Магниевый сплав, способ его производства и использования

Магниевый сплав, способ его производства и использования

Иллюстрации

Показать все

Реферат

Эта патентная заявка относится к магниевому сплаву, а также способу его производства и использования.

Известно, что тип и количество легирующих элементов и примесей, а также соответствующие условия производства четко определяют свойства магниевых сплавов. Влияние легирующих элементов и примесей на свойства магниевых сплавов было известно специалистам в данной области техники долгое время, и демонстрирует сложный характер определения свойств двухкомпонентных или трехкомпонентных магниевых сплавов для использования их в качестве имплантационного материала.

К легирующим элементам, наиболее часто используемым с магнием, относится алюминий, который приводит к увеличению прочности на разрыв за счет твердого раствора, дисперсионного отвержения и мелкозернистой формации, а также микропористости. Кроме того, алюминий в сплавах смещает предел выпадения железа в осадок к значительному понижению содержания железа, при котором частицы железа выделяются или образуют интерметаллические частицы вместе с другими элементами.

Кальций демонстрирует ярко выраженный эффект уменьшения зернистости и ухудшает литейные качества и коррозионную стойкость.

Нежелательными сопутствующими элементами в магниевых сплавах являются железо, никель, кобальт и медь, содержание которых приводит к значительному увеличению коррозионности в связи с их электроположительной природой.

Марганец может быть обнаружен во всех литейных сплавах магния и связывает железо в форме AlMnFe осадков, в результате чего сокращается формирование локальных элементов. С другой стороны, марганец не способен связывать железо полностью, и, следовательно, остатки железа и марганца всегда остаются в расплаве.

Кремний ухудшает литейные свойства и вязкость, а при увеличении содержания Si ожидается усиление коррозии. Железо, марганец и кремний имеют очень высокую склонность к образованию интерметаллической фазы.

Электрохимический потенциал этой фазы является очень высоким и может, таким образом, выступать в качестве катода, управляющего коррозией легированной матрицы.

В результате упрочнения твердого раствора, цинк улучшает механические свойства и приводит к уменьшению зернистости, однако также приводит к микропористости с тенденцией образования горячих трещин, начиная с содержания от 1,5 до 2 масс. % в двухкомпонентном Mg-Zn и трехкомпонентном Mg-Аль-Zn сплавах.

Легирующие добавки из циркония увеличивают предел прочности на разрыв без снижения расширения и приводят к уменьшению зернистости, а также к сильному снижению динамической рекристаллизации, что проявляется в увеличении температуры рекристаллизации и, следовательно, требует больших затрат энергии. Кроме того, цирконий не может добавляться в расплавы, содержащие алюминий и кремний, потому что эффект уменьшения зернистости при этом пропадает.

Редкоземельные элементы, такие как Lu, Er, Но, Th, Sc и In, демонстрируют одинаковые химические свойства и образуют эвтектические системы с частичной растворимостью на насыщенной магнием стороне двухкомпонентных фазовых диаграмм, делая, таким образом, возможным дисперсионное затвердение.

Как известно, добавление дополнительных легирующих элементов, в сочетании с примесями вызывает образование различных интерметаллических фаз в двухкомпонентных сплавах магния. Например, интерметаллическая фаза Mg₁₇A₁₂, образующаяся на границах зерен, является хрупкой и ограничивает пластичность. По сравнению с матрицей магния эта интерметаллическая фаза является более легирующей и способна образовывать локальные элементы, в результате чего коррозионные характеристики ухудшаются.

В дополнение к этим влияющим факторам свойства магниевых сплавов также прямо зависят от металлургических производственных условий. При использовании обычных методов литья примеси при добавлении вводятся автоматически путем легирования элементов сплава. Предшествующий уровень техники (US 5055254 А), в связи с изложенным, определяет допустимые пределы содержания примесей в магниевых литейных сплавах, которые, например, для магниево-алюминиево-цинкового сплава, приблизительно составляют от 8 до 9,5% Al и от 0,45 до 0,9% Zn, определяет допустимые пределы содержания примесей, равные от 0,0015 до 0,0024% Fe, 0,0010% Ni, от 0,0010 до 0,0024% Cu и не менее чем от 0,15 до 0,5% Mn.

Допустимые пределы для примесей в магнии и его сплавах, таким образом, описываются в различной технической литературе, как то:

Было установлено, что эти допустимые пределы не являются достаточными для надежного исключения образования интерметаллических фаз, способствующих образованию коррозии, которые с точки зрения электрохимии имеют более положительный потенциал по сравнению с потенциалом матрицы магниевого сплава.

В течение физиологически необходимых вспомогательных периодов биоразлагаемые имплантаты обязаны соответствовать несущей функции и, следовательно, силе, вместе с достаточным объемом расширения. Тем не менее, особенно в этом отношении, свойства известных материалов на магниевой основе не могут идти ни в какое сравнение со свойствами, достигаемыми постоянными имплантатами, такими как титан, сплавами CoCr и титановыми сплавами. Предельная прочность на разрыв R_m для имплантатов составляет примерно от 500 МПа до >1000 МПа, в то время как предельная прочность на разрыв материалов на магниевой основе до сих пор составляет <275 МПа и в большинстве случаев <250 МПа.

Другим недостатком многих технических материалов на магниевой основе является то, что их разница между пределом прочности на разрыв R_m и условным пределом текучести R_p очень мала. В случае с имплантатами, которые допускают пластическую деформацию, такими как сердечнососудистые стенты, это означает, что после начальной деформации материала не существует никакого дополнительного сопротивления деформации, и что области, которые уже были деформированы, деформируются в дальнейшем без увеличения нагрузки, в результате чего может возникнуть избыточное напряжение частей соответствующего компонента и произойти разрыв.

Многие материалы на магниевой основе, такие, например, как сплавы группы AZ, дополнительно демонстрируют ярко выраженную механическую асимметрию, что выражается в различии механических свойств, особенно между условным пределом текучести R_p, растягивающей нагрузкой и сжимающей нагрузкой. Такие виды асимметрии возникают, например, при процессах формовки, таких как экструзия, прокатка и волочение, которые используются при производстве соответствующих полуфабрикатов. Разница между условным пределом текучести R_p при растяжении и условным пределом текучести R_p при сжатии является очень большой, может привести к неоднородной деформации какой-либо детали, например сердечно-сосудистого стента, который позже подвергается многоосной деформации, что может привести к растрескиванию и разрыву.

В связи с низким числом кристаллографических систем скольжения магниевые сплавы могут в большинстве случаев также образовывать текстуры в процессе формовки, таком как экструзия, прокатка и волочение, используемых для производства соответствующих полуфабрикатов путем ориентации зерен в процессе формовки. В частности, это означает, что полуфабрикат имеет различные свойства в различных направлениях в пространстве. Например, после проведения формовки фиксируется высокая деформируемость или удлинение при разрыве в одном направлении в пространстве, и уменьшенная деформируемость или удлинение при разрыве в другом направлении в пространстве. Образование таких структур нужно также избегать, поскольку стент подвергается воздействию высокой пластической деформации, а сниженное удлинения при разрыве увеличивает риск повреждения имплантата. Одним из способов для существенного избегания таких текстур во время формовки является корректировка зернистости до как можно меньшего размера до проведения формовки. В связи с гексагональной структурой решетки материалов на магниевой основе способность этих материалов деформироваться при комнатной температуре является низкой, что характеризуется скольжением в основной плоскости. Если материал дополнительно обладает грубой микроструктурой, то есть имеет крупную зернистость, при дополнительной деформации вынужденно образуется так называемое двойникование, при котором происходит деформация сдвига, преобразующего кристаллическую область в положение, являющееся зеркально симметричным по отношению к исходному положению.

Полученные в результате двойниковые границы зерен представляют собой недостатки материала, где начинается первый этап крекинга, особенно с пластической деформацией, которая, в конечном итоге, приводит к разрушению детали.

Если зернистость имплантируемого материала является достаточно маленькой, риск повреждения такого имплантата резко снижается. Поэтому имплантируемые материалы должны обладать как можно меньшей зернистостью для предотвращения такой нежелательной деформации сдвига.

Все имеющиеся технические материалы на магниевой основе для имплантатов подвергаются высокому уровню коррозии в физиологических средах. В данной области техники предпринимались попытки ограничить коррозию путем использования в имплантатах антикоррозионное покрытие, например, состоящее из полимерных материалов (ЕР 2085100 А2, ЕР 2384725 А1), водного или спиртового переработанного раствора (DE 102006060501 А1) или оксида (DE 102010027532 А1, ЕР 0295397 А1).

Использование полимерных пассивирующих слоев является весьма спорным, поскольку практически все соответствующие полимеры также время от времени вызывают сильное воспаление в тканях. Без использования таких защитных мер, тонкие структуры не выдерживают необходимого периода эксплуатации. Коррозия на тонкостенных травматологических имплантатах часто сопровождается слишком быстрой потерей прочности на разрыв, что создает дополнительную нагрузку на формирование избыточного количества водорода в единицу времени. Последствием является наличие нежелательных включений газа в костях и тканях.

В случае травматологических имплантатов, имеющих большие поперечные сечения, существует необходимость специального решения проблемы присутствия водорода и интенсивности коррозии имплантата путем контролирования их структуры.

В частности, в случае использования биоразлагаемых имплантатов желательной является максимальная биосовместимость элементов, потому что все содержащиеся химические элементы впитываются организмом после их разложения. В любом случае, следует избегать высокотоксичных элементов, таких как Be, Cd, Pb, Cr и т.п.

Разлагающиеся магниевые сплавы являются особенно подходящими для реализации в использовании имплантатов, использовавшихся в современной медицинской технологии в большом разнообразии форм. Имплантаты используются, например, для поддержания сосудов, полых органов и венозных систем (эндоваскулярные имплантаты, такие как стенты), для крепления и временной фиксации тканевых имплантатов и тканевых трансплантатов, а также и для использования в ортопедических целях, таких как производство штифтов, винтов или шурупов. Особенно часто используемой формой имплантата является стент.

Было установлено, что имплантация стентов является одной из наиболее эффективных терапевтических мер для лечения сосудистых заболеваний. Целью использования стентов является выполнение опорной функции в полых органах какого-либо пациента. Для этого стенты типовых конструкций имеют плетеную поддерживающую конструкцию, содержащую металлические стойки, изначально присутствующую в сжатом виде для введения в организм и расширения в месте применения. Одной из основных областей применения таких стентов является постоянное или временное расширение и удержание в открытом состоянии сосудистых сужений, в частности сужений (стенозов) коронарных сосудов. Кроме того, известно использование стентов аневризмы, которые применяются в основном для уплотнения аневризмы. Соответствующая функция поддержки предусматривается дополнительно.

Имплантат, в частности стент, имеет основной корпус, выполненный из материала имплантата. Материал имплантата является неживым материалом, применяющимся в медицине и взаимодействующим с биологическими системами. Основным условием использования материала как материала имплантата, находящегося в контакте с окружающей средой тела при использовании по назначению, является не отторжение его организмом (биосовместимость). Для целей настоящей заявки, биосовместимость следует понимать, как способность материала вызывать соответствующую реакцию ткани в специфической области применения. Это включает в себя адаптацию химических, физических, биологических и морфологических свойств поверхности имплантата к ткани реципиента с целью достижения клинически желаемого взаимодействия. Биосовместимость материала имплантата также зависит от временного процесса реакции биосистемы, в которую он имплантирован. Например, раздражение и воспаление происходит в течение относительно короткого времени, что может привести к возникновению изменений в тканях. В зависимости от свойств материала имплантата биологические системы, таким образом, демонстрируют разную реакцию. В соответствии с реакцией биосистемы материалы имплантатов могут разделяться на биоактивные, биологически инертные и разлагаемые или рассасывающиеся материалы.

Материалы, из которых производятся имплантаты, представлены полимерами, а также металлическими и керамическими материалами (например, в качестве покрытия). Биосовместимые металлы и металлические сплавы для постоянных имплантатов включают, например, нержавеющую сталь (например, 316L), сплавы на основе кобальта (такие как литые сплавы CoCrMo, ковочные сплавы CoCrMo, ковочные сплавы CoCrWNi и ковочные сплавы CoCrNiMo), технический чистый титан и титановые сплавы (например, чистый титан TiAl₆V₄ или TiAl₆Nb₇) и сплавы золота. В области биоразлагаемых стентов предлагается использование магния или технического чистого железа, а также сплавов на основе биоразлагаемых основных сплавов элементов магния, железа, цинка, молибдена и вольфрама.

Использование биоразлагаемых магниевых сплавов для производства временных имплантатов, имеющих проволочную структуру, затруднено, в частности, потому, что разложение имплантата в естественных условиях прогрессирует очень быстро. Таким образом, в целях уменьшения скорости коррозии, что является скоростью разложения, в настоящее время обсуждаются различные подходы. С одной стороны, предпринимаются попытки замедлить интенсивность разложения на основе воздействия на материал имплантата путем разработки соответствующих сплавов. К тому же для временного замедления разложения могут использоваться соответствующие типы покрытия. В то время как существующие подходы являются многообещающими, ни один из них до сих пор не привел к созданию коммерчески доступной продукции. Независимо от предпринятых до настоящего момента усилий, существует актуальная потребность в решениях, позволяющих, по меньшей мере, временно уменьшить коррозию магниевых сплавов в естественных условиях с одновременной оптимизацией их механических свойств.

В свете предшествующего уровня техники, целями данной технологии является обеспечение биоразлагаемого магниевого сплава, способа его производства и применение имплантатов, допускающих пребывание магниевой матрицы имплантата в стабильном электрохимическом состоянии на протяжении необходимого срока службы с мелкой зернистостью и высокой коррозионной стойкостью без наличия защитных слоев, использование образования интерметаллических фаз, являющихся электрохимически более легирующими, чем матрица из магниевого сплава, улучшение механических свойств, таких как увеличение прочности при растяжении и предела текучести, а также снижение механической асимметрии таким образом, чтобы регулировать скорость разложения имплантатов.

Эти цели достигаются с помощью использования магниевого сплава, имеющего характеристики по п. 1, способа, имеющего характеристики по п. 11, а также способа использования в соответствии с характеристиками по п. 21 и п. 23.

Характеристики, приведенные в дополнительных пунктах формулы изобретения, позволяют использовать полезные усовершенствования магниевого сплава в соответствие с технологией путем получения такого сплава способом в соответствие с технологией, а также использования его в соответствие с технологией.

Решение в соответствии с технологией основывается на понимании того, что антикоррозийная устойчивость и деформируемость магниевой матрицы имплантата должна обеспечиваться в течение срока эксплуатации таким способом, чтобы имплантат имел возможность поглощать многоосную длительную нагрузку без образования разломов и трещин, а также использовать магниевую матрицу в качестве средства для разложения, вызванного физиологическими жидкостями.

Указанное достигается путем использования магниевого сплава, содержащего:

от 3 до 7 масс. % Zn, от 0,001 до 0,5 масс. % Са, остаток в виде магния, содержащего примеси, способствующие электрохимической разности потенциалов и/или образованию интерметаллических фаз, в общем количестве не более 0,0048 масс. %, предпочтительно не более 0,0045 масс. %, и еще более предпочтительно не более 0,0036 масс. %, при этом общий объем примесей содержит:

- отдельные примеси, выбранные из группы, включающей Fe, Si, Mn, Со, Ni, Cu, Al, Zr и P, в объеме, не превышающем 0,0038 масс. %; и

- легирующие элементы, выбранные из группы редкоземельных элементов, имеющих порядковые номера 21, 39, от 57 до 71 и от 89 до 103, в объеме, равном не более чем 0,001 масс. %.

В соответствии с технологией магниевый сплав обладает чрезвычайно высокой антикоррозийной стойкостью, что достигается за счет резкого снижения содержания отдельных примесей и их сочетаний в магниевой матрице и также за счет добавления осадочных элементов и закаливаемых элементов твердого раствора, которые должны присутствовать в полностью твердом растворе. Полученная микроструктура не имеет различий электрохимического потенциала матрицы между фазами отдельной матрицы после формовки и процессами термической обработки, и, следовательно, эти различия не могут ускорить процесс коррозии в физиологических средах.

Заявитель неожиданно обнаружил, что матрица сплава, имеющего содержание от 3 до 5 масс. % Zn и от 0,2 до 0,4 масс. % Са, имеет более положительный электрохимический потенциал, чем интерметаллическая фаза Ca₂Mg₆Zn₃, при этом фаза MgZn, которая может давать осадки вследствие тепловой обработки, является в значительной степени более благородной, чем матрица сплава, при этом фаза MgZn может дать осадки из решетки матрицы сплава посредством целенаправленной термической обработки и может выступать в качестве катодов по отношению к матрице сплава. Это обеспечивает возможность сознательного влияния на скорость разложения матрицы сплава.

Еще одним неожиданным результатом является то, что, несмотря на свободу Zr или содержание Zr, являющимся значительно меньшим, чем то, что было указано в известном уровне техники, может быть достигнут эффект измельчения зерна, который приписывается влиянию интерметаллической фазы Ca₂Mg₆Zn₃, блокирующей движение границ зерен, ограничивающей размер зерен в процессе перекристаллизации и таким образом предотвращающей нежелательный рост зерен, а также повышающей значения предела текучести и предела прочности.

В понимании вышеуказанных механических свойств, в соответствии с данной технологией в магниевом сплаве преимущественным является содержание <0,0003 масс. % Zr, а предпочтительно <0,0001 масс. %.

Ранее известные допустимые пределы для отдельных примесей в пределах общего объема примесей не принимают во внимание, что деформируемые магниевые сплавы зачастую подвергаются термомеханической обработке, а более конкретно - длительному отжигу, что приводит к образованию почти равновесных структур. Металлические элементы связываются путем диффузии и образуют то, что известно под названием интерметаллических фаз, обладающих различным электрохимическим потенциалом, в частности, значительно превышающем потенциал магниевой матрицы, и, следовательно, эти интерметаллические фазы выступают в качестве катодов и могут приводить к возникновению гальванических процессов коррозии.

Заявитель обнаружил, что образование таких интерметаллических фаз может быть надежно предотвращено при соблюдении следующих допустимых пределов отдельных примесей в общем объеме примесей:

Fe, Si, Mn, Со, Ni, Cu каждый в количестве <0,0005 масс. %; Zr, Al каждый в количестве <0,0003 масс. %; и Р<0,0002 масс. %.

Отмечается, что в данной технологии общий объем примесей дополнительно содержит отдельные примеси, выбранные из группы редкоземельных элементов, имеющих порядковые номера 21, с 57 по 71 и с 89 по 103 в общей сложности <0,001 масс. %, предпочтительно не более 0,0005 масс. % и еще более предпочтительно не более чем 0,0003 масс. %.

Предпочтительно, чтобы коррозионно-стабильная матрица сплава содержала общий объем примесей не более 0,0036 масс. %, с содержанием отдельных примесей, выбранных из группы Fe, Si, Mn, Со, Ni, Cu, Al, Zr, и Р в общем объеме, не превышающем 0,0026 масс. %, при этом указанный общий объем может быть достигнут при соблюдении следующих допустимых пределов отдельных примесей в масс. %:

Fe, Si, Mn каждый в объеме <0,0005; Со, Ni, Cu каждый в объеме <0,0002; Zr 0,0003; и Р, Al каждый в объеме <0,0001.

Дополнительно общий объем примесей содержит предпочтительный объем редкоземельных элементов, имеющих порядковые номера 21, от 57 до 71 и от 89 до 103 в общей сложности в объеме 0,001.

В частности, предпочтительная матрица коррозионно-штапельного сплава содержит общий объем, не превышающий 0,00215 масс. %, содержащий отдельные примеси, выбранные из группы, включающей Fe, Si, Mn, Со, Ni, Al, Zr и Р в общем объеме, не превышающем <0,00115 масс. %, при этом указанный общий объем может быть достигнут при соблюдении следующих допустимых пределов отдельных примесей в масс. %:

Fe, Si, Mn каждый в объеме <0,0002; Со, Ni, Cu, Zr, Р каждый в объеме <0,0001; и Zr P, и Al<0,00005.

Суммарный объем примесей дополнительно содержит предпочтительное количество редкоземельных элементов, имеющих порядковые номера 21, от 57 до 71 и от 89 до 103 в общем объеме <0,001.

При объединении отдельных примесей, образование интерметаллических фаз, которые являются более благородными, чем матрица сплава, подавляется, если сумма отдельных примесей, включающих Fe, Si, Mn, Со, Ni, Cu и Al составляет не более 0,0033 масс. %, предпочтительно не более 0,0022 масс. %, еще более предпочтительно, не более 0,00095 масс. %, содержание Al, составляет не более 0,0003 масс. %, предпочтительно не более чем 0,0001 масс. %, особенно предпочтительно не более 0,00005 масс. %, и содержание Zr составляет предпочтительно не более 0,0003 масс. %, предпочтительно не более 0,0001 масс. %.

Существуют различные действующие механизмы, с помощью которых вышеуказанные отдельные примеси ухудшают антикоррозионную устойчивость материала.

Если благодаря высокому содержанию Fe в сплаве образуются мелкие частицы Fe, эти частицы будут действовать в качестве катодов в процессе коррозионного воздействия; то же самое относится и к Ni и Cu.

Кроме того, особенно Fe и Ni с Zr, а также и Fe, Ni и Cu с Zr могут осаждаться в виде интерметаллических частиц в расплаве; они также будут выступать в качестве очень эффективных катодов для коррозийного разложения матрицы.

По сравнению с матрицей интерметаллические частицы имеют очень высокую разность потенциалов и очень высокую тенденцию формирования и включают фазы Fe и Si и Fe, Mn и Si, вот почему наличие примесей, содержащих эти элементы, должно быть сведено к минимуму.

Содержание Р должно быть сведено к минимуму, насколько это возможно, потому, что фосфиды Mg образуются даже при наличии незначительного количества Р и значительно ухудшают механические свойства структуры.

Такие низкие концентрации, таким образом, гарантируют, что магниевая матрица больше не содержит никаких интерметаллических фаз, имеющих более положительный электрохимический потенциал по сравнению с матрицей.

В соответствии с этой технологией в магниевом сплаве сумма объемов редкоземельных элементов и скандия (с порядковыми номерами 21, от 57 до 71 и от 89 до 103) является меньшей чем 0,001 масс. %, предпочтительно менее 0,0005 масс. % и еще более предпочтительно менее 0,0003.

Эти добавки дают возможность увеличить прочность магниевой матрицы на разрыв и повысить электрохимический потенциал матрицы, в результате чего развивается коррозионно-уменьшающее воздействие, в частности в отношении физиологических сред. Осадки предпочтительно имеют размер, не превышающий 5 мкм, а предпочтительно не более 1 мкм, и расположены на границах и внутри зерен, в результате чего движение границ зерен во время термической обработки, а также смещения в процессе деформации ослабляются, и прочность магниевого сплава увеличивается.

В соответствии с этой технологией магниевый сплав должен достигать прочности на разрыв, равной >275 МПа, а предпочтительно >300 МПа, предела текучести, равного >200 МПа, а предпочтительно >225 МПа, иметь коэффициент текучести, равный 0,8, а предпочтительно <075, при этом разница между прочностью на разрыв и пределом текучести должна составлять >50 МПа, предпочтительно >100 МПа, а механическая асимметрия равняться <1,25.

Такие значительно улучшенные механические свойства новых магниевых сплавов гарантируют выдерживание имплантатами, например, сердечно-сосудистыми стентами, многоосной постоянной нагрузки в имплантированном состоянии в течение всего срока службы, несмотря на начало разложения магниевой матрицы в результате коррозии.

В целях достижения механической асимметрии, для магниевого сплава особенно важным является наличие тонкой микроструктуры с размером зерен, не более чем 5 мкм.

Указанные цели данной технологии достигаются, кроме того, с помощью способа изготовления магниевого сплава, обладающего улучшенными механическими и электрохимическими свойствами. Метод включает в себя следующие этапы:

a) получение магния высокой чистоты путем вакуумной перегонки;

b) получение заготовки сплава путем синтеза магния в соответствии со стадией а) с количеством высокочистого Zn и Са в сочетании от 3,0 до 7,0 масс. % Zn, от 0,001 до 0,5 масс. % Са, и остальных добавок, представленных магнием, содержащим общий объем примесей, способствующих разности электрохимического потенциала и/или образованию интерметаллических фаз в объеме, в количестве, не превышающем 0,0048 масс. %, предпочтительно не превышающем 0,0045 масс. % и еще более предпочтительно не превышающем 0,0036 масс. %, при этом общий объем примесей содержит отдельные примеси, выбранные из группы, включающей Fe, Si, Mn, Со, Ni, Cu, Al, Zr и Р в объеме, не превышающем 0,0038 масс. %; и в котором легирующие элементы выбраны из группы редкоземельных элементов, имеющих порядковые номера 21, 39, от 57 до 71 и от 89 до 103 в общем объеме, не превышающем 0,001 масс. %;

c) гомогенизация сплава путем отжига при температуре между 350°C и 450°C с периодом выдержки в течение от 4 до 40 часов;

c) по меньшей мере, единичная формовка гомогенизированного сплава в интервале температур между 250°C и 350°; и

d) в некоторых случаях термическую обработку образованного сплава в диапазоне температур между 100°C и 300°C с выдержкой в течение от 1 минуты до 3 часов.

Содержание предпочтительно от 3 до 5 масс. % Zn и содержание от 0,2 до 0,4 масс. % Са гарантирует, что в матричной решетке образуется содержимое объемом до 2% интерметаллической фазы и осаждаемой фазы MgZn, соответственно. Электрохимические потенциалы двух фаз существенно отличаются, при этом фаза MgZn является более благородной, чем матрица, а фаза Ca₂Mg₆Zn₃ является менее благородной, чем матрица. С помощью тепловой обработки фаза MgZn может быть стимулирована к осаждению до желаемой степени в режиме предварительно выбранной температуры и периода выдержки, при этом скорость разложения в матрице сплава может регулироваться.

В дополнение к коррозионно-ингибирующему действию, интерметаллическая фаза Ca₂Mg₆Zn₃ также обладает неожиданным эффектом измельчения зерна, возникающего в процессе формовки, что приводит к значительному увеличению прочности на разрыв и предела текучести. Это позволяет обойтись без Zr в качестве легирующего элемента и понизить температуры для перекристаллизации.

Для получения исходного материала для магниево-цинкового-кальциевого сплава высокой чистоты, обладающего требуемыми пороговыми значениями, предпочтительно используется вакуумная дистилляция.

Суммарный объем примесей и содержание легирующих добавок, вызывающих осаждение и упрочнение твердого раствора, а также повышение потенциала матрицы, может быть установлен выборочно, и в масс. % равняется:

а) для отдельных примесей:

Fe, Si, Mn, Со, Ni, Cu, каждая с <0,0005 масс. %;

Al, Zr, каждая в объеме <0,0003 масс. %;

и Р<0,0002 масс. %.

Отмечается, что в этом варианте осуществления технологии общий объем примесей содержит отдельные примеси, выбранные из группы редкоземельных элементов, имеющих порядковые номера 21, от 57 до 71 и от 89 до 103 в общей сложности <0,001 масс. %.

аа) для отдельных примесей в предпочтительном объеме примесей, не превышающем 0,0026 масс. %:

Fe, Si, Mn, каждый в объеме <0,0005;

Со, Ni, Cu, каждый в объеме <0,0002;

Zr<0,0003; и

Al, Р каждый в объеме <0,0001.

В этом предпочтительном варианте осуществления изобретения объем всех примесей, являющихся суммой объемов отдельных примесей и примесей, выбранных из группы, включающей редкоземельные элементы, имеющие порядковые номера 21, от 57 до 71 и от 89 до 103, в общем объеме составляет <0,0036 масс. %.

ab) для отдельных примесей в предпочтительном объеме примесей, не превышающем 0,00115 масс. %:

Fe, Si, Mn, каждый в объеме <0,0002;

Со, Ni, Cu, Zr, Р, каждый в объеме <0,0001; и

Al<0,0001.

В этом предпочтительном варианте осуществления изобретения объем всех примесей, являющихся суммой объемов отдельных примесей и примесей, выбранных из группы, включающей редкоземельные элементы, имеющие порядковые номера 21, от 57 до 71 и от 89 до 103, в общем объеме составляет 0,00215 масс. %.

b) для сочетания отдельных примесей в общем:

Fe, Si, Mn, Со, Ni, Cu и Al не более 0,0033 масс. %, предпочтительно не более 0,0022 масс. %, еще более предпочтительно 0,00095 масс. %, содержание А1 не более 0,0003 масс. %, предпочтительно не более чем 0,0001 масс. %, особенно предпочтительно не более 0,00005 масс. %, а содержание Zr составляет не более 0,0003 масс. %, предпочтительно не более 0,0001 масс. %;

c) для легирующих элементов, также содержащихся в общем объеме примесей:

редкоземельные элементы в общем количестве, не превышающем 0,001 масс. %, предпочтительно не более 0,0005 масс. %.

Особенным преимуществом этой технологии является то, что для реализации метода требуется только небольшое количество стадий формовки. Таким образом, предпочтительно могут использоваться прессование, равноканальное угловое прессование и/или множественная штамповка, что, по существу, гарантирует получение однородной мелкозернистой структуры с размером <15 мкм.

Вследствие термообработки осадки MgZn, обладающие размером зерна от 1 нм до 50 нм в мелкозернистой структуре с размером зерен предпочтительно <7,5 мкм, дисперсно распределяются на границах и внутри зерен, в результате чего прочность сплава на разрыв достигает значений, которые составляют >275 МПа, а предпочтительно >300 МПа, значительно превышают значения прочности на разрыв в предшествующем уровне техники.

Третья концепция технологии относится к использованию магниевого сплава, полученного в соответствии с технологией, обладающей вышеописанными преимуществами состава и структуры, в медицинской технике, в частности для производства имплантатов, например эндоваскулярных имплантатов, таких как стенты, для крепления и временной фиксации имплантатов тканей и тканевых трансплантатов, ортопедических и зубных имплантатов, а также невральных имплантатов.

В пределах этой патентной заявки все имплантаты относятся к области сердечно-сосудистой медицины, остеосинтезу или другим областям.

В пределах этой патентной заявки область сердечно-сосудистой медицины означает:

- сфера диагностики, профилактики и лечения всех заболеваний сердечнососудистой системы, то есть, сердечной системы и системы кровеносных сосудов,

- путем использования активных и неактивных имплантатов, используемых для поддержания сосудистых и венозных систем,

- включая коронарные, мозговые и периферические сосудистые имплантаты, такие как стенты, клапаны, устройства закрытия, окклюдеры, зажимы, катушки, скобки, имплантируемые местные устройства доставки лекарственных средств,

- имплантируемые электростимуляторы (кардиостимуляторы и дефибрилляторы), имплантируемые устройства мониторинга, имплантируемые электроды,

- система для крепления и временной фиксации имплантатов тканей и тканевых трансплантатов,

- сфера также включает стент любого типа, используемый в качестве механического фиксатора или временного каркаса для поддержки полых органов (или тел?), включая кости, межпозвоночные диски.

Остеосинтез в пределах этой заявки означает:

- область лечения сломанных костей для внутренней фиксации и стабилизации с помощью механических устройств, таких как металлические пластины, штыри, стержни, провода, винты, зажимы, штифты, скобы, за исключением технологии изготовления стентов.

Примерами сфер из области остеосинтеза или области сердечно-сосудистой медицины являются:

- приборы для лечения заболеваний сухожилий, суставов, мышц, хрящей,

- ротополостные (включая зубные) и челюстно-лицевые имплантаты (за исключением средств для остеосинтеза),

- эстетические имплантаты,

- поддерживающие инструменты вне тела, (примеры?)

- тканевая инженерия,

- имплантаты мягких тканей,

- устройства для лечения ран,

- шовные материал и зажимы,

- нейрохирургия,

- локальное введение лекарственных средств (за исключением сердечно-сосудистой системы, т.е. средства воздействия),

- устройства для почечной системы.

Пример

Магниевый сплав должен быть произведен таким образом, чтобы он содержал 5 масс. % Zn и 0,15 масс. % Са, с остатком, представленным Mg, содержащим следующие отдельные примеси в масс. %:

Fe:<0,0005; Si:<0,0005; Mn:<0,0005; Со:<0,0002; Ni:<0,0001; Cu<0,0002, при этом сумма отдельных примесей, состоящих из Fe, Si, Mn, Со, Ni, Cu и Al, составляет не более 0,0015 масс. %, и содержание Al составляет <0,0003 масс. %, а содержание редкоземельных элементов, имеющих порядковые номера 21, 39, от 57 до 71 и от 89 до 103, в общей сложности должно быть менее 0,001 масс. %, что приводит к наличию сплава с общим объемом примесей, в общей сложности, не превышающим 0,0035 масс. %.

Этот сплав, полученный с помощью вакуумной перегонки магния, подвергается гомогенизации при температуре 350°C в течение 12 часов, а затем нескольким прессованиям при температуре 300°C, для производства прецизионной трубки для сердечно-сосудистого стента.

Последующая тепловая обработка проводилась при температуре 250°C, с выдержкой в течение 0,1 часа. Размер зерна равнялся 7,5 мкм.

Магниевый сплав достиг прочности на разрыв от 310 до 320 МПа и условного предела текучести <250 МПа [sic]. Отношение предела текучести к пределу прочности составило 0,7, а механическая асимметрия составила 1,2.

В жидкости искусственного тела фаза Ca₂Mg₆Zn₃ разлагалась быстрее, чем матрица и, следовательно, является менее благородной, чем матрица. Это означает, что такие интерметаллические частицы не могут выступать в качестве катодов для матрицы сплава. Фаза MgZn ускорила разложение в жидкости искусственного тела и, поэтому, является электрохимически более благородной, чем матрица сплава, в результате чего способна вызвать коррозию.

В связи с последующей термообработкой, таким образом, возможно выделить фазу MgZn от матрицы сплава в осадок, что делает сплав матрицы менее благородным. Последующая интенсивность разложения в физиологических условиях эксплуатации, таким образом, может быть отрег