２１．０重量％
Ｔｂ：０〜２１．０重量％
Ｚｒ：０．１〜１．５重量％
Ｃａ：０〜２．０重量％
Ｚｎ：０〜１．５重量％
Ｉｎ：０〜１２．０重量％
Ｓｃ：０〜１５．０重量％
不可避不純物：合計０．３重量％以下
を含む生分解性マグネシウム合金から全体又は一部が作製され、
残部はマグネシウムであり、
ａ）Ｈｏ、Ｅｒ、Ｌｕ、Ｔｂ及びＴｍの含有量の合計は５．５重量％よりも多く、
ｂ）Ｙ、Ｎｄ及びＧｄの含有量の合計は２重量％よりも多く、
ｃ）マグネシウムを除く全ての合金化合物の含有量の合計は８．５重量％よりも多い、
という条件である。
【００２０】
代替において、本発明のインプラントは、
Ｙ：０〜１０．０重量％
Ｎｄ：０〜４．５重量％
Ｇｄ：０〜９．０重量％
Ｄｙ：０〜８．０重量％
Ｈｏ：０〜１９．０重量％
Ｅｒ：０〜２３．０重量％
Ｌｕ：０〜２５．０重量％
Ｔｍ：０〜２１．０重量％
Ｔｂ：０〜２１．０重量％
Ｚｒ：０．１〜１．５重量％
Ｃａ：０〜２．０重量％
Ｚｎ：０〜１．５重量％
Ｉｎ：０〜１２．０重量％
Ｓｃ：０〜１５．０重量％
不可避不純物：合計０．３重量％以下
からなる生分解性マグネシウム合金から全体又は一部が作製され、
残部はマグネシウムであり、
ａ）Ｈｏ、Ｅｒ、Ｌｕ、Ｔｂ及びＴｍの含有量の合計は５．５重量％よりも多く、
ｂ）Ｙ、Ｎｄ及びＧｄの全含有量は２重量％よりも多く、
ｃ）マグネシウムを除く全ての合金化合物の全含有量は８．５重量％よりも多い、
という条件である。
【００２１】
インプラントを製造するための本発明のＭｇ合金の使用は、従来のマグネシウム合金、特にＷＥ４３又はＷＥ４５などのＷＥ合金と比べて、加工可能性の改善、耐食性及び生体適合性の増加をもたらす。
【００２２】
【表１】
0005952803.tif 000002
【００２３】
マグネシウム中のＲＥの溶解度はかなり変化する（表１を参照のこと）。この元素の固体溶解度の低さに起因して、存在する粗粒子の体積が主にＮｄ含有量に関連することは、当業者であれば予想できる。したがって、ＲＥの添加量は、ミクロ組織に存在する残留塊及び粒子の量に影響を及ぼすと予想できる。
【００２４】
本発明のマグネシウム合金及び従来のＷＥ４３の一部のミクロ組織の検査により、特定の組成に関して、ＷＥ４３よりも本発明のマグネシウム合金において顕著に析出物が少なく、且つより小さい析出物が存在することが明らかになった。
【００２５】
即ち、Ｍｇ合金に存在するＲＥの種類の選択は、驚くべきことに、成形特性の改善を導くが、ＲＥの全量は顕著に増加している。この改善は硬質粒子（析出物）の減少により達成されると提案される。
【００２６】
Ｍｇ合金中のＹの含有量は０〜１０．０重量％である。好ましくは、Ｍｇ合金中のＹの含有量は１．０〜６．０重量％、最も好ましくは３．０〜４．０重量％である。この範囲内にＹの含有量を維持することは、特性、例えば引張試験の間の一貫性が維持されることを保証する。更に、強度及び腐食挙動が改善される。Ｙの含有量が１０．０重量％を越える場合、合金の延性は悪化する。
【００２７】
Ｍｇ合金中のＮｄの含有量は０〜４．５重量％、好ましくは０．０５〜２．５重量％である。Ｎｄの含有量が４．５重量％を越える場合、Ｍｇ中のＮｄの制限された溶解度のために合金の延性は悪化する。
【００２８】
Ｍｇ合金中のＧｄの含有量は０〜９．０重量％、好ましくは０〜４．０重量％である。Ｇｄは、ＳＢＦ試験において合金の分解を減少させ、そのＥＡＣ挙動を改善することができる。所与の合金において固溶限度近くのＧｄは延性を減少させる。
【００２９】
Ｍｇ合金中のＹ、Ｎｄ及びＧｄの全含有量は、２．０重量％よりも多く、好ましくは３．０重量％よりも多い。
【００３０】
Ｍｇ合金中のＤｙの含有量は、０〜８．０重量％、好ましくは０〜６．０重量％、最も好ましくは０〜４．０重量％である。
【００３１】
Ｍｇ合金中のＨｏの含有量は、０〜１９．０重量％、好ましくは４．０〜１５．０重量％、最も好ましくは６．０〜１４．０重量％である。Ｈｏは、ＳＢＦ中の合金の分解を減少させ、強度を増加させることができる。
【００３２】
Ｍｇ合金中のＥｒの含有量は、０〜２３．０重量％、好ましくは４．０〜１５．０重量％、最も好ましくは６．０〜１４．０重量％である。Ｅｒは、ＳＢＦ試験において合金の分解を減少させ、そのＥＡＣ挙動及び強度を改善することができる。
【００３３】
Ｍｇ合金中のＬｕの含有量は、０〜２５．０重量％、好ましくは４．０〜１５．０重量％、最も好ましくは６．０〜１４．０重量％である。Ｌｕは、ＳＢＦ試験において合金の分解を減少させ、そのＥＡＣ挙動及び強度を改善することができる。
【００３４】
Ｍｇ合金中のＴｍ及び／又はＴｂの含有量は、０〜２１．０重量％、好ましくは４．０〜１５．０重量％、最も好ましくは６．０〜１２．０重量％である。Ｔｂ及びＴｍに関して、合金の分解並びにＥＡＣ挙動及び強度の改善に対して同じ効果が予想される。
【００３５】
Ｍｇ合金中のＨｏ、Ｅｒ、Ｌｕ、Ｔｂ及びＴｍの全含有量は、５．５重量％よりも多い。好ましくは、Ｍｇ合金中のＨｏ、Ｅｒ、Ｌｕ、Ｔｂ及びＴｍの全含有量は、６．５〜２５．０重量％、最も好ましくは７．０〜１５．０重量％である。好ましくは、全含有量は追加元素としてＤｙを含む。
【００３６】
更に、Ｍｇ合金中のＺｒの含有量は、０．１〜１．５重量％、好ましくは０．２〜０．６重量％、最も好ましくは０．２〜０．４重量％である。マグネシウム−ジルコニウム合金に関して、ジルコニウムは、マグネシウム合金、特に合金の延性を改善する、予め押出された材料の粒径を減少させる顕著な有益性を有する。更に、Ｚｒは溶解物から汚染物を除去する。
【００３７】
Ｍｇ合金中のＣａの含有量は、０〜２．０重量％、好ましくは０〜１．０重量％、最も好ましくは０．１〜０．８重量％である。Ｃａは、マグネシウム合金の粒径を減少させる顕著な有益性を有する。
【００３８】
Ｍｇ合金中のＺｎの含有量は、０〜１．５重量％、好ましくは０〜０．５重量％、最も好ましくは０．１〜０．３重量％である。Ｚｎは析出の原因となり得、また、一般腐食に影響を及ぼし得る。
【００３９】
Ｍｇ合金中のＩｎの含有量は、０〜１２．０重量％、好ましくは０〜２．５重量％、最も好ましくは０．０〜０．８重量％である。Ｉｎは、マグネシウム合金の耐食性能を改善する有益性を有する。更に、Ｉｎは、マグネシウム合金の粒径を減少させる有益性を有する。
【００４０】
Ｍｇ合金中のＩｎ、Ｚｒ、Ｃａ及びＺｎの全含有量は、好ましくは０．２〜２．０重量％、好ましくは０．２〜０．８重量％である。
【００４１】
Ｍｇ合金中のＳｃの含有量は、０〜１５重量％である。Ｓｃは耐食性に対してプラスの効果を有し得る。
【００４２】
合金中の不純物の全含有量は、０．３重量％未満、より好ましくは０．２重量％であるべきである。特に、以下の最大不純物レベルが維持されなければならない。
各々が０．０５重量％未満のＦｅ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、及びＡｇ
０．００６重量％未満のＮｉ
０．１５重量％未満、好ましくは０．１重量％未満のＬａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｅｕ及びＹｂ。
【００４３】
本発明の目的のために、合金は、分解が生理環境中で生じる生分解性と称され、これにより、その機械的完全性を喪失する材料により成形されるインプラント全体又はインプラントの一部が最終的に得られる。生分解性評価に関して、EN ISO 10993-15:2000に以前に記載されている人工血漿（ＮａＣｌ  ６．８ｇ／ｌ、ＣａＣｌ２  ０．２ｇ／ｌ、ＫＣｌ  ０．４ｇ／ｌ、ＭｇＳＯ４  ０．１ｇ／ｌ、Ｎａ−ＨＣＯ３  ２．２ｇ／ｌ、Ｎａ２ＨＰＯ４  ０．１２６ｇ／ｌ、ＮａＨ２ＰＯ４  ０．０２６ｇ／ｌの組成）を、考慮する合金の腐食挙動を試験するための試験媒体として使用する。この目的のために、評価すべき合金の試料を、３７℃にて所定量の試験媒体を有する閉じた試料容器に保存する。数時間から数ヶ月まで予想される腐食挙動に間隔を合わせた（ｉｎｔｅｒｖａｌｓ−ｔａｉｌｏｒｅｄ）時間に、その試料を取り除き、公知の方法で腐食形跡について検査する。
【００４４】
インプラントは、外科的方法によりヒトの身体に導入されるデバイスであり、ネジ、プレート、又は釘などの骨用の留め具、外科用縫合材料、腸鉗子、血管クリップ、硬及び軟組織の領域におけるプロテーゼ、並びに特にペースメーカー又は除細動器の電極用の固定要素を含む。インプラントは好ましくはステントである。典型的な構造のステントは、身体に導入するために拡張されていない状態で最初に提供され、次いで適用位置において拡張された状態に広げられる金属支柱で作製されたフィリグリー支持構造を有する。
【００４５】
血管インプラント、特にステントは、好ましくは、インプラントの機械的完全性が２〜２０週間維持されるように使用される合金に対して設計される。咬合器としてのインプラントは、好ましくは、インプラントの機械的完全性が６〜１２ヶ月間維持されるように生分解性に対して設計される。骨接合術のための整形外科用インプラントは、好ましくは、インプラントの機械的完全性が６〜３６ヶ月間維持されるようにマグネシウム合金に対して設計される。
【００４６】
本開示は例示的な実施例及び関連した図面に基づいて以下により詳細に説明される。
【図面の簡単な説明】
【００４７】
【図１】試料のミクロ組織を示す図。
【図２】試料のミクロ組織を示す図。
【図３】試料のミクロ組織を示す図。
【図４】試料のミクロ組織を示す図。
【図５】試料のミクロ組織を示す図。
【図６】試料のミクロ組織を示す図。
【図７】試料のミクロ組織を示す図。
【図８】ＳＢＦ溶液中でＥＡＣにより引き起こされる二次亀裂の実例を示す図。
【図９】腐食疲労試験の間のステントの相対的崩壊圧の発生を示す図。
【図１０】腐食疲労試験の間のステントの相対的耐荷重断面の発生を示す図。
【発明を実施するための形態】
【００４８】
異なる合金組成を有するいくつかの融解物を融解鋳造し、押出し、続いてミクロ組織における強調部分（析出物の粒径、大きさ、画分及び組成）、それぞれの熱機械的特性（引張特性）並びに重ね合わせた機械的負荷を有する、及び有さない腐食挙動に関して異なる研究に供した。更に、生体適合性試験を実施した。一般に、以下の鋳造技術に従って溶解を実施した。
【００４９】
保護ガス（ＣＯ２／２％ＳＦ６）下で高純度の出発材料（≧９９．９％）を鋼るつぼ中で溶解した。温度を７６０℃〜８００℃に上げ、その後、融解物を攪拌することにより均質化した。その融解物を鋳造して、１２０ｍｍの公称直径及び３００ｍｍの長さを有する棒材を成形した。次に棒材を１５０ｍｍ〜２５０ｍｍの長さを有する７５ｍｍの公称直径に機械加工し、約５２５℃にて４〜８時間均質化処理を施した。
【００５０】
次いでその材料を３５０〜５００Ｃに加熱し、油圧プレスを用いて押出した。得られた円形の棒は６ｍｍ〜１６ｍｍ、大部分は９．５〜１２．７ｍｍの範囲の直径を有した。以下の研究のために、押出３０ｃｍ長さの開始及び終了部分は通常除去した。
【００５１】
表２に、例示したＭｇ合金の化学組成、腐食率及び引張特性をまとめる。ＭＩ０００７、ＭＩ００３４及びＤＦ４６１９は、基準材料として使用したＡＭＳ４４２７化学的仕様（ＡＭＳ４４２７  ｃｈｅｍｉｃａｌ  ｓｐｅｃｉｆｉｃａｔｉｏｎ）におけるＷＥ４３の比較例である。毎回、引張データを作成するため、及び金属組織学のために融解物を製造した。
【００５２】
【表２】
0005952803.tif 000003
【００５３】
機械的特性及び冶金の説明
機械的特性を決定するために、バルク材料の標準的引張試験を実施し、各場合において融解物のいくつかの試料を用いて分析した。０．２％耐力（ＹＴＳ）、最大引張強さ（ＵＴＳ）及び破断伸び（Ａ）を特徴的なデータとして決定した。材料の耐力（ＹＳ）を、材料歪みが弾性変形から塑性変形（その材料を永久的に変形させる）に変化する応力と定義する。最大引張強さ（ＵＴＳ）を、材料が破断する前に耐え得る最大応力と定義する。
【００５４】
更に、また、基準物として押出管及び引抜管を用いて引張試験も実施した。典型的な押出管は、少なくとも３０ｍｍの典型的な長さ、約２ｍｍの直径、及び５０〜４００μｍの壁厚を有する。それらを、２００℃〜４８０℃の温度及び０．１ｍｍ／ｓ〜２１ｍｍ／ｓの押出速度で熱間微細押出加工（ｈｏｔ  ｍｉｃｒｏ  ｅｘｔｒｕｓｉｏｎ  ｐｒｏｃｅｓｓ）により加工する。
【００５５】
押出した状態としての金属組織学的試験のために、材料を溶解し、鋳造し、均質化し、ビレットに切断し、棒材に押出した。次いで試料を切断し、エポキシ樹脂に埋込み、粉末にし、鏡面仕上げに研磨し、標準的な金属組織学的技術［G Petzow、Metallographisches、keramographisches und plasto-graphisches Atzen、Borntraeger 2006］に従ってエッチングした。
【００５６】
バルク材料機械的特性の考察
表２に、Ｍｇ合金の化学成分、機械的（引張試験）及び腐食（ＮａＣｌ中での塩水噴霧及びＳＢＦ中への浸漬）特性をまとめる。表２のデータから、合金の組成の本発明の変更により、強度及び延性に関して基準物と比較して引張特性に影響を与えることがわかる。
【００５７】
当業者は、適切な合金化元素の量の増加により、強度の増加及び延性の減少を予想できる。このことは実際に表２に観察できる。
【００５８】
例えば、２％超〜８％の適切な範囲のＥｒ含有量の増加は、強度を増加させ、延性を維持する。より高い値のＥｒに関して、延性は減少するように見える。他の元素、例えばＮｄの減少は、Ｅｒ付加を補うことができ、延性に対するＥｒの効果を最小化し、加えられるＥｒのより多い付加を可能にする。例えばＭＩ００３６は１４％Ｅｒ付加で十分な延性の実例を示す。
【００５９】
他のＲＥ付加の少しの変更は延性に影響を与え得る（例えばＧｄ及びＤｙ（ＭＩ００２３対ＤＦ９５６１））。
【００６０】
他のＲＥ（例えばＨｏ、Ｌｕ、及びＧｄ）の大部分の添加に関して同様の効果が見られ得るが、延性減少の前に（Ｅｒと比較して）異なる閾値が示唆される。
【００６１】
例えばＨｏ及びＬｕの（示した実例の８％のよりも）高い成分が、顕著な延性を喪失せずに利用できることがデータから予想される（おそらく同等のＥｒを含有する実例よりも高い値）。
【００６２】
表２のデータから見られ得るように、合金の組成におけるＹ及びＮｄの量の本発明の変更は基本的に、一部の他のＲＥの強度、延性及び耐性に効果をもたらす。
【００６３】
ＲＥ（例えばＧｄ及びＥｒ）の組合せは、必ずしも相乗的とは限らないが、特定の組合せは有益であると予想される。
【００６４】
【表３】
0005952803.tif 000004
【００６５】
押出バルク材料は、利用するために、しばしば、製品を得るために更に加工される。この加工には、引抜、圧延及び曲げ工程並びに他の高度な加工技術が含まれ得る。現在、驚くべきことに、本発明の合金が、このような後での加工工程（例えば微細押出）に改善を示すことが発見されている。
【００６６】
微細押出前後の典型的な本発明の合金と基準材料との引張特性の比較により、本発明の合金が熱機械的処理、特に微細押出に、より感受性があることが明確に示される。
【００６７】
本発明の合金は、全ての試験した本発明の合金について耐力の１０〜３０％の顕著な低下、本発明の合金に応じて最終的な強度の約プラスマイナス１０％の少しの変化及び全ての試験した本発明の合金について延性の１０〜５０％の顕著な増加を示す。
【００６８】
多かれ少なかれ同じＵＴＳでのＹＳがより低いという効果が、例えば均質な開口挙動及びより高い半径強度を有する例えばステント設計の開発に関して、０．６未満の顕著に低い（マイナス５〜３０％）耐力対引張強度（それと共により高い延性が有益である）を生じるため、これらの効果の全ては望ましい。
【００６９】
対照的に基準物質は、耐力の約２０％の低下、最大引張強さの約１０％の低下及び延性の約２０％の低下を示す。
【００７０】
ミクロ組織
図１〜図５は、押出後の例示的な試料（図１：ＭＩ００３Ｉ／図２：ＭＩ００３０／図３：ＭＩ００３７／図４：ＭＩ００２９／図５：ＭＩ００４６）のミクロ組織を示す。それらは、合金実例の一部の強度及び延性に対する合金組成の効果に関する洞察を与える。大きな粒子及び塊を含まないミクロ組織（「清浄なミクロ組織」）は、塊／粒子が脆性である場合、改善された延性の利点を与えることができる。
【００７１】
図１は、Ｅｒの１２．７％添加にもかかわらず比較的「清浄なミクロ組織」である（延性は良（１９％）である）。
【００７２】
図２は、図１の合金にＮｄを添加した効果を示す。ミクロ組織は、より塊になり、延性は減少する（１０％）。しかしながら、図１の合金の引張特性がより高いことは留意されるだろう。
【００７３】
図３は、図１の合金よりも成分の大きいＥｒ（１８％）を含有する。これは多くの塊を生じ、強度の改善にも関わらず、延性は非常に低い値（２％）まで減少する。
【００７４】
図４の合金は、このより低いＥｒ含有量とＮｄを組み合わせることによって、図１の合金（８％Ｅｒ対１３％Ｅｒ）と比較してより低いＥｒの組合せにより、比較的「清浄なミクロ組織」及び図１の合金のものと同様の特性が得られ得ることを示す。
【００７５】
図５はＬｕの効果を示し、それはＥｒと同様であるが、図４の合金と比較して粒子及び塊の減少に関してＮｄ添加よりも耐性があるように見える。
【００７６】
図６及び図７は、基準材料からの引抜いた管のミクロ組織及び本発明の合金ＭＩ００２９からの微細押出管の相違を示す。微細押出は、引抜材料より顕著に少なく且つ小さい粒子を有することが明確に見られ得る。更に、押出管の粒径は、押出バルク材料に関して約１５〜２０μｍ及び引抜状態に関して２〜１５μｍに顕著に減少している。
【００７７】
組織に関して、１〜１５μｍの平均粒径を有する合金中の粒子の面積の割合が３％未満、及び特に１．５％未満である場合、加工可能性及び／又は延性の改善が顕著になることが見出される。１μｍ超且つ１０μｍ未満の平均サイズを有する粒子の面積の割合が１．５％未満であることが最も好ましい。これらの検出可能な粒子は脆性である傾向がある。
【００７８】
組織に関して、粒径が減少する場合、加工可能性及び／又は延性及び／又は強度の改善が顕著になると見出される。
【００７９】
腐食挙動
選択した合金系の腐食挙動を３つの標準的な試験に基づいてより詳細に研究した。これらの試験の結果を表２及び表４にまとめる。
【００８０】
塩水噴霧試験
合金の工業的有用性を評価する第１の標準的試験を、ＡＳＴＭ  Ｂ１１７に従って５％ＮａＣｌを含有するスプレーミストを用いて実施した。その試料を必要な日数の間、試験条件に曝露し、次いで腐食生成物を１０％三酸化クロム溶液中で煮沸することにより除去した。その試料の重量損失を測定し、国際的実務で慣行となっているｍｐｙ（１年当たりのミル単位での浸食（ｍｉｌｓ  ｐｅｎｅｔｒａｔｉｏｎ  ｐｅｒ  ｙｅａｒ））で表す。
【００８１】
ＳＢＦへの浸漬
耐食性は、腐食媒体にも依存する。したがって、合金の特別な使用を考慮する生理学的条件下で腐食挙動を決定するために更なる試験方法を使用する。
【００８２】
１４２ｍｍｏｌ／Ｌ  Ｎａ＋、５ｍｍｏｌ／Ｌ  Ｋ＋、２．５ｍｍｏｌ／Ｌ  Ｃａ２＋、１ｍｍｏｌ／ｌ  Ｍｇ２＋、１ｍｍｏｌ／ｌ  ＳＯ４２−、１ｍｍｏｌ／ｌ  ＨＰＯ４２−、１０９ｍｍｏｌ／ｌ  Ｃｌ−及び２７ｍｍｏｌ／Ｌ  ＨＣＯ３−のイオン濃度を有するＳＢＦ（疑似体液）中での保存に関して、押出材料の円筒形試料を、名目上３７℃にて７日間、高温媒体に完全に浸す。次いで腐食生成物を１０％三酸化クロム溶液中で煮沸することにより除去する。ＡＳＴＭ  Ｂ１１７試験と同様に、その試料の重量損失を測定し、ｍｐｙで表す。
【００８３】
留意すべき重要な要因は、絶対値が各バッチ試験で変化する場合があるということである。これは絶対値の比較を困難にし得る。これを解決するために、標準物（既知の基準物の種類の合金ＷＥ４３（例えばＭＩ００３４種類の合金）を、試験する合金の各バッチで試験する。次いでその基準物を改善比較のために基礎として使用する。基準物を１００％の値とし、これより低い値が改善を示す（ほとんど分解しない）。
【００８４】
しかしながら、耐食性は、同時に作用する腐食媒体及び機械的負荷条件にも依存する。したがって、合金の特別な使用を考慮する生理学的条件下で応力腐食割れ（ＳＣＣ）挙動を決定するために更なる試験方法を使用する。
【００８５】
ＳＢＦ中でのＥＡＣ／ＳＣＣ
ＳＢＦ媒体中での応力試験を、応力腐食割れ（ＳＣＣ）としても知られている環境支援割れ（ＥＡＣ）に対する感受性を識別し、本発明の合金をＷＥ４３種類の基準合金と比較するために実施した。
【００８６】
この試験は、応力開始物として作用する鋭敏な切欠を含む機械加工した円筒形被検査物を試験することから構成される。カンチレバー機械によりその試料に固定重量を負荷した。その被検査物を、その試料の切欠部分よりも高い水位までその試料をＳＢＦ媒体で浸すことができる容器の内部に置いた。媒体は２日ごとに変えて、試験の間の組成変化を最小にした。合格の基準は、ＳＢＦ媒体で少なくとも２５０時間の連続曝露で破壊を生じないことであった。それによって２５０時間以上で生じる破壊の応力値を閾値と定義し、それを表４に報告する。
【００８７】
測定するために合金の感受性をＳＢＦ媒体に対して試験した。各バッチを空気中での破壊に対して試験した。この値を上記のＳＢＦの限界応力値と比較し、破壊応力の減少を「空気中での切欠強度」のａ％として表した。その値は１００％に近く、その材料はＥＡＣにほとんど影響を受けないようである。
【００８８】
微細押出管及び完全に加工したステントからのＭｇイオン放出
しかしながら、熱機械的処理及び材料の表面状態は腐食挙動に影響を及ぼすことも知られているので、我々はまた、ＳＢＦ中での微細押出管及び実際に完全に加工したステントからのＭｇイオン放出の定量化により材料の耐食性を特徴付けした。
【００８９】
Ｍｇイオン放出試験についての試料は上記の微細押出管から製造した。更に、押出管をレーザービーム切断して、ステントを成形し、電解研磨し、バルーンカテーテルに圧着し、滅菌し、それらを、ＳＢＦが流れる、周囲を取り囲む適切なサイズのホース内で拡張させた。異なる時点で試験溶液から試料を取り、他の場所に記載されているクロマトグラフ法によって定量的なＭｇイオン評価に供した。ＷＥ４３の引抜管及びそれぞれのステントを基準物として供給した。
【００９０】
塩水噴霧試験の結果
驚くべきことに、ＮａＣｌ雰囲気下での塩水噴霧試験の結果により、多くの含有量のＥｒ（Ｈｏ、Ｌｕ、Ｔｂ、Ｔｍ）が耐食性を顕著に減少させることが明確に示される。より驚くべきことは、ＳＢＦ（塩水噴霧試験よりもはるかに血管インプラントの実際の生物学的供給環境を模倣する溶液）中での本発明の合金の反対の腐食挙動である。なぜなら、以前の研究により、塩水噴霧（ＡＳＴＭ  Ｂ１１７）における塊喪失とＳＢＦにおける塊喪失との間に明確な相関関係が示されていたからである。ＳＢＦ浸漬試験は、Ｅｒの含有量を６ｗｔ％から１４ｗｔ％に増加させた状態で塊喪失の顕著な減少を現した。約１８ｗｔ％Ｅｒから、腐食率は更に悪化する。
【００９１】
ＳＢＦ中への浸漬の結果
本発明の合金の浸漬したＳＢＦでの試験は分解率（腐食）の減少を示す。これは基準合金のａ％として最適に示される。最適な場合、本発明からの実例は分解の１０倍よりも高い改善を示す。
【００９２】
一般的に、Ｅｒ、Ｈｏ、Ｌｕ、Ｇｄ（同様にＴｂ及びＴｍについても）を増加させると、分解抵抗も改善する。即ち、測定した塊喪失は基準物と比較して低くなる。上述の合金付加において、個々の元素間で一部の相違も現れ、一部はより良い性能を示す。ＨＲＥの一部の組合せは、適切な合金含有量で相乗的な有益性を提供できることが予想される。
【００９３】
【表４】
0005952803.tif 000005
【００９４】
ＳＢＦ中でのＥＡＣ／ＳＣＣの結果
表４にＥＡＣ試験のデータを提供する。基準物としてのＷＥ４３種類の合金（ＤＦ９３１９）を考慮すれば、ＨＲＥ含有量が増加すると、絶対許容応力が増加すると見られ得る。この改善も、空気中で試験した場合（ＳＢＦ媒体の効果なし）の実際の材料の強度のａ％として示す。この値は１００％に近く、少しの破断は媒体に関連し、したがって、その媒体中で材料がＥＣＡ（ＳＣＣ）になる可能性がある傾向は少ない。
【００９５】
Ｅｒ付加は少なくとも１４ｗｔ％までは性能が良好であるが、１８ｗｔ％にて、性能は基準物ＷＥ４３種類の合金のもの以下に減少する。他のＨＲＥは別の形で性能を示す。例えば、４％のみのＧｄ付加は試験した合金の最適なＥＡＣ抵抗を与え、Ｌｕも良好のように見え、Ｈｏは性能が低下する。
【００９６】
図８は合金ＤＦ９４００の破壊の様相を示す。破壊は一次及び二次亀裂を示す。一次亀裂から離れた二次亀裂を有するこの種の亀裂はＳＣＣの代表例であり得る。
【００９７】
考察：微細押出管及び完全に加工したステントからのＭｇイオン放出
【００９８】
【表５】
0005952803.tif 000006
【００９９】
表５は、バルク材料、押出管及びこれらの押出管からのそれぞれのステントからのＭｇイオン放出の比較を示す。値はそれぞれの基準材料（本発明のバルク材料について基準物として表２からの基準ＷＥ４３バルク材料、本発明の合金の押出管についてＷＥ４３の引抜管、及び本発明の合金の押出管から製造したステントについてＷＥ４３の引抜管からのステント）の割合で与える。
【０１００】
微細押出管及びそれぞれのステント並びに引抜管及びそれぞれの基準物としてそれぞれのステントでのＭｇイオン放出試験により、本発明の合金が、顕著に高い耐食性を示す、顕著に少ないＭｇイオン放出（基準物質より２０〜８０％少ないＭｇイオン放出）を示すことが明らかになった。更に、本発明の合金は、微細押出により加工した場合、引抜基準材料よりも約２０％〜８０％、耐食性が良くなる。更に、ステントを製造するための適切な電解研磨により、改善（引抜基準材料からのステントよりも５０〜９０％少ないＭｇイオン放出）が得られ得る。本発明の合金は加工後に改善した腐食特性を示すが、基準材料の腐食特性は管引抜及び研磨の間に低下する。
【０１０１】
このことは、引抜基準物の管が微細押出材料より顕著に多くの析出物を示す、組成及び加工材料の本発明の変更から生じる、バルク材料のミクロ組織（「合金の機械的特性及び冶金の説明」の段落を参照のこと）により説明できる。これらの析出物（電気化学的により不活性であると知られている）はまた、溶出速度を速めるガルバック対を生じる研磨表面に存在する。
【０１０２】
更に、粒径は、押出及び引抜状態の場合の約１５〜２０μｍから微細押出状態において２〜１５μｍに顕著に減少する。
【０１０３】
実施例：Ｍｇ−４Ｙ−２Ｎｄ−８Ｅｒ−０．６Ｚｒ（ＭＩ００２９）及びＭｇ−４Ｙ−８Ｅｒ−０．６Ｚｒ（ＤＦ９５４６）
高純度（＞９９．９％）のマグネシウムインゴットを５００〜８００℃にて鋼るつぼ中で製錬した。その融解物を、保護ガス、例えばＣＯ２／２％ＳＦ６又はアルゴン／２％ＳＦ６の混合物と共にフラックスレス技術を用いて燃焼及びスラッジ形成から保護する。純粋なマグネシウムインゴットを製錬した後、温度を６８０〜８６０℃に上げ、Ｙ、Ｎｄ及びＥｒ及びＺｒの合金成分のそれぞれの量を加える。
【０１０４】
１２０ｍｍの公称直径及び３００ｍｍの長さを有する棒材を成形するために水冷式モールドに鋳造する前に、融解物を攪拌することによって均質化する。鋳造及び冷却後、棒材を２５０ｍｍの長さを有する７５ｍｍの公称直径に機械加工し、約５２５℃にて８時間均質化する。
【０１０５】
次いで材料を４００〜５００℃、好ましくは４５０℃に再加熱し、油圧プレスを用いて押出す。得られた円形の棒は１２．７ｍｍの直径を有する。更に加工又は試験する前に、３０ｃｍ長の部分を押出の開始及び終了から除去する。押出バルク材料の機械的特性は以下の通りである。
ＭＩ００２９：
ＹＴＳ＝２４６Ｐａ（これはＷＥ４３についてのものよりも約３５ＭＰａ高い）。
ＵＴＳ＝３２２ＭＰａ（これはＷＥ４３についてのものよりも約３０ＭＰａ高い）。
Ｅ＝１８％（これはＷＥ４３についてのものよりも約８％低い）。
対応するミクロ組織を図４に示す。
ＤＦ９５４６：
ＹＴＳ＝１９５ＭＰａ（これはＷＥ４３についてのものよりも約１５ＭＰａ低い）。
ＵＴＳ＝２８３ＭＰａ（これはＷＥ４３についてのものよりも約７ＭＰａ低い）。
Ｅ＝２４％（これはＷＥ４３についてのものよりも２％低い）。
【０１０６】
特に血管領域における血管骨格（同様にステント）としての医療用途に関して、押出材料は、例えば引抜又は微細押出によって更に管に加工されなければならない。ステントは、その端部で開口する中空体から形成されるキャリア構造、及びジグザグ又は蛇行形状の構造で折り畳まれ得る、一緒に接続している複数の支柱（それらの支柱は典型的に３０〜４５０μｍの幅及び厚さの直径を有する）により形成される周壁を有する腔内の体内プロテーゼである。
【０１０７】
このような上述の管への押出合金の更なる加工は、微細押出加工によりなされる。微細押出に関して、スラグがバルク材料から機械加工される。これらのスラグは、２００℃〜４８０℃の高温及び０．００１ｍｍ／ｓ〜６００ｍｍ／ｓの押出速度にて加熱プレス加工により加工される。血管骨格のための微細押出管についての典型的な直径は、少なくとも３０ｍｍの長さ、約２ｍｍの直径及び５０〜４００μｍの壁厚を有する。
【０１０８】
既に記載した機械的及び腐食特性の他に、ＷＥ４３管と比較したこれらの特定の合金の微細押出管の機械的特性は以下の通りである。
ＭＩ００２９：
ＹＴＳ＝１８９ＭＰａ（これは引抜ＷＥ４３管についてのものよりも約２５ＭＰａ高い）。
ＵＴＳ＝３１６ＭＰａ（これは引抜ＷＥ４３管についてのものよりも約６６ＭＰａ高い）。
Ｅ＝２６％（これは引抜ＷＥ４３管よりも約６％高い）。
対応するミクロ組織を図７に示す。
ＤＦ９５４６：
ＹＴＳ＝１７３ＭＰａ（これは引抜ＷＥ４３管についてのものよりも約１０ＭＰａ高い）。
ＵＴＳ＝２６１ＭＰａ（これは引抜ＷＥ４３管についてのものよりも約１１ＭＰａ高い）。
Ｅ＝２９％（これは引抜ＷＥ４３管よりも約９％高い）。
【０１０９】
生体内でのように周期的に負荷された血管骨格の特定の腐食疲労における環境支援割れに対する感受性を評価するために、我々は、レーザー切断及び電解研磨によって微細押出管から実際のステントを製造した。
【０１１０】
試験前に、ステントを１．５ｍｍ未満の直径でバルーンカテーテルに圧着し、例えばＥＴＯ（エチレンオキシド滅菌）又はｅ−ビーム（電子ビーム滅菌）で滅菌した。次いでステントを、疑似体液（ＳＢＦ）で以前に充填したそれぞれの直径を有する疑似動脈内でそれらの公称直径プラス０．５ｍｍに過大拡張（ｏｖｅｒ−ｅｘｐａｎｄｅｄ）した。以前の試験により、直径約１ｍｍの過大拡張が新規の合金について可能であるが、ＷＥ４３から製造した同じステントは、顕著に少ない過大拡張を許容することが示された。本発明の合金の改善された拡張保存は臨床実務においてデバイスの安全性に顕著に寄与する。
【０１１１】
内部にステントを有する疑似動脈を、周期的に生理的負荷を適用する試験チャンバ内に置く。一定の期間（１４及び２８日）後、一部の動脈を、ステントの半径強度を測定できる別の試験チャンバに移す。一部の他の動脈を、ステント支柱の残っている耐荷重性断面の金属組織決定のためにエポキシ樹脂で満たす。比較のために、我々は、ＷＥ４３チュービングから製造した同じステント設計を使用した。
【０１１２】
基準物のそれぞれの値に正規化した腐食の間に残っている金属の割合として定義する相対的分解スコアの結果を図１０に示し、腐食環境中で周期的に負荷した場合、基準物よりも本発明の合金が顕著に低い均質腐食（−２５％）を示すことを印象的に示す。
【０１１３】
基準物の初期の崩壊圧に正規化した絶対崩壊圧と定義される相対的崩壊圧測定の結果を図９に示し、より高い強度、より低い耐力比及びより高い歪み硬化の結果として本発明の合金から製造したステントが、顕著に高い初期の崩壊圧（＋１０％）を示すこともまた印象的に示す。更に、ステントは、破断又は崩壊せずに顕著に長期間にわたって高い初期のレベルの骨格能力を維持し、特定の腐食疲労において環境支援割れに対して顕著に低い感受性を示す。
【０１１４】
高溶解性のＥｒのＭｇ−Ｙ−Ｚｒ及びＭｇ−Ｙ−Ｎｄ−Ｚｒ−合金への付加のプラスの効果はまた、微細押出後のミクロ組織を微細押出ＷＥ４３のミクロ組織と比較した場合、特に明確になる。大きな析出物の大部分の線形凝集体（ストリンガー）がＷＥ４３管に存在する（図７）のに対して、ＭＩ００２９管において粒子は顕著に細かく、より均一に分配されることが図６において見られ得る。これらの粒子は、電解腐食のための陰極及び静的又は周期的負荷の間の亀裂開始側として作用し得るので、好ましくない。
【図１】
0005952803.tif 000007
【図２】
0005952803.tif 000008
【図３】
0005952803.tif 000009
【図４】
0005952803.tif 000010
【図５】
0005952803.tif 000011
【図６】
0005952803.tif 000012
【図７】
0005952803.tif 000013
【図８】
0005952803.tif 000014
【図９】
0005952803.tif 000015
【図１０】
0005952803.tif 000016