JP2002363675A - 生体用Ｃｏ基合金及びその製造方法 - Google Patents
生体用Ｃｏ基合金及びその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 人工股関節等の補綴材料として好適な耐磨耗
性に優れたＣｏ基合金を提供する。 【構成】 この生体用Ｃｏ基合金は、Ｃｒ：２６〜３０
質量％，Ｍｏ：６〜１２質量％，Ｃ：０〜０．３質量
％，残部が実質的にＣｏの組成をもち、平均結晶粒径５
０μｍ以下の結晶粒からなるマトリックスに粒状の第二
相が微細分散した組織をもっている。水冷銅製鋳型を用
いて所定組成のＣｏ基合金を急冷鋳造し、得られた鋳塊
を１０００〜１３００℃で鍛造することにより製造され
る。 【効果】 微細組織に粒状の第二相が微細分散した組織
に調整されているので、格段に優れた耐磨耗性を呈す
る。
性に優れたＣｏ基合金を提供する。 【構成】 この生体用Ｃｏ基合金は、Ｃｒ：２６〜３０
質量％，Ｍｏ：６〜１２質量％，Ｃ：０〜０．３質量
％，残部が実質的にＣｏの組成をもち、平均結晶粒径５
０μｍ以下の結晶粒からなるマトリックスに粒状の第二
相が微細分散した組織をもっている。水冷銅製鋳型を用
いて所定組成のＣｏ基合金を急冷鋳造し、得られた鋳塊
を１０００〜１３００℃で鍛造することにより製造され
る。 【効果】 微細組織に粒状の第二相が微細分散した組織
に調整されているので、格段に優れた耐磨耗性を呈す
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐食性，耐磨耗性，加
工性に優れ、人工骨材の補綴材料として好適な生体用Ｃ
ｏ基合金及びその製造方法に関する。
工性に優れ、人工骨材の補綴材料として好適な生体用Ｃ
ｏ基合金及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】生体用合金には、Ｃｏ−Ｃｒ系の鋳造用
（HS−21），加工用（HS-25)のVitalliumやＣｏ−Ｎｉ
−Ｃｒ−Ｍｏ合金（MP35N）等が知られているが、臨床
データや使用実績が多く安定度の高いことからVitalliu
mが多用されている。Vitalliumは、歯科用合金として開
発されたが、その後の改良を経て整形外科領域にも用途
が広がっており、他にAlivium，Endcast、Orthochrom
e，Orthochrome plus，Protasul，Zimaloy等の多くの商
品名で市販されている。Vitalliumの実用化は、ステン
レス鋼よりも１０年遅い１９３７年であるが、ステンレ
ス鋼よりも耐食性に優れ、しかも十分な強度及び靭性を
兼ね備えていることから、骨頭，ステム等の人工股関節
用補綴材料として使用されている。
（HS−21），加工用（HS-25)のVitalliumやＣｏ−Ｎｉ
−Ｃｒ−Ｍｏ合金（MP35N）等が知られているが、臨床
データや使用実績が多く安定度の高いことからVitalliu
mが多用されている。Vitalliumは、歯科用合金として開
発されたが、その後の改良を経て整形外科領域にも用途
が広がっており、他にAlivium，Endcast、Orthochrom
e，Orthochrome plus，Protasul，Zimaloy等の多くの商
品名で市販されている。Vitalliumの実用化は、ステン
レス鋼よりも１０年遅い１９３７年であるが、ステンレ
ス鋼よりも耐食性に優れ、しかも十分な強度及び靭性を
兼ね備えていることから、骨頭，ステム等の人工股関節
用補綴材料として使用されている。
【０００３】鋳造用Vitallium（HS−21）は、５〜７質
量％のＭｏを含む高Ｃｒ（３０質量％）−Ｃｏ合金であ
り、Vitalliumの中でも最も耐食性に優れ、孔食，隙間
腐食，粒界腐食，応力腐食割れ等は実用上でほとんど問
題とならない。しかし、ヒケ巣，気泡，偏析等の内部欠
陥が発生しやすく、低い疲労強度（250MPa）が欠点であ
る。加工用Vitallium（HS−25）は、Ｍｏに代えてＷを
含み、Ｃｒの一部をＮｉで置換することにより、鋳造材
の欠点であるヒケ巣や偏析を解消するように改良された
合金である。加工用Vitallium（HS−25）は、焼きなま
しステンレス鋼以上の展延性が溶体化処理で付与され、
加工用ステンレス鋼と同程度の強度が冷間加工によって
付与される。耐食性は、ステンレス鋼よりも優れている
ものの、長期のインプラント用としては十分でないた
め、ボーンプレート，ワイヤ等の短期固定用に使用され
ている。
量％のＭｏを含む高Ｃｒ（３０質量％）−Ｃｏ合金であ
り、Vitalliumの中でも最も耐食性に優れ、孔食，隙間
腐食，粒界腐食，応力腐食割れ等は実用上でほとんど問
題とならない。しかし、ヒケ巣，気泡，偏析等の内部欠
陥が発生しやすく、低い疲労強度（250MPa）が欠点であ
る。加工用Vitallium（HS−25）は、Ｍｏに代えてＷを
含み、Ｃｒの一部をＮｉで置換することにより、鋳造材
の欠点であるヒケ巣や偏析を解消するように改良された
合金である。加工用Vitallium（HS−25）は、焼きなま
しステンレス鋼以上の展延性が溶体化処理で付与され、
加工用ステンレス鋼と同程度の強度が冷間加工によって
付与される。耐食性は、ステンレス鋼よりも優れている
ものの、長期のインプラント用としては十分でないた
め、ボーンプレート，ワイヤ等の短期固定用に使用され
ている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】加工用VitalliumのＭ
ｏ含有量を増加させるとき、耐食性及び耐磨耗性が向上
する。実際、Ｍｏを１０質量％まで増量した高Ｍｏ−Vi
talliumは、当初組成の合金に比較して優れた耐食性及
び耐磨耗性を呈することが知られている。しかし、Ｍｏ
の増量に伴ってVitalliumの塑性加工性が低下するた
め、高Ｍｏ−Vitalliumの微細組織を塑性加工法で制御
しがたい。
ｏ含有量を増加させるとき、耐食性及び耐磨耗性が向上
する。実際、Ｍｏを１０質量％まで増量した高Ｍｏ−Vi
talliumは、当初組成の合金に比較して優れた耐食性及
び耐磨耗性を呈することが知られている。しかし、Ｍｏ
の増量に伴ってVitalliumの塑性加工性が低下するた
め、高Ｍｏ−Vitalliumの微細組織を塑性加工法で制御
しがたい。
【０００５】鋳造用Vitalliumでは、熱履歴を調製する
ことによって内部欠陥を解消することも検討されてい
る。一般に、鋳造合金に生じているヒケ巣や気泡は鍛造
で圧潰され、デンドライト組織も破壊され、後続する再
結晶焼鈍によって均一な組織になる。しかし、Vitalliu
mでは、機械的性質の向上に関する数値的なデータはあ
るものの、熱履歴と組織との関係及びそれに伴う機械的
性質の変化に関しては十分な知見が得られていない。そ
のため、Vitalliumは、加工性に優れたステンレス鋼系
と、強度，耐食性等の特性に優れたチタン系合金の両方
の長所を兼ね備えた材料であるにも拘らず，需要が全体
の２０％程度と低く、広く実用化されるまでに至ってい
ない。
ことによって内部欠陥を解消することも検討されてい
る。一般に、鋳造合金に生じているヒケ巣や気泡は鍛造
で圧潰され、デンドライト組織も破壊され、後続する再
結晶焼鈍によって均一な組織になる。しかし、Vitalliu
mでは、機械的性質の向上に関する数値的なデータはあ
るものの、熱履歴と組織との関係及びそれに伴う機械的
性質の変化に関しては十分な知見が得られていない。そ
のため、Vitalliumは、加工性に優れたステンレス鋼系
と、強度，耐食性等の特性に優れたチタン系合金の両方
の長所を兼ね備えた材料であるにも拘らず，需要が全体
の２０％程度と低く、広く実用化されるまでに至ってい
ない。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、このような問
題を解消すべく案出されたものであり、Ｍｏを増量する
と共に、塑性加工で組織調整することにより、高耐食性
で且つ高耐磨耗性を呈する生体用Ｃｏ基合金を提供する
ことを目的とする。
題を解消すべく案出されたものであり、Ｍｏを増量する
と共に、塑性加工で組織調整することにより、高耐食性
で且つ高耐磨耗性を呈する生体用Ｃｏ基合金を提供する
ことを目的とする。
【０００７】本発明の生体用Ｃｏ基合金は、その目的を
達成するため、Ｃｒ：２６〜３０質量％，Ｍｏ：６〜１
２質量％，Ｃ：０〜０．３質量％，残部が実質的にＣｏ
の組成をもち、平均結晶粒径５０μｍ以下の結晶粒から
なるマトリックスに粒状の第二相が微細分散した組織を
もつことを特徴とする。
達成するため、Ｃｒ：２６〜３０質量％，Ｍｏ：６〜１
２質量％，Ｃ：０〜０．３質量％，残部が実質的にＣｏ
の組成をもち、平均結晶粒径５０μｍ以下の結晶粒から
なるマトリックスに粒状の第二相が微細分散した組織を
もつことを特徴とする。
【０００８】このＣｏ基合金は、水冷銅製鋳型を用いて
所定組成のＣｏ基合金を急冷鋳造し、得られた鋳塊を１
０００〜１３００℃で鍛造することにより製造される。
所定組成のＣｏ基合金を急冷鋳造し、得られた鋳塊を１
０００〜１３００℃で鍛造することにより製造される。
【０００９】
【作用】本発明では、Ｍｏの増量及び組織調整によって
Vitalliumの耐食性及び耐磨耗性を改善している。耐食
性及び耐磨耗性に及ぼすＭｏの効果は、Ｍｏ：６質量％
以上で顕著になるが、１２質量％で飽和し、過剰量のＭ
ｏ含有は塑性加工性に悪影響を及ぼす。Ｃｒは耐食性を
確保する上で２６質量％以上が必要であるが、３０質量
％を超える過剰量は塑性加工性に悪影響を及ぼす。必要
に応じて添加されるＣ含有量は、耐磨耗性，塑性加工製
の観点から０．３質量％以下に規制している。
Vitalliumの耐食性及び耐磨耗性を改善している。耐食
性及び耐磨耗性に及ぼすＭｏの効果は、Ｍｏ：６質量％
以上で顕著になるが、１２質量％で飽和し、過剰量のＭ
ｏ含有は塑性加工性に悪影響を及ぼす。Ｃｒは耐食性を
確保する上で２６質量％以上が必要であるが、３０質量
％を超える過剰量は塑性加工性に悪影響を及ぼす。必要
に応じて添加されるＣ含有量は、耐磨耗性，塑性加工製
の観点から０．３質量％以下に規制している。
【００１０】組織調整では、水冷式の銅製鋳型を用いて
急冷鋳造することにより析出物の成長を抑え、高温鍛造
等の塑性加工により析出物、金属間化合物等の第二相を
微細分散させている。鋳造時の急冷が析出物の成長抑制
に及ぼす影響は、鋳込み温度から４００℃までの温度域
を１０００℃／分以上の冷却速度で冷却するとき顕著に
なる。また、高温鍛造によりデンドライト等の鋳造組織
が破壊され、５０μｍ以下に微細化された等軸結晶粒か
らなるマトリックスが形成される。マトリックスの微細
化は、耐磨耗性の向上にも有効である。しかし、Ｍｏ含
有量を単に６質量％以上に増量すると、鍛造等の塑性加
工性が失われるため、高Ｍｏ−Vitalliumの鍛造合金を
製造できない。
急冷鋳造することにより析出物の成長を抑え、高温鍛造
等の塑性加工により析出物、金属間化合物等の第二相を
微細分散させている。鋳造時の急冷が析出物の成長抑制
に及ぼす影響は、鋳込み温度から４００℃までの温度域
を１０００℃／分以上の冷却速度で冷却するとき顕著に
なる。また、高温鍛造によりデンドライト等の鋳造組織
が破壊され、５０μｍ以下に微細化された等軸結晶粒か
らなるマトリックスが形成される。マトリックスの微細
化は、耐磨耗性の向上にも有効である。しかし、Ｍｏ含
有量を単に６質量％以上に増量すると、鍛造等の塑性加
工性が失われるため、高Ｍｏ−Vitalliumの鍛造合金を
製造できない。
【００１１】６質量％以上のＭｏを含む高Ｍｏ−Vitall
iumでは、７００℃付近の温度領域から低温側にかけて
脆い金属間化合物相（σ相）が生成する。そこで、本発
明では、熱処理方法及び加工温度の選定によってσ相の
生成を防止している。具体的には、Ｍｏ含有量を６〜１
２質量％に設定した本発明系においては高温鍛造温度を
１１００〜１４００℃の範囲に設定する。高温鍛造した
高Ｍｏ−Vitalliumを室温に持ち来たす場合にも、水冷
等の急冷を採用することによってσ相が防止され、第二
相が成長することなく粒状の析出物又は晶出物としてマ
トリックスに微細分散する。
iumでは、７００℃付近の温度領域から低温側にかけて
脆い金属間化合物相（σ相）が生成する。そこで、本発
明では、熱処理方法及び加工温度の選定によってσ相の
生成を防止している。具体的には、Ｍｏ含有量を６〜１
２質量％に設定した本発明系においては高温鍛造温度を
１１００〜１４００℃の範囲に設定する。高温鍛造した
高Ｍｏ−Vitalliumを室温に持ち来たす場合にも、水冷
等の急冷を採用することによってσ相が防止され、第二
相が成長することなく粒状の析出物又は晶出物としてマ
トリックスに微細分散する。
【００１２】
【実施例１】表１の組成をもつＣｏ基合金６００ｇを高
周波真空溶解炉で溶解し、１５５００℃の溶湯を水冷式
銅製金型に流し込み、３０秒で４００℃以下の温度にな
る冷却速度（２３００℃／分）で急冷鋳造した。各鋳造
まま材（as cast材）の室温における引張り特性を図１
に示す。Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ三元系合金では、Ｍｏ添加量
が多くなるほど伸びが向上している。また、Ｎｉ添加し
たNo.４，５は、高い伸び延性を示していた。
周波真空溶解炉で溶解し、１５５００℃の溶湯を水冷式
銅製金型に流し込み、３０秒で４００℃以下の温度にな
る冷却速度（２３００℃／分）で急冷鋳造した。各鋳造
まま材（as cast材）の室温における引張り特性を図１
に示す。Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ三元系合金では、Ｍｏ添加量
が多くなるほど伸びが向上している。また、Ｎｉ添加し
たNo.４，５は、高い伸び延性を示していた。
【００１３】
【００１４】鋳造ままの状態で最も小さな伸び延性を示
した試料No.１の合金について、伸び延性に及ぼす熱処
理の影響を調査した結果を図２に示す。比較のため、１
１００℃の高温鍛造で組織調整した同じ試料No.１の伸
び延性に及ぼす熱処理の影響を併せ示す。図２から明ら
かなように、鍛造していない鋳造まま材では急冷効果が
働いており、as cast材，急冷材（１０５０℃で２時間
時効後、水焼入れ）共に低い伸び延性であった。なかで
も、１０５０℃の時効処理後に炉冷した炉冷材では、著
しく低い伸び延性を示した。伸び延性は、高温鍛造によ
って格段に向上した。
した試料No.１の合金について、伸び延性に及ぼす熱処
理の影響を調査した結果を図２に示す。比較のため、１
１００℃の高温鍛造で組織調整した同じ試料No.１の伸
び延性に及ぼす熱処理の影響を併せ示す。図２から明ら
かなように、鍛造していない鋳造まま材では急冷効果が
働いており、as cast材，急冷材（１０５０℃で２時間
時効後、水焼入れ）共に低い伸び延性であった。なかで
も、１０５０℃の時効処理後に炉冷した炉冷材では、著
しく低い伸び延性を示した。伸び延性は、高温鍛造によ
って格段に向上した。
【００１５】As cast材と炉冷材との間で伸び延性が相
違する理由を調査するため、それぞれの金属組織を光学
顕微鏡で観察した。As cast材（図３）はＭｏリッチの
ｂ.ｃ.ｃ.相が粒状に析出した金属組織であったが、炉
冷材（図４）ではσ相が直線状に成長していた。σ相
は、破壊の起点として働く脆弱な析出物であることか
ら、引張試験での低い伸び延性が示される原因であると
推察される。また、高い伸び延性を示した高温鍛造材で
は、直線状σ相が検出されず、粒状ｂ.ｃ.ｃ.相が微細
分散した組織をもっていた。
違する理由を調査するため、それぞれの金属組織を光学
顕微鏡で観察した。As cast材（図３）はＭｏリッチの
ｂ.ｃ.ｃ.相が粒状に析出した金属組織であったが、炉
冷材（図４）ではσ相が直線状に成長していた。σ相
は、破壊の起点として働く脆弱な析出物であることか
ら、引張試験での低い伸び延性が示される原因であると
推察される。また、高い伸び延性を示した高温鍛造材で
は、直線状σ相が検出されず、粒状ｂ.ｃ.ｃ.相が微細
分散した組織をもっていた。
【００１６】伸び延性及び金属組織の関係から、Ｍｏの
増量はＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ三元系合金の高温鍛造性を損な
う直接の原因ではなく、σ相の析出が抑えられる１００
０℃以上（好ましくは、１１００℃以上）に鍛造温度を
設定して高温鍛造するとき、優れた伸び延性を示すＣｏ
基合金が得られることが判る。また、鍛造素材として
は、σ相の析出を抑制するため水冷式銅製鋳型を用いて
急冷鋳造したものが好ましい。以上の結果から、鋳造条
件及び鍛造条件を制御することにより、伸び延性、換言
すると加工性の良好なＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ三元系合金が得
られることが確認された。そこで、表２に示すＣｏ−Ｃ
ｒ−Ｍｏ三元系合金を溶製し、急冷鋳造及び高温鍛造が
及ぼす影響を調査した。
増量はＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ三元系合金の高温鍛造性を損な
う直接の原因ではなく、σ相の析出が抑えられる１００
０℃以上（好ましくは、１１００℃以上）に鍛造温度を
設定して高温鍛造するとき、優れた伸び延性を示すＣｏ
基合金が得られることが判る。また、鍛造素材として
は、σ相の析出を抑制するため水冷式銅製鋳型を用いて
急冷鋳造したものが好ましい。以上の結果から、鋳造条
件及び鍛造条件を制御することにより、伸び延性、換言
すると加工性の良好なＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ三元系合金が得
られることが確認された。そこで、表２に示すＣｏ−Ｃ
ｒ−Ｍｏ三元系合金を溶製し、急冷鋳造及び高温鍛造が
及ぼす影響を調査した。
【００１７】
【００１８】合金No.１，２は、鋳込み後３０秒で４０
０℃以下の温度になる冷却速度で急冷鋳造した後、鋳塊
を１１００℃に加熱して高温鍛造した。鍛造後の金属組
織を観察したところ、何れも等軸晶の結晶組織になって
いることが判った（図５，６）。合金No．１は平均結晶
粒径が約１００μｍ，合金No．２は平均結晶粒径が約５
０μｍであった。合金No.２を組織観察した結果、合金N
o.１では検出されなかった第二相が粒界に沿って析出又
は晶出していた。析出物又は晶出物は、Thermo−Calcの
計算状態図とEDS分析の結果から結晶構造がｂ.ｃ.ｃ.の
Ｍｏ富化相と考えられる。合金No.３，４については、
鋳塊を鍛造することなく、１１００℃×４時間の熱処理
を施した。熱処理後の金属組織を観察すると、何れもデ
ンドライト状の凝固組織が観察された（図７，８）。
０℃以下の温度になる冷却速度で急冷鋳造した後、鋳塊
を１１００℃に加熱して高温鍛造した。鍛造後の金属組
織を観察したところ、何れも等軸晶の結晶組織になって
いることが判った（図５，６）。合金No．１は平均結晶
粒径が約１００μｍ，合金No．２は平均結晶粒径が約５
０μｍであった。合金No.２を組織観察した結果、合金N
o.１では検出されなかった第二相が粒界に沿って析出又
は晶出していた。析出物又は晶出物は、Thermo−Calcの
計算状態図とEDS分析の結果から結晶構造がｂ.ｃ.ｃ.の
Ｍｏ富化相と考えられる。合金No.３，４については、
鋳塊を鍛造することなく、１１００℃×４時間の熱処理
を施した。熱処理後の金属組織を観察すると、何れもデ
ンドライト状の凝固組織が観察された（図７，８）。
【００１９】各合金No．１〜４から切り出した試験片の
表面を４０００番のラッピングフィルムで最終研磨仕上
げした後、磨耗試験に供した。磨耗試験では、アルミナ
ボールを用いたピンオンフラット型往復運動磨耗試験機
を使用し、大気雰囲気，振幅10ｍｍ，辷り距離200000ｍ
ｍ，辷り速度8.33Ｈｚの条件を採用した。図９の試験結
果にみられるように、MP35N相当の合金No.１に比較し
て、Vitallium相当の合金No.２〜４は耐磨耗性が格段に
優れていた。このことから、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ三元組成
にＮｉを高濃度で添加することは、伸び延性の点では有
効であるが、高耐磨耗性を確保する上では得策でないと
いえる。
表面を４０００番のラッピングフィルムで最終研磨仕上
げした後、磨耗試験に供した。磨耗試験では、アルミナ
ボールを用いたピンオンフラット型往復運動磨耗試験機
を使用し、大気雰囲気，振幅10ｍｍ，辷り距離200000ｍ
ｍ，辷り速度8.33Ｈｚの条件を採用した。図９の試験結
果にみられるように、MP35N相当の合金No.１に比較し
て、Vitallium相当の合金No.２〜４は耐磨耗性が格段に
優れていた。このことから、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ三元組成
にＮｉを高濃度で添加することは、伸び延性の点では有
効であるが、高耐磨耗性を確保する上では得策でないと
いえる。
【００２０】更に、Vitallium相当合金No.２〜４の磨耗
量を詳細に調査した結果を図１０に示す。合金No.４
は、Ｍｏを最も多量に含む凝固組織のままであることか
ら磨耗量が最も少なかった。他方、合金No.２は、Ｍｏ
含有量が最も少ない材料であるにも拘らず、合金No.４
とほぼ同程度の磨耗量であった。良好な耐磨耗性は、合
金No.２では高温鍛造によって微細組織が調整された結
果である。すなわち、耐磨耗性は、Ｍｏの増量によって
向上するが、組織を微細に調整することによって更に向
上することが判る。次いで、鍛造温度，圧下率等の鍛造
条件を種々変更した条件下でＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ三元系合
金を高温鍛造することにより鍛造材の結晶粒径を変化さ
せ、結晶粒径が磨耗量に及ぼす影響を調査した。図１１
の調査結果にみられるように、結晶粒の微細化により耐
磨耗性が向上し、結晶粒径１５μｍ以下で磨耗量が顕著
に減少した。
量を詳細に調査した結果を図１０に示す。合金No.４
は、Ｍｏを最も多量に含む凝固組織のままであることか
ら磨耗量が最も少なかった。他方、合金No.２は、Ｍｏ
含有量が最も少ない材料であるにも拘らず、合金No.４
とほぼ同程度の磨耗量であった。良好な耐磨耗性は、合
金No.２では高温鍛造によって微細組織が調整された結
果である。すなわち、耐磨耗性は、Ｍｏの増量によって
向上するが、組織を微細に調整することによって更に向
上することが判る。次いで、鍛造温度，圧下率等の鍛造
条件を種々変更した条件下でＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ三元系合
金を高温鍛造することにより鍛造材の結晶粒径を変化さ
せ、結晶粒径が磨耗量に及ぼす影響を調査した。図１１
の調査結果にみられるように、結晶粒の微細化により耐
磨耗性が向上し、結晶粒径１５μｍ以下で磨耗量が顕著
に減少した。
【００２１】
【実施例２】表２の合金No.３の組成をもつＣｏ基合金
６００ｇを高周波真空溶解炉で溶解し、１５５０℃の溶
湯を水冷式銅製金型に流し込み、実施例１と同様な冷却
速度で急冷鋳造した。得られた鋳塊をＳＵＳ３１６Ｌス
テンレス鋼の中空棒でクラッドし、１１００〜１４００
℃で高温鍛造することにより組織調整した。ステンレス
鋼でクラッドすることにより、鍛造工具と鋳塊との直接
接触が避けられ、鍛造中の鋳塊を１１００℃以上の高温
状態に保持できた。その結果、高温鍛造中にσ相の析出
が防止できた。クラッド材を含めて肉厚２０ｍｍになる
まで高温鍛造−１２５０℃焼鈍を繰り返し、最終的には
１２５０℃×２時間の焼鈍後に水焼入れした。
６００ｇを高周波真空溶解炉で溶解し、１５５０℃の溶
湯を水冷式銅製金型に流し込み、実施例１と同様な冷却
速度で急冷鋳造した。得られた鋳塊をＳＵＳ３１６Ｌス
テンレス鋼の中空棒でクラッドし、１１００〜１４００
℃で高温鍛造することにより組織調整した。ステンレス
鋼でクラッドすることにより、鍛造工具と鋳塊との直接
接触が避けられ、鍛造中の鋳塊を１１００℃以上の高温
状態に保持できた。その結果、高温鍛造中にσ相の析出
が防止できた。クラッド材を含めて肉厚２０ｍｍになる
まで高温鍛造−１２５０℃焼鈍を繰り返し、最終的には
１２５０℃×２時間の焼鈍後に水焼入れした。
【００２２】次いで、鍛造材を冷間圧延し、板厚５ｍｍ
の冷延材を得た。濃塩酸：濃硝酸＝３：１（体積比）の
混酸に冷延材を浸漬することにより、冷延材表面にある
ステンレス鋼をエッチング除去した。更に、１２５０℃
×１時間の焼鈍を施し、水焼入れ後、再度の冷間圧延に
より板厚５０μｍのシート材を製造した。この製造実績
から、本発明のＣｏ基合金は、良好な加工性を活かし、
各種人工骨材に適した形状に成形できることが判る。
の冷延材を得た。濃塩酸：濃硝酸＝３：１（体積比）の
混酸に冷延材を浸漬することにより、冷延材表面にある
ステンレス鋼をエッチング除去した。更に、１２５０℃
×１時間の焼鈍を施し、水焼入れ後、再度の冷間圧延に
より板厚５０μｍのシート材を製造した。この製造実績
から、本発明のＣｏ基合金は、良好な加工性を活かし、
各種人工骨材に適した形状に成形できることが判る。
【００２３】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明の生体用
Ｃｏ基合金は、Ｍｏ含有量を６〜１２質量％と多く設定
すると共に、急冷鋳造により第二相を微細分散させ、σ
相の生成を抑えた高温鍛造によって結晶組織を微細化し
ている。これにより、耐磨耗性が一層改善され、Vitall
ium本来の優れた特性が活用される生体用材料として使
用される。
Ｃｏ基合金は、Ｍｏ含有量を６〜１２質量％と多く設定
すると共に、急冷鋳造により第二相を微細分散させ、σ
相の生成を抑えた高温鍛造によって結晶組織を微細化し
ている。これにより、耐磨耗性が一層改善され、Vitall
ium本来の優れた特性が活用される生体用材料として使
用される。
【図１】 各種Ｃｏ基合金の歪−応力曲線を示すグラフ
【図２】 製造条件がＣｏ基合金の歪−応力曲線に及ぼ
す影響を表したグラフ
す影響を表したグラフ
【図３】 Ｃｏ基合金as cast材の金属組織を示す写真
【図４】 Ｃｏ基合金炉冷材の金属組織を示す写真
【図５】 実施例で使用した合金No.１高温鍛造材の金
属組織を示す写真
属組織を示す写真
【図６】 実施例で使用した合金No.２高温鍛造材の金
属組織を示す写真
属組織を示す写真
【図７】 実施例で使用した合金No.３熱処理材の金属
組織を示す写真
組織を示す写真
【図８】 実施例で使用した合金No.４熱処理材の金属
組織を示す写真
組織を示す写真
【図９】 各種Ｃｏ基合金の磨耗特性を示すグラフ
【図１０】 各種Ｃｏ基合金の磨耗特性を示すグラフ
【図１１】 結晶粒径がＣｏ基合金鍛造材の耐磨耗性に
及ぼす影響を表したグラフ
及ぼす影響を表したグラフ
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｄ ６３０Ｇ ６３０Ｋ ６７５ ６７５ ６８１ ６８１ ６８２ ６８２ ６８３ ６８３ ６９１ ６９１Ｂ
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃｒ：２６〜３０質量％，Ｍｏ：６〜１
２質量％，Ｃ：０〜０．３質量％，残部が実質的にＣｏ
の組成をもち、平均結晶粒径５０μｍ以下の結晶粒から
なるマトリックスに粒状の第二相が微細分散した組織を
もつことを特徴とする生体用Ｃｏ基合金。 - 【請求項２】 水冷銅製鋳型を用いて請求項１記載の組
成をもつＣｏ基合金を急冷鋳造し、得られた鋳塊を１０
００〜１３００℃で鍛造することにより、平均結晶粒径
が５０μｍ以下の結晶粒径からなるマトリックスに粒状
の第二相が微細分散した組織に調整することを特徴とす
る生体用Ｃｏ基合金の製造方法。
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- 2001-06-07 JP JP2001172377A patent/JP4081537B2/ja not_active Expired - Lifetime
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