DE10351283A1

DE10351283A1 - Biomedizinische superelastische Legierung auf Basis von Ti, ein Produkt daraus und dessen Herstellungsverfahren

Info

Publication number: DE10351283A1
Application number: DE2003151283
Authority: DE
Inventors: Toyonobu Hiratsuka Tanaka; Hiroshi Hiratsuka Horikawa; Shuichi Tsukuba Miyazaki; Hideki Yokohama Hosoda; Yusuke Yokohama Fukui; Satoru Tsukuba Hashimoto; Yoshinori Tsukuba Omatsu
Original assignee: Furukawa Techno Material Co Ltd
Current assignee: Furukawa Techno Material Co Ltd
Priority date: 2003-07-18
Filing date: 2003-10-31
Publication date: 2005-06-09
Also published as: US20050011596A1; JP2005036273A; JP2005036274A; JP3753380B2; JP4015080B2

Abstract

Die vorliegende Erfindung stellt eine biomedizinische superelastische Legierung auf Ti-Basis zur Verfügung, die 5 bis 40 at% Nb, welches ein Element zur Stabilisierung der β-Phase von Ti ist, und Ti und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest enthält. Ferner stellt die vorliegende Erfindung eine biomedizinische superelastische Legierung auf Ti-Basis zur Verfügung, wobei die Zusammensetzung 5 bis 40 at% Nb, ein oder mehrere Elemente, ausgewählt aus 10 at% oder weniger Mo, 15 at% oder weniger Al, 10 at% oder weniger Ge, 10 at% oder weniger Ga und 15 at% oder weniger In, wobei 30 at% oder weniger der Gesamtsumme ein oder mehrere der Elemente, ausgewählt aus der Mo, Al, Ge, Ga und In, und 60 at% oder weniger der Gesamtsumme Nb, und ein oder mehrere Elemente, ausgewählt aus Mo, Al, Ge, Ga und In und Ti, ausmachen, und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest.
Die vorliegende Erfindung stellt ein Verfahren zur Herstellung einer biomedizinischen superelastischen Legierung zur Herstellung eines Ingots einer Legierung auf Ti-Basis, die Ti und Nb als wesentliches Element enthält, zur Verfügung, oder die Legierung auf Ti-Basis enthält ein oder mehrere Elemente aus Mo, Al, Ge, Ga und In und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei eine Hitzebearbeitung und eine Kaltbearbeitung des Blocks durchgeführt wird, im Anschluß an die Kaltbearbeitung ein Glühen durchgeführt wird und schließlich eine abschließende Kaltbearbeitung von 20% oder mehr und Durchführen der Hitzebehandlung bei einer ...

Description

Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung betrifft eine superelastische Legierung auf Basis von Ti und insbesondere biomedizinische superelastische Legierungen aus Basis von Ti, die optimal für medizinische Anwendungen oder dergleichen geeignet sind, Produkte daraus und deren Herstellungsverfahren.
Stand der Technik
In den vergangenen Jahren wurden Legierungen mit superelastischen Eigenschaften in medizinischen Bereichen verwendet. Zum Beispiel weist Ti-Ni Eigenschaften wie hohe Festigkeit, exzellente Abriebbeständigkeit, gute Korrosionsbeständigkeit, gute Bioverträglichkeit etc. auf und wurde daher in vielen Gebieten als temporäres oder semi-permanentes biomedizinisches Material eingesetzt.
Im Hinblick auf biomedizinische Materialien, die eine Legierung verwenden, welche Ni enthält, wird befürchtet, dass sich Ni als vermutete Ursache allergischer Reaktionen im menschlichen Körper auflöst. Eine Legierung auf der Basis von Ti-Ni mit Ni als wesentlichem Element beinhaltet die Möglichkeit, dass diese beim Menschen allergische Symptome auslöst, was nicht bevorzugt ist. Die Forderungen nach einer sichereren superelastischen Legierung ohne ein Element, das für den Menschen giftig ist oder allergische Reaktionen hervorruft, steigen daher.
4 zeigt ein Ergebnis einer Untersuchung über die Wirkungen von verschiedenen rein metallischen Elementen auf den menschlichen Körper. Insbesondere zeigt 4 ein Ergebnis der Untersuchung über die Wirkungen von verschiedenen rein metallischen Elementen auf den menschlichen Körper, worin die horizontale Achse den Zellwachstumskoeffizienten eines myokardischen osteoplastischen Gewebes eines Kükenembryos bezeichnet und die vertikale Achse die relative Proliferationsrate der L929-Zelle, erhalten aus dem fibroplastischen Gewebe einer Maus (unter Bezugnahme auf Materials Science and Engineering A, A243, Seiten 244 bis 249, 1998) bezeichnet. Die Figur zeigt, dass V, Cd, Co, Cu, Zn und Hg Elemente mit hoher Cytotoxizität sind, und dass Zr, Ti, Nb, Ta, Pd und Au eine hervorragende Bioverträglichkeit aufweisen.
Ferner zeigt 5 ein Ergebnis, in dem die horizontale Achse die Bioverträglichkeit bezeichnet und die vertikale Achse den Polarisationswiderstand (R/O·m) als Index der Konosionsbeständigkeit in einem menschlichen Körper (unter Bezugnahme auf das Gleiche wie in 4) bezeichnet. Das Diagramm zeigt, dass Pt, Ta, Nb, Ti und Zr eine hohe Polarisationsbeständigkeit aufweisen und daher nur eine geringe Löslichkeit im menschlichen Körper und eine hervorragende Bioverträglichkeit zeigen.
Die japanische Patentveröffentlichung Nr. 2001-329325 offenbart die Verwendung einer Ti-Nb-Sn-Legierung aus Elementen mit hervorragender Bioverträglichkeit als eine biomedizinische Formgedächtnis- und superelastische Legierung.
Eine Ni-Ti-Legierung, die üblicherweise als ein biomedizinisches superelastisches Legierungsmaterial verwendet wird, enthält das Element Ni, dem zugeschrieben wird, dass es allergische Symptome hervorruft, und so Auswirkungen auf den Körper befürchtet werden. Es ist daher erwünscht, eine superelastische Legierung zu entwickeln, die aus Elementen mit hervorragender Bioverträglichkeit besteht. Eine Legierung mit superelastischen Eigenschaften mit einer Beständigkeit in der praktischen Anwendung wurde bis jetzt noch nicht entwickelt.
Im Hinblick auf das voranstehende soll die vorliegende Erfindung eine biomedizinische Legierung zur Verfügung stellen, welche eine Zusammensetzung ohne ein Element hat, dem zugeschrieben wird, dass es Allergien hervorruft, wie Ni, eine hohe Bioverträglichkeit und Superelastizität aufweist, da superelastische Legierungen mit hoher Bioverträglichkeit erwünscht sind.
Die Legierung auf Ti-Basis in einer bestimmten Zusammensetzung hat einen geringen Rest-Deformationsdehnung (residual deformation strain) nach dem diese einer Auflösungsbehandlung unterzogen wurde, d.h. die Superelastizität erhält. Übliche verfügbare Materialien mit Superelastizität haben jedoch eine geringere Grenzdehnung (limitation strain), welche die Superelastizität darstellt, als die einer Legierung auf Basis von Ti-Ni, welche für die Verwendung in biomedizinischen Anwendungen nicht ausreichend ist. Als eine Ursache wird angenommen, dass die Heißlösungsbehandlung eine kritische Belastung für die Biegeverformung (slip deformation) senkt, und es wird angenommen, dass eine permanente Belastung aufgrund der Biegeverformung größer erscheint als Beschränkungen, wo sich eine vollständige Superelastizität entwickelt.
Um die kritische Belastung für die Biegeverformung zu erhöhen, wird von einem Verfahren ausgegangen, welches feine Niederschläge bildet, was die Gleitdeformation verhindert. Eine Legierung auf Ti-Nb-Sn-Basis wird einer künstlichen Alterung unterzogen, nachdem dieses das Heißlösungsverfahren durchlaufen hat, um zu bewirken, dass die ω-Phase ausfällt, wodurch die Superelastizität erreicht wird. Das erhöhen der Prezipitation der ω-Phase bewirkt jedoch, dass die Legierung zu spröde wird, und daher wird durch Steuern der Prezipitation der ω-Phase die Superelastizität nur in begrenztem Maß erreicht.
Hinzu kommt, um die kritische Belastung für die Biegeverformung zu erhöhen, wird ein Verfahren in Betracht gezogen, eine bearbeitete Struktur zu bilden, die gegenüber der Biegeverformung widerstandsfähig ist. Die Legierung auf Basis von Titan wird einer abschließender Kaltbearbeitung mit einer Verarbeitungsrate mit einem vorbestimmtem Wert oder mehr unterzogen, und wird der Hitzebehandlung bei einer vorbestimmten Temperatur unterzogen, und auf diese Weise wird die Superelastizität erreicht. In diesem Verfahren ist die kritische Belastung für die Biegeverfonnung gering, da die Hitzebehandlung bei einer relativ hohen Temperatur durchgeführt wird, um so zu vermeiden, dass sich die ω-Phase bildet, und es ist nicht möglich, eine Superelastizität in einer Höhe, wie sie für die praktische Anwendung erforderlich ist, zu erreichen.
Demgemäß will die vorliegende Erfindung eine biomedizinische superelastische Legierung auf Basis von Ti entwickeln und zur Verfügung stellen, die eine hervorragende Superelastizität unter Verwendung einer Legierung mit einer definierten Zusammensetzung verwendet, und ein Verfahren zur Herstellung einer solchen Legierung.
Offenbarung der Erfindung
Um die oben genannten Ziele zu erreichen betrifft eine erste Ausführungsform der vorliegenden Erfindung eine biomedizinische superelastische Legierung auf Basis von Ti, die 5 bis 40 at % Nb als Element zum Stabilisieren der β-Phase des Ti enthält, Ti und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest aufweist.
Eine zweite Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist eine biomedizinische superelastische Legierung auf Basis von Ti mit einer Zusammensetzung mit:

(a) einem oder mehreren Elementen ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus 10 at % oder weniger Mo, 15 at % oder weniger Al, 10 at % oder weniger Ge, 10 at % oder weniger Ga und 15 at % oder weniger In,
(b) 30 at % oder weniger der Gesamtmenge eines oder mehrerer Elemente ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mo, Al, Ge, Ga und In,
(c) 60 at % oder weniger der Gesamtsumme Nb und ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mo, Al, Ge, Ga und In, und
(d) Ti und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest.

Eine dritte Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist die biomedizinische superelastische Legierung auf Basis von Ti mit einer Zusammensetzung mit:

(a) einem oder mehreren Elementen ausgewählt aus der Gruppe aus 7 at % oder weniger Mo, 10 at % oder weniger Al, 6 at % oder weniger Ge und 6 at % oder weniger Ga,
(b) 60 at % oder weniger der Gesamtsumme Nb und eines oder mehrerer Elemente ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mo, Al, Ge und Ga, und
(c) Ti und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest.

Eine vierte Ausführungsform der vorliegenden Erfindung betrifft eine biomedizinische superelastische Legierung auf Basis von Ti mit einer Zusammensetzung mit:

(a) einem oder mehreren Elementen ausgewählt aus der Gruppe aus 10 at % oder weniger Mo, 15 at % oder weniger Al, 10 at % oder weniger Ge, 10 at % oder weniger Ga und 15 at % oder weniger In,
(b) 15 at % oder weniger Sn,
(c) 30 at % oder weniger der Gesamtsumme aus einem oder mehreren Elementen ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mo, Al, Ge, Ga und In, und Sn,
(d) 60 at % oder weniger der Gesamtsumme Nb und eines oder mehrerer Elemente ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mo, Al, Ge, Ga und In, und Sn, und
(e) Ti und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest.

Eine fünfte Ausführungsform der vorliegenden Erfindung betrifft eine biomedizinische superelastische Legierung auf Basis von Ti mit einer Zusammensetzung mit:

(a) einem oder mehreren Elementen ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 7 at % oder weniger Mo, 10 at % oder weniger Al, 6 at % oder weniger Ge und 6 at % oder weniger Ga,
(b) 12 at % oder weniger Sn,
(c) 60 at % oder weniger der Gesamtsumme Nb, wobei eines oder mehrere Elemente ausgewählt sind aus der Gruppe bestehend aus Mo, Al, Ge und Ga, und Sn, und
(d) Ti und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest.

In einer sechsten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist die Legierung eine biomedizinische superelastische Anwendung aus Basis von Ti für die Verwendung entweder in einem medizinischen Führungsdraht, kieferorthopädischen Draht, Stent, Schalter eines Endoskops, Brillengestell und Träger des Nasenpads eines Brillenglases.
Eine siebente Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist ein medizinischer Führungsdraht, der die biomedizinische superelastische Legierung verwendet.
Eine achte Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist ein kieferorthopädischer Draht, der die biomedizinische superelastische Legierung verwendet.
Eine neunte Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist ein Stent oder ein Schalter eines Endoskopes, welche die biomedizinische superelastische Legierung verwendet.
Eine zehnte Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist ein Rahmen für ein Brillengestell oder ein Träger für ein Nasenpad eines Brillengestells, welche die biomedizinische superelastische Legierung verwenden.
Eine elfte Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist ein Schalter eines Endoskopes, welcher die biomedizinische superelastische Legierung verwendet.
Eine zwölfte Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung einer biomedizinischen superelastischen Legierung zum Herstellen eines Ingots, der eine Legierung auf Basis von Ti, enthaltend Ti und Nb als wesentliche Komponenten, aufweist, oder die Legierung auf Ti-Basis enthält weiterhin ein oder weitere Elemente aus Mo, Al, Ge, Ga und In und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest, wobei der Ingot einer Heißbearbeitung und einer Kaltverarbeitung unterworfen wird, im Anschluss an die Kaltverarbeitung ein Temperverfahren und weiterhin eine Kaltbearbeitung mit einer Verarbeitungsrate von 20 % oder mehr durchgeführt wird, und wobei die Hitzebehandlung bei einer Temperatur von 300°C oder mehr durchgeführt wird, um eine Rekristallisation oder eine Vergrößerung der Kristallteilchen aufgrund der Rekristallisation zu vermeiden.
Eine dreizehnte Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung einer biomedizinischen superelastischen Legierung auf Basis von Ti, in welcher die Legierung auf Basis von Ti 10 bis 40 at % Nb als eine wesentliche Komponente aufweist, ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 10 at % oder weniger Mo, 15 at % oder weniger Al, 10 at % oder weniger Ge, 10 at % oder weniger Ga und 15 at % oder wenige In, 30 at % oder weniger der Gesamtsumme eines oder mehrerer Elemente ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mo, Al, Ge, Ga und In, 60 at % oder weniger einer Gesamtsumme aus Nb als wesentliches Element und einem oder mehreren Elementen ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mo, Al, Ge, Ga und In, und Ti und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest.
Eine vierzehnte Ausführungsform der vorliegenden Erfindung betrifft das Verfahren zur Herstellung einer biomedizinischen superelastischen Legierung auf Basis auf Ti, in welchem die Hitzebehandlung die Hitzebehandlungstemperaturen von 400 bis 500°C reichen und der Efhitzungszeitraum eine Minute bis zwei Stunden beträgt.
Eine fünfzehnte Ausführungsform er vorliegenden Erfindung betrifft das Verfahren zur herstellung einer biomedizinischen superelastischen Legierung auf Basis von Ti, worin in der Hitzebehandlung die Erhitzungstemperatur von 400 bis 500°C beträgt, die Erhitzungszeit sich von einer Minute bis zwei Stunden erstreckt, und die verbleibende Dehnung 1,5 % oder weniger nach einem Anwenden von 4% Dehnung beträgt.
Kurze Beschreibungen der Zeichnungen
1 ist eine Ansicht, um ein Messverfahren für einen Kurvenwinkel zu erläutern,
2 zeigt eine Belastungs-Dehnungs-Kurve eines Beispiels der vorliegenden Erfindung,
3 zeigt eine Belastungs-Dehnungs-Kurve eines Vergleichsbeispiels,
4 ist ein Diagramm, das die Zytotoxizität der reinen Metalle darstellt,
5 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Polarisationswiderstand und der Bioverträglichkeit der reinen Metalle, etc. darstellt und
6 ist eine schematische Ansicht, die einen Entwicklungszustand der Superelastizität darstellt.
Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
(Erste Ausführungsform)
Die erste Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird im Folgenden beschrieben. Um zu bewirken, dass das Martensit der Legierung auf Ti-Basis thermoelastisch ist, ist die Legierung dieser Ausführungsform eine Legierung auf Ti-Basis, welcher Nb, das ein Element zur Stabilisierung der β-Phase ist und das die Umwandlungstemperatur von Martensit erniedrigt, zugesetzt wird. Mit anderen Worten die Legierung dieser Ausführungsform ist eine biomedi zinische superelastische Legierung auf Ti-Basis, die 5 bis 40 at % Nb, ein Element zum Stabilisieren der β-Phase des Ti, und Ti und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest enthält.
Die konventionelle Legierung auf Basis von Ti-Ni ist die sogenannte Formgedächtnis-Legierung und weist den sogenannten Formgedächtniseffekt auf, nämlich, wenn eine Legierung mit einer bestimmten Form in eine andere von der ursprünglichen Form bei niedriger Temperatur unterschiedlichen Form transformiert wird, und wenn diese auf eine Temperatur oder darüber wie bei einer Hochtemperaturphase (Basisphase in diesem Fall) stabilisiert wird, geht sie in die Form zurück die sie angenommen hat, bevor sie transformiert worden ist aufgrund der inversen Transformation (Phasentransformation, die bei Erhitzen und Entladen auftritt).
Während alle Legierungen, die die Martensitumwandlung zeigen, nicht immer den Formgedächtniseffekt aufweisen, zeigen Legierungen mit thermoelastischer Martensitumwandlung (einschließlich Legierungen auf Ti-Ni-Basis) Eigenschaften, dass sie beim Erhitzen nahezu exakt in die ursprüngliche Form zurückkehren, wenn der Umwandlungsgrad in bestimmten Grenzen liegt. Die Legierung dieser Ausführungsform ist eine Legierung auf Ti-Basis, die diese Eigenschaften aufweist.
Um zu bewirken, dass Martensit der Legierung auf Ti-Basis thermoelastisch ist, enthält die Legierung auf Ti-Nb-Basis Nb, welches ein Element zum Stabilisieren der β-Phase ist und die Martensitumwandlungstemperatur erniedrigt. Durch Zufügen von Nb, welches ein Element zum Stabilisieren der β-Phase von Ti ist, verschiebt sich die Temperatur des a/β-Phasenumwandlungspunktes in Richtung einer niedrigeren Temperatur, und es ist möglich, selbst bei Raumtemperatur eine Legierung mit stabilisierter β-Phase zu erhalten. Mit anderen Worten; das schnelle Abkühlen des β-Phasenbereiches ermöglicht es, dass die β-Phase bestehen bleibt. Es ist bekannt, dass eine Legierung mit etwa 20 at % oder weniger Nb die Martensitumwandlung bewirkt, selbst wenn diese schnell abgekühlt wird, und dass die β-Phase nicht tatsächlich bleibt.
Es gibt zwei Arten von Martensiten, die α'-Phase und α''-Phase, wobei die α'-Phase hexagonal ist, während die α''-Phase orthorhombisch ist. Damit sich der superelastische Effekt bilden kann, ist es notwendig, die Martensitumwandlung thermoelastisch einzustellen, und es ist bekannt, dass die von den beiden Martensiten α''-Phase, thermoelastisch sein kann.
In dieser Ausführungsform, in der sich die Superelastizität bilden soll, ist der Gehalt an Nb 5 bis 40 at %. Bei einem Gehalt unter 5 at % oder über 40 at % sinkt die Superelastizität, mit anderen Worten, die Legierung unterliegt bei der Deformation einer plastischen Dehnung und kehrt nicht in den ursprünglichen Zustand zurück. Die Legierung auf Ti-Basis, die 5 bis 40 at % Nb enthält, wird eine feste Lösung einer Legierung auf Ti-Basis in der β-Phase mit Superelastizität. Daher ist die Kristallstruktur der schnell abgekühlten Legierung auf Ti-Basis ein orthorhombisches System mit hervorragender Umwandlungsfähigkeit, und die Legierung ist daher in der Heiß-Verarbeitung und Kalt-Verarbeitung gut zu handhaben und zeigt niedrigere Verarbeitungskosten als eine Legierung auf Basis von Ti-Ni.
(Zweite Ausführungsform)
Die zweite Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird im Folgenden beschrieben. Eine Legierung dieser Ausführungsform ist eine biomedizinische superelastische Legierung auf Ti-Basis, die 5 bis 40 at % Nb, welches ein Element ist zur Stabilisierung der β-Phase von Ti, ein oder mehrerer Elemente ausgewählt aus 10 at % oder weniger Mo, 15 at % oder weniger Al, 10 at % oder weniger Ge, 10 at % oder weniger Ga und 15 at % oder weniger In und Ti und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest, worin die Gesamtsumme eines oder mehrerer Elemente ausgewählt aus Mo, Al, Ge, Ga und In 30 at % oder weniger ist, und die Gesamtsumme von Nb und eines oder mehrerer Elemente ausgewählt aus Mo, Al, Ge, Ga und In 60 at % oder weniger ist.
Um in dieser Ausführungsform die Superelastizität auszubilden ist, der Gehalt an Nb 5 bis 40 at %. Bei einem Gehalt unter 5 at % oder über 40 at % verringert sich die Superelastizität, in anderen Worten die Legierung unterliegt bei der Deformation einer plastischen Belastung und kehrt nicht in den Originalzustand zurück. Die Legierung auf Ti-Basis, die 5 bis 40 at Nb enthält, wird eine β-Phase der festen Lösung der Legierung auf Ti-Basis mit Superelastizität. Daher ist die Kristallstruktur der schnell abgekühlten Legierung auf Ti-Basis ein orthorhombisches System mit einer herausragenden Umformungsfähigkeit, und die Legierung ist daher gut geeignet in der Heiß-Verarbeitung und Kalt-Verarbeitung.
Die Zugabe von Nb und einem oder mehreren Elementen ausgewählt aus Mo, Al, Ge, Ga und In zu Ti soll die Superelastizität stabil und herausragend machen. Mo ist ein Element, das die β-Phase stabilisiert und genau wie Nb die Martensitumformungstemperatur erniedrigt. Zugefügtes Al, Ge, Ga oder In dienen als ein Element zur Stabilisierung der α-Phase.
In dieser Ausführungsform ist der Nb-Gehalt 5 bis 40 at %, der Mo-Gehalt 10 at % oder weniger, der Al-Gehalt 15 at % oder weniger, der Ge-Gehalt 10 at % oder weniger und der Ga-Gehalt 10 at % oder weniger. Bereiche, die darüber hinausgehen, vermindern die Superelastizität. In wird in einer Menge von 15 at % oder weniger hinzugefügt, um die Verarbeitbarkeit zu verbessern. Eine Menge über 15 at % bewirkt, dass sich keine Superelastizität bildet.
In dieser Ausführungsform ist die Gesamtsumme eines oder mehrerer Elemente ausgewählt aus Mo, Al, Ge, Ga und In 30 at % oder weniger, und die Gesamtsumme aus Nb und eines oder mehrerer Elemente ausgewählt aus Mo, Al, Ge, Ga und In ist 60 at % oder weniger. Wenn die Gesamtsumme 30 at % eines oder mehrerer Elemente ausgewählt aus Mo, Al, Ge, Ga und In 30 at % übersteigt verschlechtert sich die Verarbeitbarkeit. Ferner verschlechtert sich die Superelastizität, wenn die Gesamtsumme von Nb und eines oder mehrerer Elemente ausgewählt aus Mo, Al, Ge, Ga und In 60 at % übersteigt.
Die Legierung auf Basis von Ti-Nb-Mo dieser Ausführungsform wird im Folgenden beschrieben. Wenn Mo, ein Element zum Stabilisieren der β-Phase, zu einer Legierung auf Basis von Ti-Nb zugegeben wird, verschiebt sich die Temperatur des α/β-Phasenumwandlungspunktes in Richtung einer niedrigeren Temperatur, und es ist möglich, eine Legierung mit einer stabilisierten β-Phase auch bei Raumtemperatur zu erreichen. Mit anderen Worten ermöglicht das schnelle Abkühlen des Bereiches der β-Phase, dass die β-Phase bestehen bleibt.
In dieser Ausführungsform ist der Mo-Gehalt auf einen Bereich von 10 at % oder weniger begrenzt. Der Grund für diesen Bereich liegt darin, dass ein Gehalt, der 10 at % überschreitet, die Superelastizität verringert, mit anderen Worten, die Legierung unterliegt bei der Deformation einer plastischen Dehnung und kehrt nicht in den Originalzustand zurück.
Demgemäß bildet eine Legierung auf Ti-Basis, die 5 bis 40 at % Nb und 10 at % oder weniger Mo enthält, die β-Phase einer festen Lösung einer Legierung auf Ti-Basis mit Superelastizität. Die Kristallstruktur der schnell abgekühlten Legierung auf Ti-Basis ist daher ein orthorhombisches System mit außerordentlichen Umformungseigenschaften, und die Legierung kann so gut der Heißbearbeitung und Kaltbearbeitung unterworfen werden und zeigt geringere Verarbeitungskosten als eine Legierung auf Ti-Ni-Basis.
Die Legierung auf Basis von Ti-Nb-Al in dieser Ausführungsform wird im Folgenden beschrieben. Wenn Al zu Titan zugefügt wird, wird davon ausgegangen, dass Al als Element zur Stabilisierung der α-Phase dient, der Bereich der α-Phase dehnt sich aus und die Festig keit bei RT steigt. Eine Zusammensetzung mit Nb, welches ein Element zur Stabilisierung der β-Phase ist und welches die Martensitumformungstemperatur erniedrigt, und Al, welches ein Element zur Stabilisierung der α-Phase ist, wird die Martensitbildung wegen des schnellen Abkühlens thermoelastisch, wodurch eine β-Phase als feste Lösung einer Legierung auf Ti-Basis mit Superelastizität erhalten wird.
In dieser Ausführungsform beträgt der Al-Gehalt 15 at % oder weniger. Ein Gehalt über 15 at % verringert die Superelastizität, mit anderen Worten, die Legierung unterliegt bei der Deformation einer plastischen Dehnung und kehrt daher nicht in den ursprünglichen Zustand zurück.
Demgemäß bildet die Legierung auf Ti-Basis, die 5 bis 40 at % Nb und 15 at % oder weniger Al enthält, die β-Phase einer festen Lösung einer Legierung auf Ti-Basis mit Superelastizität. Die Kristallstruktur der schnell abgekühlten Legierung auf Ti-Basis ist daher ein orthorhombisches System mit außerordentlichen Umformungseigenschaften, und die Legierung kann so gut der Heißverarbeitung und Kaltverarbeitung unterzogen werden und zeigt niedrigere Verarbeitungskosten als eine Legierung auf Ti-Ni-Basis.
Die Legierung auf Basis von Ti-Nb-Ge dieser Ausführungsform wird im Folgenden beschrieben. Wenn Ge zu Titan zugefügt wird, dient Ge als Element zur Stabilisierung der α-Phase. In dieser Ausführungsform ist der Ge-Gehalt 10 at % oder weniger. Bei einem Gehalt über 10 at % verringert sich die Superelastizität, mit anderen Worten, die Legierung unterliegt bei der Deformation einer plastischen Dehnung und kehrt nicht in den ursprünglichen Zustand zurück.
Demgemäß bildet eine Legierung auf Ti-Basis, die 5 bis 40 at % Nb und 10 at % oder weniger Ge enthält, die β-Phase aus einer festen Lösung einer Legierung auf Ti-Basis mit Superelastizität. Die Kristallstruktur der schnell abgekühlten Legierung auf Ti-Basis β-Phase ist ein orthorhombisches System mit außerordentlichen Umformungseigenschaften und die Legierung ist so für die Heißverarbeitung und Kaltverarbeitung gut geeignet und weist geringere Verarbeitungskosten als eine Legierung auf Basis von Ti-Ni auf.
Die Legierung auf Basis von Ti-Nb-Ga dieser Ausführungsform wird im Folgenden beschrieben. Wenn Ga zu Ti hinzugefügt wird, dient Ga als Element zur Stabilisierung der α-Phase. In dieser Ausführungsform ist der Ga-Gehalt 10 at % oder weniger. Ein Gehalt über 10 at % verringert die Superelastizität, mit anderen Worten, die Legierung unterliegt bei der Deformation einer plastischen Dehnung und kehrt nicht in den ursprünglichen Zustand zurück.
Eine Legierung auf Ti-Basis, die 5 bis 40 at % Nb und 10 at % oder weniger Ga enthält, bildet die β-Phase einer festen Lösung einer Legierung auf Ti-Basis mit Superelastizität. Die Kristallstruktur der schnell abgekühlten Legierung auf Ti-Basis ist daher ein orthorhombisches System mit außerordentlichen Umformungseigenschaften und die Legierung ist so gut für die Heißverarbeitung und Kaltverarbeitung geeignet und zeigt geringere Verarbeitungskosten als eine Legierung auf Ti-Ni-Basis.
Die Legierung auf Ti-Nb-In-Basis dieser Ausführungsform wird im Folgenden beschrieben. Wenn In zu Ti hinzugefügt wird, dient In als Element zur Stabilisierung der α-Phase. In dieser Ausführungsform ist der In-Gehalt auf einen Bereich von 15 at % oder weniger beschränkt. Ein Gehalt über 15 at % verringert die Superelastizität, mit anderen Worten die Legierung unterliegt bei der Deformation einer plastischen Dehnung und kehrt nicht in den ursprünglichen Zustand zurück.
Die Legierung auf Ti-Basis, die 5 bis 40 at % Nb und 15 at % oder weniger In enthält, bildet daher die β-Phase einer festen Lösung einer Legierung auf Ti-Basis mit Superelastizität. Die Kristallstruktur der schnell abgekühlten Legierung auf Ti-Basis ist daher ein orthorhomisches System mit außerordentlichen Verformungseigenschaften und die Legierung kann gut der Heißverarbeitung und Kaltverarbeitung unterworfen werden und zeigt geringere Verarbeitungskosten als eine Legierung auf Ti-Ni-Basis.
Die Legierung auf Basis von Ti-Nb-Mo-Al-Ga dieser Ausführungsform wird im Folgenden beschrieben. Wenn Nb, welches ein Element zur Stabilisierung der β-Phase ist und die Martensitumformungstemperatur erniedrigt, Mo, welches ein Element zur Stabilisierung der β-Phase, und Al und Ga, die als Elemente zur Stabilisierung der α-Phase dienen, zu Ti zugefügt werden, verschiebt sich die Temperatur des α/β-Phasenumwandlungspunktes zu einer niedrigeren Temperatur, und es ist möglich, eine Legierung mit einer stabilisierten ß-Phase auch bei Raumtemperatur zu erhalten. Mit anderen Worten ermöglicht das schnelle Abkühlen des β-Phasenbereiches, dass die β-Phase bestehen bleibt.
Damit sich die Superelastizität ausbildet, beträgt der Nb-Gehalt von 5 bis 40 at %. Bei einem Gehalt von unter 5 at % und über 40 at % verringert sich die Superelastizität, mit anderen Worten die Legierung unterliegt bei der Deformation einer plastischen Dehnung und kehrt nicht in ihren ursprünglichen Zustand zurück.
Der Mo-Gehalt beträgt 10 at % oder weniger. Bei einem Gehalt über 10 at % verringert sich die Superelastizität, mit anderen Worten die Legierung unterliegt bei der Deformation einer plastischen Dehnung und kehrt nicht in den ursprünglichen Zustand zurück.
Der Al-Gehalt beträgt 15 at % oder weniger. Denn ein Gehalt, über 15 at % verringert die Superelastizität, mit anderen Worten die Legierung unterliegt einer plastischen Dehnung bei der Deformation und kehrt nicht in den ursprünglichen Zustand zurück.
Der Ga-Gehalt beträgt 10 at % oder weniger. Bei einem Gehalt über 10 at % verringert sich die Superelastizität, mit anderen Worten, die Legierung unterliegt einer plastischen Dehnung bei der Deformation und kehrt nicht in den ursprünglichen Zustand zurück.
Demgemäß bildet die Legierung auf Ti-Basis, die 5 bis 40 at % Nb, 10 at % oder weniger Mo, 15 at % oder weniger Al und 10 at % oder weniger Ga enthält, eine Legierung auf Ti-Basis mit einer festen Lösung einer β-Phase mit Superelastizität. Die Kristallstruktur der schnell abgekühlten Legierung auf Ti-Basis ist ein orthorhombisches System mit hervorragenden Transformationseigenschaften, und die Legierung ist so gut geeignet in der Heiß-Verarbeitung und Kalt-Verarbeitung, auch sind die Prozesskosten niedriger als bei einer Legierung auf Ti-Ni-Basis.
(Dritte Ausführungsform)
Die dritte Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird unten genauer beschrieben. Eine Legierung dieser Ausführungsform ist eine biomedizinische superelastische Legierung auf Ti-Basis, die 5 bis 40 at % Nb, eines oder mehrere Elemente ausgewählt aus 7 at % oder weniger Mo, 10 at % oder weniger Al, 6 at % oder weniger Ge und 6 at % oder weniger Ga, und Ti sowie unvermeidbare Verunreinigungen als Rest enthält, wobei die Gesamtsumme aus Nb und einem oder mehreren Elementen ausgewählt aus Mo, Al, Ge und Ga 60 at % oder weniger beträgt.
Damit sich die Superelastizität ausbildet, ist in dieser Ausführungsform der Gehalt an Nb 5 bis 40 at %. Denn, wenn der Nb-Gehalt unter 5 at % und über 40 at % liegt, verringert sich die Superelastizität, mit anderen Worten unterliegt die Legierung bei der Deformation einer plastischen Dehnung und kehrt nicht in den ursprünglichen Zustand zurück. Die Legierung auf Ti-Basis, die 5 bis 40 at % Nb enthält, bildet die β-Phase einer festen Lösung einer Legierung auf Ti-Basis mit Superelastizität. Die Kristallstruktur der schnell abgekühlten Legierung auf Ti-Basis ist daher ein orthorhombisches System mit hervorragenden Transformationseigenschaften, und die Legierung ist daher gut geeignet für die Heiß-Verarbeitung und Kalt-Verarbeitung.
Der Grund für die Zugabe von Nb und einem oder mehreren Elementen ausgewählt aus Mo, Al, Ge und Ga zum Ti liegt darin, die Superelastizität zu stabilisieren und zu verbessern. Mo ist ein Element, welches die β-Phase stabilisiert und die Martensitumwandlungstemperatur erniedrigt, genau wie Nb. Zugefügtes Al, Ge oder Ga dienen als Elemente zur Stabilisierung der α-Phase.
Um die Verarbeitbarkeit in dieser Ausführungsform zu verbessern ist der Gehalt an Mo 7 at oder weniger, der Al-Gehalt 10 at % oder weniger, der Ge-Gehalt 6 at % oder weniger und der Ga-Gehalt 6 at % oder weniger.
In dieser Ausführungsform beträgt die Gesamtsumme von Nb und einem oder mehreren Elementen ausgewählt aus Mo, Al, Ge und Ga 60 at % oder weniger. Denn die Superelastizität wird zerstört, wenn die Gesamtsumme aus Nb und einem oder mehreren Elementen ausgewählt aus Mo, Al, Ge und Ga 60 at % übersteigt.
Die Legierung auf Basis von Ti-Nb-Mo dieser Ausführungsform wird im Folgenden beschrieben. Wenn Mo, das heißt ein Element zum Stabilisieren der β-Phase, zu einer Legierung auf Ti-Nb-Basis zugefügt wird, verschiebt sich die Temperatur des α/ß-Phasenumwandlungspunktes in Richtung einer niedrigeren Temperatur, und es ist möglich, eine Legierung mit stabilisierter β-Phase selbst bei Raumtemperatur zu erhalten. Mit anderen Worten, das schnelle Abkühlen des Bereiches der β-Phase ermöglicht es, dass die β-Phase bestehen bleibt.
In dieser Ausführungsform ist der Mo-Gehalt 7 at % oder weniger. So wird eine hervorragende Verarbeitbarkeit erhalten. Demgemäß bildet die Legierung auf Ti-Basis, die 5 bis 40 at % Nb und 7 at % oder weniger Mo enthält, eine feste Lösung einer Ti-Legierung als β-Phase mit Superelastizität. Die Kristallstruktur der schnell abgekühlten Legierung auf Ti-Basis ist daher ein orthorhombisches System mit hervorragender Umformungsfähigkeit, und die Legierung ist gut für die Heiß-Verarbeitung und Kalt-Verarbeitung geeignet.
Die Legierung auf Ti-Nb-Al-Basis dieser Ausführungsform wird im Folgenden beschrieben. Wenn Al zu Ti zugefügt wird, wird davon ausgegangen, dass Al als ein Element zur Stabilisierung der α-Phase dient, der Bereich der α-Phase dehnt sich aus und die Festigkeit bei Raumtemperatur wird erhöht. Daher wird in einer Zusammensetzung mit Nb, einem Element zum Stabilisieren der β-Phase und welches die Martensitumwandlungstemperatur erniedrigt, und Al, einem Element zum Stabilisieren der α-Phase, die Martensitbildung wegen des schnellen Abkühlens thermoelastisch wird, wobei die β-Phase einer festen Lösung einer Legierung auf Ti-Basis mit Superelastizität erhalten wird.
In dieser Ausführungsform beträgt der Al-Gehalt 10 at % oder weniger. Auf diese Weise kann die Verarbeitbarkeit verbessert werden. Daher bildet eine Legierung auf Ti-Basis, die 5 bis 40 at % Nb und 10 at % oder weniger Al enthält, die β-Phase einer festen Lösung einer Legierung auf Ti-Basis mit Superelastizität. Die Kristallstruktur der schnell abgekühlten Legierung auf Ti-Basis ist daher ein orthorhombisches System mit hervorragenden Transformationseigenschaften, und die Legierung ist daher gut geeignet für die Heiß-Verarbeitung und Kalt-Verarbeitung.
Die Legierung auf Ti-Nb-Ge-Basis dieser Ausführungsform wird im Folgenden beschrieben. Wenn Ge zu Ti zugefügt wird, dient Ge als ein Element zur Stabilisierung der α-Phase. In dieser Ausführungsform beträgt der Ge-Gehalt 6 at % oder weniger. Auf diese Weise kann die Verarbeitbarkeit verbessert werden. Demgemäß bildet die Ti-Legierung die 5 bis 40 at % Nb und 6 at % oder weniger Ge enthält, die β-Phase einer festen Lösung einer Ti-Legierung mit Superelastizität. Die Kristallstruktur der schnell abgekühlten Legierung auf Ti-Basis ist daher ein orthorhombisches System mit hervorragenden Transformationseigenschaften, die Legierung ist daher gut geeignet für die Heiß-Verarbeitung und Kalt-Verarbeitung.
Die Legierung auf Basis von Ti-Nb-Ga dieser Ausführungsform wird im Folgenden beschrieben. Wenn Ga zu Ti zugesetzt wird, dient Ga als Element zur Stabilisierung der α-Phase. In dieser Ausführungsform beträgt der Ga-Gehalt 6 at % oder weniger. Damit wird eine hervorragende Verarbeitbarkeit erhalten. Demgemäß bildet die Ti-Legierung, die 5 bis 40 at % Nb und 6 at % oder weniger Ga enthält, die β-Phase einer festen Lösung einer Legierung auf Ti-Basis mit Superelastizität. Die Kristallstruktur der schnell abgekühlten Legierung auf Ti-Basis ist ein orthorhombisches System mit hervorragenden Transformationnseigenschaften, und die Legierung ist daher gut geeignet für die Heiß-Verarbeitung und Kalt-Verarbeitung.
Die Legierung aus Basis von Ti-Nb-Mo-Al-Ga dieser Ausführungsform wird im Folgenden beschrieben. Wenn zu Ti Nb, ein Element zum Stabilisieren der β-Phase und welches die Martensitumwandlungstemperatur erniedrigt, Mo, ein Element zum Stabilisieren der β-Phase, und Al und Ga, jeweils Elemente zum Stabilisieren der α-Phase, zugesetzt werden, verschiebt sich der α/β-Phasenumwandlungspunkt zu einer niedrigeren Temperatur, und es ist möglich, eine Legierung mit einer stabilisierten β-Phase selbst bei Raumtemperatur zu erhalten. Mit anderen Worten ermöglicht das schnelle Abkühlen des Bereiches der β-Phase, dass die β-Phase bestehen bleibt.
In dieser Ausführungsform beträgt der Mo-Gehalt 7 at % oder weniger. Damit wird eine hervorragende Verarbeitbarkeit erhalten. Der Al-Gehalt ist 10 at % oder weniger. Auch hiermit wird eine hervorragende Verarbeitbarkeit erhalten. Der Ga-Gehalt ist 6 at % oder weniger. Auch hiermit wird eine hervorragende Verarbeitbarkeit erreicht.
Demgemäß bildet eine Ti-Legierung, die 5 bis 40 at % Nb, 7 at % oder weniger Mo, 10 at % oder weniger Al, 6 at % oder weniger Ge und 6 at % oder weniger Ga enthält, die β-Phase einer festen Lösung einer Legierung auf Ti-Basis mit Superelastizität. Die Kristallstruktur der schnell abgekühlten Legierung auf Ti-Basis ist daher ein orthorhombisches System mit hervorragenden Transformationseigenschaften, und die Legierung ist daher gut für die Heiß-Verarbeitung und Kalt-Verarbeitung geeignet.
(Vierte Ausführungsform)
Die vierte Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird im Einzelnen im Folgenden beschrieben. Eine Legierung dieser Ausführungsform ist eine biomedizinische superelastische Ti-Legierung, die 5 bis 40 at % Nb, eines oder mehrere Elemente ausgewählt aus 10 at % oder weniger Mo, 15 at % oder weniger Al, 10 at % oder weniger Ge, 10 at % oder weniger Ga und 15 at % oder weniger In, 15 at % oder weniger Sn und Ti und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest enthält, wobei die Gesamtsumme eines oder mehrerer Elemente ausgewählt aus Mo, Al, Ge, Ga und In, und Sn 30 at % oder weniger ist, und die Gesamtsumme von Nb, eines oder mehrerer Elemente ausgewählt aus Mo, Al, Ge, Ga und In, und Sn 60 at % oder weniger ist.
Der Grund für die Zugabe von Nb und einem oder mehreren Elementen ausgewählt aus Mo, Al, Ge, Ga und In zu Ti ist, um stabile und hervorragende superelastische Eigenschaften zu erhalten. Mo ist ein Element, das die β-Phase stabilisiert und die Martensitumwandlungstemperatur erniedrigt, genau wie Nb. Zugesetztes Al, Ge, Ga oder In dienen als Elemente zur Stabilisierung der α-Phase.
Sn dient als Element zur Stabilisierung der α-Phase und bewirkt, dass die superelastischen Eigenschaften stabil und hervorragend sind. In dieser Ausführungsform ist der Sn-Gehalt 15 at % oder weniger. Dieses ist darin begründet, dass ein Gehalt über 15 at % die Superelastizität verringert, mit anderen Worten die Legierung unterliegt bei der Deformation einer plastischen Dehnung und kehrt nicht in den ursprünglichen Zustand zurück.
Außerdem entsprechen die Gründe für die einschränkenden Bereiche der Gehalte an Nb, Mo, Al, Ge, Ga und In in dieser Ausführungsform den Beschreibungen in der zweiten Ausführungsform. Ferner beträgt die Gesamtsumme eines oder mehrerer Elemente aus Mo, Al, Ge, Ga und In und Sn in dieser Ausführungsform 30 at % oder weniger, und die Gesamtsumme von Nb, eines oder mehrerer Elemente ausgewählt aus Mo, Al, Ge, Ga und In und Sn beträgt 60 at % oder weniger, wobei die Gründe hierfür auch der Beschreibung in der zweiten Ausführungsform entsprechen.
(Fünfte Ausführungsform)
Die fünfte Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird unten beschrieben. Eine Legierung dieser Ausführungsform ist eine biomedizinische superelastische Legierung auf Ti-Basis, die 5 bis 40 at % Nb, eines oder mehrere Elemente ausgewählt aus 7 at % oder weniger Mo, 10 at % oder weniger Al, 6 at % oder weniger Ge und 6 at % oder weniger Ga, 12 at oder weniger Sn, und Ti und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest enthält, wobei die Gesamtsumme aus Nb, eines oder mehrere Elemente ausgewählt aus Mo, Al, Ge und Ga, und Sn 60 at % oder weniger beträgt.
Der Grund für die Zugabe von Nb und einem oder mehreren Elementen ausgewählt aus Mo, Al, Ge und Ga zum Ti ist, um stabile und hervorragende superelastische Charakteristika zu erhalten. Mo ist ein Element, welches die α-Phase stabilisiert und die Martensitumwandlungstemperatur erniedrigt, genau wie Nb. Zugefügtes Al, Ge oder Ga dienen als Elemente zur Stabilisierung der α-Phase.
Sn dient als Element zur Stabilisierung der α-Phase und bewirkt, dass die superelastischen Eigenschaften stabil und hervorragend sind. In dieser Ausführungsform ist der Sn-Gehalt 12 at % oder weniger. Dies liegt in der Verbesserung der Verarbeitbarkeit begründet.
Außerdem entsprechen die Gründe für die begrenzenden Bereiche der Gehalte an Nb, Mo, Al, Ge und Ga in dieser Ausführungsform den Erläuterungen in der dritten Ausführungsform. Ferner beträgt in dieser Ausführungsform die Gesamtsumme aus Nb, eines oder mehrerer Elemente ausgewählt aus Mo, Al, Ge und Ga und Sn 60 at % oder weniger, wobei die Gründe hierfür den Erläuterungen in der dritten Ausführungsform entsprechen.
(Sechste Ausführungsform)
Die oben beschriebene biomedizinische superelastische Ti-Legierung gemäß der vorliegenden Ausführungsform kann für medizinische Anwendungen, wie einen medizinischen Führungsdraht, kieferorthopädischen Draht, Stent und Auslöser eines Endoskops, verwendet werden. Außerdem kann die Legierung für ein Brillengestell und den Träger des Nasenpads eines Brillengestells verwendet werden. Denn die medizinischen Anwendungen verursachen keine Allergien, wenn sie mit Menschen in Kontakt kommen, und zeigen eine hervorragende Biokompatibilität.
(Siebente Ausführungsform)
Die biomedizinische superelastische Ti-Legierung kann als ein medizinischer Führungsdraht verwendet werden, da die Legierung über entsprechende superelastische Eigenschaften und eine Verarbeitbarkeit sowie eine geeignete Biokompatibilität verfügt.
(Achte Ausführungsform)
Die biomedizinische superelastische Ti-Legierung kann als kieferorthopädischer Draht verwendet werden, da die Legierung über entsprechende superelastische Eigenschaften und Verarbeitbarkeit sowie eine entsprechende Biokompatibilität verfügt.
(Neunte Ausführungsform)
Die biomedizinische superelastische Ti-Legierung kann als Stent verwendet werden, da die Legierung über entsprechende superelastische Eigenschaften und eine Verarbeitbarkeit sowie eine entsprechende Biokompatibilität verfügt.
(Zehnte Ausführungsform)
Die biomedizinische superelastische Ti-Legierung kann als Teil eines Brille, wie eines Brillengestells und eines Trägers für ein Nasenpad eines Brillengestells verwendet werden, da die Legierung über entsprechende superelastische Eigenschaften und eine Verarbeitbarkeit sowie eine entsprechende Biokompatibilität verfügt.
(Elfte Ausführungsform)
Die biomedizinische superelastische Legierung auf Ti-Basis kann als Schalter eines Endoskops verwendet werden, da die Legierung geeignete superelastische Eigenschaften und eine Verarbeitbarkeit sowie eine entsprechende Bioverträglichkeit aufweist.
(Zwölfte Ausführungsform)
Die Entwicklung der Superelastizität wird kurz beschrieben werden. 6 ist eine schematische Ansicht, die die Bedingungen der Entwicklung der Superelastizität (unter Bezugnahme auf "Shape Memory Alloys, HIROYASO FUNAKOBO", S. 36) illustriert. M_f bedeutet die Temperatur, bei welcher die Umwandlung von Austenit in Martensit abgeschlossen ist. A_s bedeutet die Anfangstemperatur der Austenit-Umwandlung, und A_f bedeutet die Endtemperatur der Austenit-Umwandlung. M_s bedeutet die Temperatur, bei welcher die Umwandlung von Austenit in Martensit beginnt, und die Linie, die M_s und M_d verbindet, bedeutet die kritische Spannung, die Spannung-induziertes Martensit generiert.
Demgemäß entwickelt sich die Superelastizität in einem Spannungs-Temperaturbereich, welcher durch die schrägen Linien unterhalb der kritischen Spannung dargestellt sind, wenn die kritische Spannung für die Biegeverformung so groß wie (A) ist. 6 zeigt, daß sich die Superelastizität nicht bildet, wenn die kritische Spannung gegenüber der Biegeverformung einen niedrigen Wert wie (B) aufweist. Ferner zeigt 6, daß die Superelastizität sich in dem Temperaturbereich von A_s bis M_d entwickelt.
Da biomedizinische Materialien in oder in Kontakt mit einem menschlichen Körper eingesetzt werden, liegt dessen Einsatztemperaturbereich in der Nähe von Raumtemperatur. Um die Superelastizität zu erreichen, ist daher A_f derart einzustellen, daß diese unter Raumtemperatur liegt, und M_d muß in einem ausreichenden Maß über Raumtemperatur liegen, z.B. bis zur Körpertemperatur. Im allgemeinen hängt A_f stark von der Zusammensetzung der Legierung ab, und es ist schwierig, außer der Zusammensetzung andere Faktoren zu verändern. Es ist daher bevorzugt, A_f durch Veränderungen einer Komponente zu steuern.
M_d steigt, wenn die kritische Spannung für die Biegeverformung steigt, und wenn M_d steigt, wird eine noch bessere Superelastizität erreicht. Mit anderen Worten, um eine hervorragende Superelastizität zu erreichen, ist es notwendig, die kritische Spannung für die Biegeverformung zu erhöhen.
Als ein Verfahren zum Erhöhen der kritischen Spannung für die Biegeverformung ist ein Verfahren bekannt, bei welchem ein bearbeitetes Gefüge erhalten wird, in welchem die Biegeverformung nur schwer zu erreichen ist. Auch in einer Legierung auf Ti-Basis wird davon ausgegangen, daß die kritische Spannung erhöht werden kann, indem die Legierung einer Kalt-Verarbeitung unterworfen wird, um ein bearbeitetes Gefüge zu erreichen und gleichzeitig ein Gefüge herzustellen, bei welchem die Verschiebung des Bruchs nur schwer zu erreichen ist.
Die Legierung auf Ti-Basis der vorliegenden Erfindung ist eine β-stabilisierte Ti-Legierung, die die α-Phase als feine Niederschlagsphase in der β-stabilisierten Ti-Legierung aufweist. Als ein Verfahren zum Erhöhen der kritischen Spannung für die Biegeverformung ist ein Verfahren bekannt, bei welchem die α-Phase ausgefällt wird, das bedeutet, feinteiliges Ausfällen, um die Biegeverformung zu verhindern.
Die Ti-Legierung der vorliegenden Erfindung ist eine β-stabilisierte Ti-Legierung, die eine ω-Phase als Phase aus einem feinen Niederschlag in der β-stabilisierten Ti-Legierung aufweist. Das Ausfällen der α-Phase bewirkt manchmal das Verspröden. Um zu verhindern, daß das Verspröden auftritt, ist es daher notwendig, sofern dies möglich ist, das Ausfällen der α-Phase während der Hitzebehandlung zu unterdrücken, um die Superelastizität zu erhalten.
Als Ergebnis der vorangegangenen Untersuchungen wurde festgestellt, daß eine β-stabilisierte Legierung auf Ti-Basis, zu welcher Nb hinzugefügt wurde, sich von anderen β-stabilisierten Ti-Legierungen unterscheidet, und daß in einer derartigen Legierung das Ausfällen der ω-Phase nur sehr gering ist, selbst wenn die Hitzbehandlung in einem mittleren Temperaturbereich zwischen 300 und 500°C durchgeführt wurde, und gleichzeitig die α-Phase in diesem Temperaturbereich ausfällt. Ferner wurde festgestellt, daß die α-Phase in einem weiteren Temperaturbereich der Hitzebehandlung von 300 bis 700°C ausfällt, als der Bereich von 300 bis 500°C. Es ist daher möglich, die kritische Spannung für die Verformung (Slip) auf einem hohen Niveau während des Ausfällens der α-Phase zur Ausbildung der Superelastizität in der Hitzebehandlung zu halten, und um so eine hervorragende Superelastizität zu erhalten.
Ein Verfahren zur Herstellung einer biomedizinischen superelastischen Ti-Legierung ist ein Verfahren zur Herstellung eines Ingots aus einer Legierung auf Ti-Basis, welche Ti- und Nb enthält, oder die Ti-Legierung, die ferner ein oder mehrere Elemente aus Mo, Al, Ge, Ga und In enthält, sowie unvermeidbare Verunreinigungen als Rest, wobei die Heiß-Verarbeitung und Kalt-Verarbeitung am Ingot durchgeführt wird, indem das Durchglühen im Anschluß an die Kalt-Verarbeitung und weiter eine abschließende Kalt-Verarbeitung mit einer Verarbeitungsrate von 20 % oder mehr durchgeführt wird, und worin die Hitzebehandlung bei einer Temperatur von 300°C oder mehr durchgeführt wird, um nicht die Rekristallisation oder die Vergrößerung der kristallinen Teilchen aufgrund der Rekristallisation zu bewirken.
Mit anderen Worten, auch in einer Ti-Legierung, zu welcher Nb und ein oder mehrere Elemente aus Mo, Al, Ge, Ga und In zugesetzt wurden, ermöglicht das Steuern von deren Gehalten, die Hitzbehandlung in einem mittleren Temperaturbereich von 300 bis 500°C eine geringere Fällung der ω-Phase und ermöglicht ferner gleichzeitig die Fällung der α-Phase in diesem Temperaturbereich. Daher ist es möglich, die α-Phase bei der Hitzbehandlung in einem breiteren Temperaturbereich von 300 bis 700°C anstelle in dem Bereich von 300 bis 500°C auszufällen. Folglich wird in der vorliegenden Erfindung die Legierung auf Ti-Basis, die Ti und Nb enthält, verwendet, oder die Ti-Legierung, die ferner ein oder mehrere Elemente aus Mo, Al, Ge, Ga und In enthält.
Der Grund für die Zugabe von Mo, Al, Ge und Ga ist, daß diese Elemente eine erhöhte Festigkeit und verbesserte superelastische Eigenschaften ermöglichen. Der Grund für die Zugabe von In ist, daß eine hervorragende Verarbeitbarkeit erhalten wird.
Ferner ist es in der vorliegenden Erfindung bevorzugt, daß eine Zusammensetzung der Ti-Legierung 10 bis 40 at % Nb, 10 at % oder weniger Mo, 15 at % oder weniger Al, 10 at % oder weniger Ge, 10 at % oder weniger Ga und 15 at % oder weniger In aufweist.
Der Grund dafür, daß die untere Grenze für Nb, welches ein wesentliches Element ist, 10 at und die obere Grenze für Nb 40 at % ist, ist, daß die superelastischen Eigenschaften zerstört werden, wenn der Gehalt außerhalb dieses Bereiches liegt. Der Grund dafür, daß die obere Grenze für Mo 10 at %, die obere Grenze für Al 15 at %, die obere Grenze für Ge 10 at %, die obere Grenze für Ga 10 at % und die obere Grenze für In 15 at % ist, ist, daß, wenn diese Grenzwerte überschritten werden, in der Wärmebehandlung die ω-Phase stark ausfällt, was zu einer Versprödung führt.
Um die Bildung der ω-Phase zu unterdrücken und das Verspröden zu verhindern, ist es bevorzugt, wenn Mo 3 at % oder weniger Al 5 at % oder weniger, Ge 3 at % oder weniger, Ga 3 at % oder weniger und In 5 at % oder weniger betragen.
Weiterhin ist die Gesamtsumme eines oder mehrerer Elemente ausgewählt aus Mo, Al, Ge, Ga und In 30 at % oder weniger. Das liegt darin, daß die Verarbeitbarkeit zerstört wird, wenn die Gesamtsumme eines oder mehrerer Elemente ausgewählt aus Mo, Al, Ge, Ga und In 30 at % überschreitet.
Die Gesamtsumme von Nb, welches ein wesentliches Element ist, und einem oder mehrerern Elementen, ausgewählt aus Mo, Al, Ge, Ga und In beträgt 60 at % oder weniger. Das liegt daran, daß die Superelastizität sich verschlechtert, wenn die Gesamtsumme aus Nb, welches ein wesentliches Element ist, und einem oder mehreren Elementen ausgewählt aus Mo, Al, Ge, Ga und In, 60 at % übersteigt.
In der vorliegenden Erfindung beträgt die Kalt-Verarbeitungs-Rate nach dem Durchglühen 20 % oder mehr. Mit einer Kalt-Verarbeitungs-Rate von 20 % oder mehr nach dem Durchglühen wird eine bearbeitete Struktur hergestellt, worin die Biegeverformung kaum auftritt, und die gewünschte bearbeitete Struktur wird bei Raten unter 20 % nicht erreicht. Die obere Grenze für die Kalt-Verarbeitungs-Rate ist nicht festgelegt und es ist möglich, die Verarbeitung von 70 bis 80 % beim Drahtziehen und eine Verarbeitung von 90 % oder mehr beim Walzen durchzuführen.
In der vorliegenden Erfindung wird das Durchglühen bei einer Temperatur von 700°C oder mehr durchgeführt, was für das Erweichen der Materialien ausreichend ist. In Bezug auf die Oxidation auf der Oberfläche kann das Durchglühen bevorzugt in einem Temperaturbereich von 700 bis 900°C, insbesondere in einem Temperaturbereich von 700 bis 800°C über einen vorbestimmten Zeitraum ausgeführt werden. In der vorliegenden Erfindung wurde das Durchglühen bei 700°C über 10 Minuten durchgeführt.
Die Erwärmungstemperatur ist 300°C oder mehr. Der Grund für die Temperatur von 300°C oder mehre liegt darin, daß bei einer Temperatur unter 300°C sich die hervorragende Superelastizität nicht ausbilden kann, selbst wenn die Hitzebehandlung über einen langen Zeitraum durchgeführt wird. Es ist insbesondere bevorzugt, die Hitzebehandlung in einem Temperaturbereich von 400 bis 500°C durchzuführen. Wenn die Hitzbehandlung jedoch über einen kurzen Zeitraum, die die Rekristallisation nicht bewirkt, oder die die Vergrößerung von Kristallkörnern auch in der Rekristallisation nicht bewirkt, bei Temperaturen über 500°C ausgeführt wird, ist es möglich, die kritische Spannung für die Biegeverformung auf einem hohen Niveau zu halten und hervorragende Superelastizität zu erreichen.
Es ist bevorzugt, die Hitzebehandlung über einen Zeitraum von 1 Minute bis 2 Stunden durchzuführen. Das liegt daran, daß die Behandlung von weniger als einer Minute zu einer unzureichenden Erwärmung führt und nicht die hervorragende Superelastizität ermöglicht und die Behandlung, die 2 Stunden überschreitet, die Effizienz verringert.
Die biomedizinische superelastische Legierung auf Ti-Basis der vorliegenden Erfindung ist eine Ti-Legierung, die aus der Hitzebehandlung bei einer Erwärmungstemperatur von 400 bis 500°C über einen Erwärmungszeitraum von 1 Minute bis zwei Stunden erhalten werden kann, und welche eine Rest-Dehnung von 1,5 % oder weniger nach einer Zugdehnung von 4 % aufweist. Denn eine Dehnung mehr als 1,5 % ist als Rest-Dehnung zu groß und ist schwierig, um in medizinischen Anwendungen eingesetzt zu werden. Zusätzlich wurde der Zugtest gemäß JISH 7103 durchgeführt.
Beispiele:
Die vorliegende Erfindung wird im einzelnen auf der Basis der folgenden Beispiele beschrieben.
(Beispiel 1)
Ein Ingot einer Ti-Nb-Legierung mit jeweils der in Tabelle 1 dargestellten Zusammensetzung wurde, nachdem die Materialien durch Lichtbogenschmelzen unter Verwendung einer sich nicht verbrauchenden Wolfram-Elektrode unter Ar-Gasatmosphäre geschmolzen wurden, gegossen. Der erhaltene Ingot wurde der Heiß-Verarbeitung und anschließend wiederholt dem Durchglühen und der Kalt-Verarbeitung unterzogen, wobei bearbeitete Draht-Abschnitte jeweils mit einem Durchmesser von 1,0 mm mit einer Zugrate nach dem Durchglühen von 40 % hergestellt wurden. Das Durchglühen wurde ausgeführt, indem die Hitzebehandlung bei 700°C über 10 Minuten durchgeführt wurde, was ausreichend war, um die Materialien zu erweichen. Die bearbeiteten Drähte wurden bei 500°C über 30 Minuten mit einer linear gehaltenen Form der Formgedächtnis-Hitzebehandlung unterzogen, um die Superelastizität zu ergeben. Ferner wurden Materialien mit einer geringen Bearbeitbarkeit und mit einer Verarbeitungsrate nach dem Durchglühen von weniger als 40 % häufiger als in üblichen Fällen dem Durchglühen unterworfen, und Drähte jeweils mit einem Durchmesser von 1,0 mm wurden erhalten.
Tabelle 1
Um die Formwiedergewinnungeigenschaften jedes der superelastischen Drähte aus Ti-Legierung zu bestimmen, wurde ein Draht über einen runden Block aus rost-freiem Stahl mit einem Durchmesser von 10 mm gewickelt, um einmal gebogen zu werden, und anschließend wurde der Draht in einem um 180° gebogenen Zustand über 30 Sekunden bei einer Temperatur von 37°C gehalten, beispielsweise durch Halten des Drahtes in einer Kammer mit konstanter Temperatur. Die Wiedergewinnungseigenschaften wurden durch Abwickeln des aufgewickelten Drahtes vom runden Block aus rostfreiem Stahl und Messen des gebogenen Winkels von der geraden Linie bestimmt.
Ein Verfahren zum Messen eines gebogenen Winkels wird unter Bezugnahme auf 1 beschrieben. 1 zeigt einen Winkel (θ) in bezug auf die horizontale Fläche, welche der Verformungsgrad der superelastischen Ti-Legierung 1 ist, welche über den runden Block aus rostfreiem Stahl gewickelt wurde und nicht in den ursprünglichen Zustand, bevor er aufgewickelt wurde, zurückkehrt. Im Hinblick auf die Formwiedergewinnungseigenschaften waren Winkel von 5°C oder weniger "gut" und wurden durch O in der Tabelle bewertet, während Winkel, die 5°C überschritten, "nicht gut" waren und in der Tabelle mit x bezeichnet wurden.
Um die Verarbeitbarkeit zu bestimmen, wurde das Durchglühen des verarbeiteten Drahtes mit einem Durchmesser von 1,0 mm bei 700°C über 10 Minuten durchgeführt, und die Kaltverarbeitung des Erhaltenen wurde durchgeführt, bis der Draht brach und nicht weiter ausgezogen werden konnte. Die Verarbeitbarkeit wurde unter Verwendung der maximalen verarbeitbaren Verarbeitungsrate bestimmt. In Bezug auf die Verarbeitbarkeit wurden Drähte jeweils mit der Verarbeitungsrate von 30 % oder mehr als gut in der Verarbeitung angesehen und in der Tabelle mit einem O gekennzeichnet. Drähte mit einer maximalen Verarbeitungsrate unter 30 % wurden in der Bearbeitbarkeit als nicht gut angesehen und in der Tabelle mit einem Δ gekennzeichnet. Drähte, die nicht einmal um 1 mm ausgedehnt werden konnten, wurden in der Bearbeitbarkeit als schlecht angesehen und sind in der Tabelle mit x gekennzeichnet.
Die Bewertungsergebnisse der Verarbeitbarkeit und der Formwiedergewinnungseigenschaften sind in Tabelle 1 gezeigt. In Tabelle 1 zeigten Nrn. A-6 und A-7 keine guten superelastischen Eigenschaften, da ihre Zusammensetzungen außerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung waren, und sie kehrten nicht in die ursprüngliche Form zurück. Im Gegensatz dazu nahmen die Nrn. A-1 bis A-5, die nach den Bedingungen der vorliegenden Erfindung hergestellt waren, die ursprüngliche Form wieder an.
(Beispiel 2)
Im Hinblick auf eine Ti-Nb-Mo-Legierung mit der jeweils in Tabelle 2 gezeigten Zusammensetzung wurden Drähte jeweils mit einem Durchmesser von 1,0 mm unter Verwendung des gleichen Verfahrens wie in Beispiel 1 hergestellt. Die verarbeiteten Drähte wurden der Formgedächtnis-Hitzebehandlung bei 500°C über 30 Minuten unterzogen, wobei die Form linear gehalten wurde, um Superelastizität zu ergeben. Im Hinblick auf die Drähte, die der Formgedächtnis-Hitzebehandlung zur Bildung der Superelastizität unterzogen wurden, wurden die Verarbeitbarkeit und die Formgedächtnis-Eigenschaften unter Verwendung des gleichen Verfahrens wie in Beispiel 1 bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.
Tabelle 2
In Tabelle 2 zeigten die Nrn. B-10 bis B-12 keine guten superelastischen Eigenschaften, ihre Zusammensetzungen lagen außerhalb des Schutzumfangs der vorliegenden Erfindung, und sie kehrten nicht in die ursprüngliche Form zurück. Im Gegensatz dazu nehmen Nrn. B-1 bis B-9, die gemäß den Bedingungen der vorliegenden Erfindung hergestellt waren, die ursprüngliche Form wieder an. Nrn. B-1, B-2, B-4, B-5, B-7 und B-8 zeigten eine bessere Verarbeitbarkeit als die Nrn. B-3, B-6 und B-9.
(Beispiel 3)
Die bearbeiteten Draht-Stäbe aus Ti-Nb-Al-Legierung mit jeweils der in Tabelle 3 gezeigten Zusammensetzung mit einem Durchmesser von 1,0 mm wurden unter Verwendung des gleichen Verfahrens wie in Beispiel 1 hergestellt. Die bearbeiteten Drähte wurden bei 500°C über 30 Minuten der gleichen Formgedächtnis-Hitzebehandlung unterzogen, um eine Superelastizität zu ergeben, bei welcher die Form linear gehalten wurde. Die Verarbeitbarkeit und die Formgedächtnis-Eigenschaften wurden unter Verwendung des gleichen Verfahrens wie in Beispiel 1 bewertet. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 3 wiedergegeben.
Tabelle 3
Gemäß Tabelle 3 zeigten Nrn. C-10 bis C-12 keine guten superelastischen Eigenschaften, da diese Zusammensetzung außerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfindung liegen, und kehrten nicht in die ursprüngliche Form zurück. Im Gegensatz dazu nehmen Nrn. C-1 bis C-9, hergestellt unter den Bedingungen der vorliegenden Erfindung, ihre ursprüngliche Form wieder an. Nrn. C-1, C-2, C-4, C-5, C-7 und C-8 zeigten eine bessere Bearbeitbarkeit als Nrn. C-3, C-6 und C-9.
(Beispiel 4)
Die bearbeiteten Drähte jeweils mit einem Durchmesser von 1,0 mm aus einer Ti-Nb-Ge-Legierung, mit jeweils der Zusammensetzung wie in Tabelle 4 dargestellt, wurden unter Verwendung des gleichen Vertahrens wie in Beispiel 1 hergestellt. Die bearbeiteten Drähte wurden bei 500°C über 30 Minuten der Formgedächtnis-Hitzebehandlung unterzogen, um eine Superelastizität zu ergeben, wobei die Form linear gehalten wurde. Die Bearbeitbarkeit und die Formgedächtnis-Eigenschaften der der Formgedächtnis-Hitzebehandlung unterzogenen Drähte, um die Superelastizität zu erhalten, wurden unter Verwendung des gleichen Vertahren wie in Beispiel 1 bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 dargestellt.
Tabelle 4
In Tabelle 4 zeigten Nrn. D-10 bis D-12 keine guten superelastischen Eigenschaften, denn die Zusammensetzungen lagen außerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfindung und kehrten nicht in die ursprüngliche Form zurück. Im Gegensatz dazu kehrten Nrn. D-1 bis D-9, hergestellt unter den Bedingungen der vorliegenden Erfindung, in die ursprüngliche Form zurück. Nrn. D-1, D-2, D-4, D-5, D-7 und D-8 zeigten eine bessere Verarbeitbarkeit als Nrn. D-3, D-6 und D-9.
(Beispiel 5)
Bearbeitete Drähte mit einem Durchmesser von 1,0 mm aus einer Ti-Nb-Ga-Legierung mit den in Tabelle 5 wiedergegebenen Zusammensetzungen wurden unter Verwendung des gleichen Vertqahrens wie in Beispiel 1 hergestellt. Die bearbeiteten Drähte wurden der Formgedächtnis-Hitzebehandlung bei 500°C über 30 Minuten, wobei die Form linear gehalten wurde, unterzogen, um Superelastizität zu ergeben. Die Bearbeitbarkeit und die Formgedächtnis-Eigenschaften der, um die Superelastizität zu erhalten, der Formgedächtnis-Hitzebehandlung unterzogenen Drähte wurden unter Verwendung des gleichen Vertahrens wie in Beispiel 1 bewertet. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 5 dargestellt.
Tabelle 5
In Tabelle 5 zeigten Nrn. E-10 bis E-12 keine guten superelastischen Eigenschaften, da ihre Zusammensetzungen außerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfindung liegen, und sie kehrten nicht in die ursprüngliche Form zurück. Im Gegensatz dazu kehrten Nrn. E-1 bis E-9, hergestellt unter den Bedingungen der vorliegenden Erfindung, in die ursprüngliche Form zurück. Nrn. E-1, E-2, E-4, E-5, E-7 und E-8 zeigten eine bessere Bearbeitbarkeit als Nrn. E-3, E-6 und E-9.
(Beispiel 6)
Die bearbeiteten Drähte mit einem Durchmesser von 1,0 mm aus Ti-Nb-In-Legierung mit jeweils einer Zusammensetzung, wie in Tabelle 6 dargestellt, wurden unter Vennrendung des gleichen Verfahrens wie in Beispiel 1 hergestellt. Die bearbeiteten Drähte wurden bei 500°C über 30 Minuten der Formgedächtnis-Hitzebehandlung, um Superelastizität zu ergeben, unterzogen, wobei die Form linear gehalten wurde. Die Bearbeitbarkeit und die Formgedächtnis-Eigenschaften der zur Bildung der Superelastizität der Formgedächtnis-Hitzebehandlung unterzogenen Drähte wurden nach dem gleichen Verfahren wie in Beispiel 1 bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 dargestellt.
Tabelle 6
In Tabelle 6 zeigten Nrn. F-10 bis F-12 keine guten superelastischen Eigenschaften, da diese Zusammensetzungen außerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfindung lagen und kehrten nicht in die ursprüngliche Form zurück. Im Gegensatz dazu kehrten Nrn. F-1 bis F-9, hergestellt unter den Bedingungen der vorliegenden Erfindung, in die ursprüngliche Form zurück. Jedes der Nrn. F-1 bis F-12 zeigte eine gute Bearbeitbarkeit.
(Beispiel 7)
Die bearbeiteten Drähte mit einem Durchmesser von 1,0 mm aus Ti-Nb-Mo-Al-Legierung mit jeweils einer Zusammensetzung, wie in Tabelle 7 dargestellt, wurden unter Verwendung des gleichen Verfahrens wie in Beispiel 1 hergestellt. Die bearbeiteten Drähte wurden bei 500°C über 30 Minuten der Formgedächtnis-Hitzebehandlung, um Superelastizität zu ergeben, unterzogen, wobei die Form linear gehalten wurde. Die Bearbeitbarkeit und die Formgedächtnis-Eigenschaften der zur Bildung der Superelastizität der Formgedächtnis-Hitzebehandlung unterzogenen Drähte wurden nach dem gleichen Verfahren wie in Beispiel 1 bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 7 dargestellt.
Tabelle 7
In Tabelle 7 zeigten Nrn. G-9, G-11 und G-12 keine guten superelastischen Eigenschaften, da diese Zusammensetzungen außerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfindung lagen und kehrten nicht in die ursprüngliche Form zurück. Nr. G-10 mit einer Zusammensetzung außerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfindung zeigte keine gute Bearbeitbarkeit und konnte nur 1 mm gezogen werden. Daher konnten die Formwiedergewinnungseigenschaften nicht gemessen werden. Im Gegensatz dazu kehrten Nrn. G-1 bis G-8, hergestellt unter den Bedingungen der vorliegenden Erfindung, in die ursprüngliche Form zurück. Jedes der Nrn. G-1, G-2, G-4, G-5, G-7 und G-8 zeigten eine bessere Bearbeitbarkeit als die Beispiele Nrn. G-3 und G-6.
(Beispiel 8)
Die bearbeiteten Drähte mit einem Durchmesser von 1,0 mm aus Ti-Nb-Mo-Al-Ga-Legierung mit jeweils einer Zusammensetzung, wie in Tabelle 8 dargestellt, wurden unter Verwendung des gleichen Verfahrens wie in Beispiel 1 hergestellt. Die bearbeiteten Drähte wurden bei 500°C über 30 Minuten der Formgedächtnis-Hitzebehandlung, um Superelastizität zu ergeben, unterzogen, wobei die Form linear gehalten wurde. Die Bearbeitbarkeit und die Formgedächtnis-Eigenschaften der zur Bildung der Superelastizität der Formgedächtnis-Hitzebehandlung unterzogenen Drähte wurden nach dem gleichen Verfahren wie in Beispiel 1 bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 8 dargestellt.
Tabelle 8
In Tabelle 8 zeigten Nrn. H-12 bis H-14 keine guten superelastischen Eigenschaften, da diese Zusammensetzungen außerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfindung lagen und kehrten nicht in die ursprüngliche Form zurück. Im Gegensatz dazu kehrten Nrn. H-1 bis H-10, hergestellt unter den Bedingungen der vorliegenden Erfindung, in die ursprüngliche Form zurück. Jedes der Nrn. H-1, H-2, H-4, H-5, H-7, H-8 und G-10 zeigten eine bessere Bearbeitbarkeit als die Beispiele Nrn. H-3, H-6 und H-9.
(Beispiel 9)
Die bearbeiteten Drähte mit einem Durchmesser von 1,0 mm aus Ti-Nb-Mo-Al-Ga-Legierung mit jeweils einer Zusammensetzung, wie in Tabelle 9 dargestellt, wurden unter Verwendung des gleichen Verfahrens wie in Beispiel 1 hergestellt. Die bearbeiteten Drähte wurden bei 500°C über 30 Minuten der Formgedächtnis-Hitzebehandlung, um Superelastizität zu ergeben, unterzogen, wobei die Form linear gehalten wurde. Die Bearbeitbarkeit und die Formgedächtnis-Eigenschaften der zur Bildung der Superelastizität der Formgedächtnis-Hitzebehandlung unterzogenen Drähte wurden nach dem gleichen Verfahren wie in Beispiel 1 bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 9 dargestellt.
Tabelle 9
In Tabelle 9 zeigten Nrn. I-10, I12 und I-13 mit Zusammensetzungen außerhalb der vorliegenden Erfindung keine guten superelastischen Eigenschaften und kehrten nicht in die ursprüngliche Form zurück. Nr. I-11 mit einer Zusammensetzung außerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfindung zeigte keine gute Bearbeitbarkeit und konnte nur 1 mm gezogen werden. Daher konnten die Formwiedergewinnungseigenschaften nicht gemessen werden. Nrn. I-1 bis I-9, hergestellt unter den Bedingungen der vorliegenden Erfindung, in die ursprüngliche Form zurück. Nrn. I-1, I-2, I-4, I-5, 1-7 und I-8 zeigten eine bessere Bearbeitbarkeit als die Beispiele Nrn. I-3, I-6 und I-9.
(Beispiel 10)
Die bearbeiteten Drähte mit einem Durchmesser von 1,0 mm aus Ti-Nb-Mo-Al-Sn-Legierung mit jeweils einer Zusammensetzung, wie in Tabelle 10 dargestellt, wurden unter Verwendung des gleichen Vertahrens wie in Beispiel 1 hergestellt. Die bearbeiteten Drähte wurden bei 500°C über 30 Minuten der Formgedächtnis-Hitzebehandlung, um Superelastizität zu ergeben, unterzogen, wobei die Form linear gehalten wurde. Die Bearbeitbarkeit und die Formgedächtnis-Eigenschaften der zur Bildung der Superelastizität der Formgedächtnis-Hitzebehandlung unterzogenen Drähte wurden nach dem gleichen Verfahren wie in Beispiel 1 bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 10 dargestellt.
Tabelle 10
In Tabelle 10 zeigten Nrn. J-9, J11 und J-12 mit Zusammensetzungen außerhalb der vorliegenden Erfindung keine guten superelastischen Eigenschaften und kehrten nicht in die ursprüngliche Form zurück. Nr. J-10 mit einer Zusammensetzung außerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfindung zeigte keine gute Bearbeitbarkeit und konnte nur 1 mm gezogen werden. Daher konnten die Formwiedergewinnungseigenschaften nicht gemessen werden. Nrn. J-1 bis J-8, hergestellt unter den Bedingungen der vorliegenden Erfindung, in die ursprüngliche Form zurück. Nrn. J-1, J-2, J-4, J-5, J-7 und J-8 zeigten eine bessere Bearbeitbarkeit als die Beispiele Nrn. J-3, und J-6.
(Beispiel 11)
Medizinische Führungsdrähte wurden zu Verzugszwecken hergestellt. Ein Ingot aus einer Ti-Nb (20 at %)-Mo (5 at %)-Legierung wurde geschmolzen und gegossen durch Bogenschmelzen mit einer sich nicht selbst verbrauchenden Wolfram-Elektrode unter Ar-Gasatmosphäre und wurde der Hitzebehandlung und dann wiederholt der Glüh- und Kaltzug-Behandlung unterworfen, wobei Drähte jeweils mit einem Durchmesser von 0,5 mm mit einer Kalt-Zugrate von 40 % nach dem Glühen hergestellt wurden.
Die bearbeiteten Drähte wurden bei 500°C für 30 Minuten der FormgedächtnisHitzebehandlung unterworfen, um Superelastizität zu ergeben, und es wurden die gleichen Materialien wie B-4 in Tabelle 2 erhalten. Die untersuchten Drähte mit einem Durchmesser von 0,5 mm zeigten gute superelastische Eigenschaften und eine gute Bearbeitbarkeit, wobei sie eine ausreichende Bioverträglichkeit aufwiesen und gut als medizinische Führungsdrähte verwendet werden kkonnten. Eine Übersicht über die Zusammensetzung und Ergebnisse ist in Tabelle 11 dargestellt.
Tabelle 11
(Beispiel 12)
Kieferorthopädische Drähte wurden zu Versuchszwecken hergestellt. Ein Ingot aus einer Ti-Nb (20 at %)-Mo(5 at %)-Legierung wurde geschmolzen und gegossen durch Bogenschmelzen unter Verwendung einer sich nicht selbst verbrauchenden Wolfram-Elektrode unter Ar-Gasatmosphäre und wurde der Hitzebehandlung und dann dem Glühen und der Kalt-Zugbehandlung unterworfen, wobei Drähte mit einem Durchmesser von 0,5 mm mit einer Kalt-Zugrate von 40 % nach dem Glühen hergestellt wurden.
Die bearbeiteten Drähte wurden bei 500°C über 30 Minuten der Formgedächtnis-Hitze-Behandlung unterzogen, um Superelastizität auszubilden, es wurden die gleichen Materialien wie in B-4 aus Tabelle 2 erhalten. Die untersuchten Drähte mit jeweils einem Durchmesser von 0,5 mm zeigten gute superelastische Eigenschaften und eine gute Bearbeitbarkeit, wobei sie eine gute Bioverträglichkeit aufwiesen und gut als kieferorthopädische Drähte eingesetzt werden konnten. Eine Übersicht über die Zusammensetzung und die Ergebnisse ist in Tabelle 11 wiedergegeben.
(Beispiel 13)
sProdukte zur Verwendung in einem Stent und als Schalter (Actuator) in einem Endoskop haben jeweils den gleichen Durchmesser von 0,2 mm und wurden daher zu Versuchszwekken gleichzeitig hergestellt. Ein Ingot aus Ti-Nb(20 at %)-Mo(5 at %)-Legierung wurde geschmolzen und gegossen durch Bogenschmelzen unter Verwendung einer sich nicht selbst verbrauchenden Wolfram-Elektrode unter Ar-Gasatmosphäre und wurde der Hitzebehandlung und dann dem Glühen und dem Kaltziehen wiederholt unterworfen, wobei Drähte jeweils mit einem Durchmesser von 0,2 mm mit einer Kaltzugrate von 40 % nach dem Glühen hergestellt wurden.
Die bearbeiteten Drähte wurden bei 500°C über 30 Minuten der Formgedächtnis-Hitzebehandlung unterzogen. Die untersuchten Drähte wurden in Übereinstimmung mit den Materialien B-4 aus Tabelle 2 bei der Kaltverarbeitung zum abschließenden Glühen und der Temperatur der Formgedächtnis-Hitzebehandlung gebracht, um die Superelastizität mit einem von B-4 unterschiedlichen Durchmesser auszubilden, und zeigten daher gute superelastische Eigenschaften und eine gute Bearbeitbarkeit, zusammen mit einer ausreichenden Bioverfügbarkeit, und waren gut geeignet als Stent und Schalter in einem Endoskop. Eine Übersicht über die Zusammensetzung und die Ergebnisse ist in Tabelle 11 wiedergegeben.
(Beispiel 14)
Brillengestelle und Träger für Nasenpads von Brillengläsern wurden zu Versuchszwecken hergestellt. Ein Block aus Ti-Nb (20 at %)-Mo(5 at %)-Legierung wird durch Bogenschmelzen unter Verwendung einer sich nicht selbst verbrauchenden Wolfram-Elektrode unter Ar-Gasatmosphäre hergestellt, und der Block wurde der Hitzebehandlung und dann dem Glühen und dem Kaltziehen wiederholt unterworfen, wobei Drähte jeweils mit einem Durchmesser von 2,0 mm mit einer Kaltzugrate von 40 % nach dem Glühen hergestellt wurden.
Die bearbeiteten Drähte wurden der Formgedächtnis-Hitzebehandlung bei 500°C über 30 Minuten unterworfen, um Superelastizität auszubilden. Die untersuchten Drähte wurden mit den Materialien B-4 aus Tabelle 2 durch die Kaltverarbeitungsrate nach dem abschließenden Glühen und der Temperatur der Formgedächtnis-Hitzebehandlung in Übereinstimmung gebracht, um die Superelastizität mit einem von B-4 unterschiedlichen Durchmesser zu ergeben, und zeigten daher gute superelastische Eigenschaften und eine gute Bearbeitbarkeit, zusammen mit einer ausreichenden Bioverträglichkeit, und waren gut geeignet als Brillengestelle und Träger für Nasenpads von Brillengläsern. Eine Übersicht über die Zusammensetzung und die Ergebnisse ist in Tabelle 11 wiedergegeben.
(Beispiel 15)
Materialien wurden durch Bogenschmelzen unter Verwendung einer sich nicht selbst verbrauchenden Wolfram-Elektrode unter Ar-Gasatmosphäre geschmolzen, um so eine Ti-Nb-Legierung mit Nb (27 at %) und Ti sowie unvermeidbare Verunreinigungen als Rest zu erhalten, und ein Ingot aus der Legierung wurde gegossen und in die erforderliche Form verarbeitet. Der erhaltene Ingot wurde der Hitzebehandlung unterzogen und dann wiederholt dem Glühen und der Kaltbearbeitung, wobei Drähte jeweils mit einem Durchmesser von 1,0 mm mit einer Verarbeitungsrate bei der abschließenden Kaltbearbeitung von 60 % hergestellt wurden. Als Vergleich wurden die entsprechenden Drähte mit abschließenden Kaltbearbeitungsraten von 10 %, 20 % und 40 % hergestellt.
Die bearbeiteten Drähte wurden der Hitzebehandlung über jeweils 100°C in einem Temperaturbereich von 200 bis 700°C unterzogen. Die Zeit der Hitzebehandlung betrug 30 Minuten. Zusätzlich betrug die Zeit der Hitzebehandlung bei einer Temperatur der Hitzebehandlung 400°C 2 Minuten und 5 Minuten. Als Vergleich wurden bearbeitete Drähte einer Lösungsbehandlung bei 950°C über 30 Minuten unterzogen. Ferner wurden die entsprechenden Materialien mit abschließenden Kaltverarbeitungsraten von 10 %, 20 % und 40 % einer Hitzebe handlung bei 400°C über 30 Minuten unterzogen, um die Auswirkung der abschließenden Kaltbearbeitungsrate zu prüfen.
Die Drähte der Legierung wurden dem Zugtest bei Raumtemperatur unterworfen und die bleibenden Dehnungen nach 4 % Zug sind in Tabelle 12 wiedergegeben. Die verbleibenden Dehnungen von K-2 bis K-10 gemäß der vorliegenden Erfindung zeigen geringe Werte und waren etwa 1,5 % oder weniger. Im Hinblick auf Vergleichsbeispiel K-11, das der Lösungsbehandlung unterworfen worden war, war die Hitzebehandlungstemperatur hoch und die Kristallkörnchen wurden durch Rekristallisation vergrößert, was zu einer großen restlichen Verformung führte. Im Hinblick auf Vergleichsbeispiel K-1 war die zurückbleibende Verformung groß, da die Hitzebehandlungstemperatur nur gering war. Im Hinblick auf Vergleichsbeispiel K-12 war die zurückbleibende Verformung groß, da die abschließende Kaltbearbeitungsrate 10 % und daher gering war.
Tabelle 12
Als ein Beispiel für die Spannungs-Dehnungs-Kurve wurde für das erfindungsgemäße Beispiel K-5 eine Kurve in 2 dargestellt. Die vertikale Achse zeigt die Zugspannung (MPa), und die horizontale Achse zeigt die Dehnung (%). Die verbleibende Dehnung (1,13 %) für K-5 ist durch den Pfeil an der horizontalen Achse angezeigt. Eine Kurve für das Vergleichsbeispiel K-11, welches der Hitzebehandlung unterzogen wurde, ist in 3 dargestellt. Die zurückbleibende Dehnung (2,53 %) für K-11 wird durch den Pfeil an der horizontalen Achse angezeigt.
(Beispiel 16)
Eine Ti-Nb-Mo-Legierung mit Nb (20 at %), Mo (2 at %) und Ti sowie unvermeidbarer Verunreinigungen als Rest wurde hergestellt und bearbeitete Drähte jeweils mit einem Durchmesser von 1,0 mm wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 hergestellt. Ferner wurden entsprechende Drähte mit einer abschließenden Kaltbearbeitung von 10 %, 20 % und 40 %, wie in Beispiel 1, hergestellt.
Die bearbeiteten Drähte wurden der Hitzebehandlung für je 100°C in einem Temperaturbereich von 200 bis 700°C unterworfen. Die Zeit der Hitzebehandlung betrug 30 Minuten. Zusätzlich betrug die Zeit der Hitzebehandlung bei einer Hitzebehandlungstemperatur 400°C 2 Minuten und 5 Minuten. Ferner wurden als Vergleich bearbeitete Drähte der Lösungsbehandlung bei 950°C über 30 Minuten unterworfen. Um schließlich die Auswirkungen der abschließenden Hitzebehandlung zu überprüfen, wurden die entsprechenden Materialien mit abschließenden Kaltbearbeitungsraten von 10 %, 20 % und 40 % der Hitzebehandlung bei 400°C über 30 Minuten unterworfen.
Die Legierungsdrähte wurden dem Zugtest bei Raumtemperatur unterworfen und die verbleibenden Dehnungen nach einem Zug von 4 % sind in Tabelle 13 wiedergegeben. Die erfindungsgemäßen Beispiele L-2 bis L-10 zeigen nur kleine Werte an zurückbleibender Dehnung. In Bezug auf Vergleichsbeispiel L-11, das der Lösungsbehandlung unterworfen worden war, war die Hitzebehandlungstemperatur hoch und die Kristallkörner vergrößerten sich durch Rekristallisation, was zu einer großen restlichen Dehnung führte. Da die Hitzebehandlungstemperatur bei Vergleichsbeispiel L-1 gering war, war die zurückbleibende Dehnung groß. Im Hinblick auf Vergleichsbeispiel L-12 war die zurückbleibende Dehnung groß, da die abschließende Kaltverarbeitungsrate 10 % betrug.
Tabelle 13
(Beispiel 17)
Eine Ti-Nb-Al-Legierung mit Nb (20 at %), Al (3 at %) und Ti sowie unvermeidbarer Verunreinigungen als Rest wurde hergestellt und bearbeitete Drähte jeweils mit einem Durchmesser von 1,0 mm wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 hergestellt. Ferner wurden entsprechende Drähte mit einer abschließenden Kaltbearbeitung von 10 %, 20 % und 40 %, wie in Beispiel 1, hergestellt.
Die bearbeiteten Drähte wurden der Hitzebehandlung für je 100°C in einem Temperaturbereich von 200 bis 700°C unterworfen. Die Zeit der Hitzebehandlung betrug 30 Minuten. Zusätzlich betrug die Zeit der Hitzebehandlung bei der Hitzbehandlungstemperatur 400°C 2 Minuten und 5 Minuten. Ferner wurden als Vergleich bearbeitete Drähte der Lösungsbehandlung bei 950°C über 30 Minuten unterworfen. Um schließlich die Auswirkungen der abschließenden Hitzebehandlung zu überprüfen, wurden die entsprechenden Materialien mit abschließenden Kaltbearbeitungsraten von 10 %, 20 % und 40 % der Hitzebehandlung bei 400°C über 30 Minuten unterworfen.
Die Legierungsdrähte wurden dem Zugtest bei Raumtemperatur unterworfen und die verbleibenden Dehnungen nach einem Zug von 4 % sind in Tabelle 14 wiedergegeben. Die erfindungsgemäßen Beispiele L-2 bis L-10 zeigen nur kleine Werte an zurückbleibender Dehnung. In Bezug auf Vergleichsbeispiel M-11, das der Lösungsbehandlung unterworfen worden war, war die Hitzebehandlungstemperatur hoch und die Kristallkörner vergrößerten sich durch Rekristallisation, was zu einer großen restlichen Dehnung führte. Da die Hitzebehandlungstemperatur bei Vergleichsbeispiel M-1 gering war, war die zurückbleibende Dehnung groß. Im Hinblick auf Vergleichsbeispiel M-12 war die zurückbleibende Dehnung groß, da die abschließende Kaltverarbeitungsrate 10 % betrug.
Tabelle 14
(Beispiel 18)
Eine Ti-Nb-Ge-Legierung mit Nb (20 at %), Ge (2 at %) und Ti sowie unvermeidbarer Verunreinigungen als Rest wurde hergestellt und bearbeitete Drähte jeweils mit einem Durchmesser von 1,0 mm wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 hergestellt. Ferner wurden entsprechende Drähte mit einer abschließenden Kaltbearbeitung von 10 %, 20 % und 40 %, wie in Beispiel 1, hergestellt.
Die bearbeiteten Drähte wurden der Hitzebehandlung für je 100°C in einem Temperaturbereich von 200 bis 700°C unterworten. Die Zeit der Hitzebehandlung betrug 30 Minuten. Zusätzlich betrug die Zeit der Hitzebehandlung bei der Hitzbehandlungstemperatur 400°C 2 Minuten und 5 Minuten. Ferner wurden als Vergleich bearbeitete Drähte der Lösungsbehandlung bei 950°C über 30 Minuten unterworfen. Um schließlich die Auswirkungen der abschließenden Hitzebehandlung zu überprüfen, wurden die entsprechenden Materialien mit abschließenden Kaltbearbeitungsraten von 10 %, 20 % und 40 % der Hitzebehandlung bei 400°C über 30 Minuten unterworten.
Die Legierungsdrähte wurden dem Zugtest bei Raumtemperatur unterworfen und die verbleibenden Dehnungen nach einem Zug von 4 % sind in Tabelle 13 wiedergegeben. Die erfindungsgemäßen Beispiele N-2 bis N-10 zeigen nur kleine Werte an zurückbleibender Dehnung. In Bezug auf Vergleichsbeispiel N-11, das der Lösungsbehandlung unterworfen worden war, war die Hitzebehandlungstemperatur hoch und die Kristallkörner vergrößerten sich durch Rekristallisation, was zu einer großen restlichen Dehnung führte. Da die Hitzebehandlungstemperatur bei Vergleichsbeispiel N-1 gering war, war die zurückbleibende Dehnung groß. Im Hinblick auf Vergleichsbeispiel N-12 war die zurückbleibende Dehnung groß, da die abschließende Kaltverarbeitungsrate 10 % betrug.
Tabelle 15
(Beispiel 19)
Eine Ti-Nb-Ga-Legierung mit Nb (20 at %), Ga (2 at %) und Ti sowie unvermeidbarer Verunreinigungen als Rest wurde hergestellt und bearbeitete Drähte jeweils mit einem Durchmesser von 1,0 mm wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 hergestellt. Ferner wurden entsprechende Drähte mit einer abschließenden Kaltbearbeitung von 10 %, 20 % und 40 %, wie in Beispiel 1, hergestellt.
Die bearbeiteten Drähte wurden der Hitzebehandlung für je 100°C in einem Temperaturbereich von 200 bis 700°C unterworfen. Die Zeit der Hitzebehandlung betrug 30 Minuten. Zusätzlich betrug die Zeit der Hitzebehandlung bei der Hitzbehandlungstemperatur 400°C 2 Minuten und 5 Minuten. Ferner wurden als Vergleich bearbeitete Drähte der Lösungsbehandlung bei 950°C über 30 Minuten unterworfen. Um schließlich die Auswirkungen der abschließenden Hitzebehandlung zu überprüfen, wurden die entsprechenden Materialien mit abschließenden Kaltbearbeitungsraten von 10 %, 20 % und 40 % der Hitzebehandlung bei 400°C über 30 Minuten unterworfen.
Die Legierungsdrähte wurden dem Zugtest bei Raumtemperatur unterworfen und die verbleibenden Dehnungen nach einem Zug von 4 % sind in Tabelle 13 wiedergegeben. Die erfindungsgemäßen Beispiele O-2 bis O-10 zeigen nur kleine Werte an zurückbleibender Dehnung. In Bezug auf Vergleichsbeispiel O-11, das der Lösungsbehandlung unterworfen worden war, war die Hitzebehandlungstemperatur hoch und die Kristallkörner vergrößerten sich durch Rekristallisation, was zu einer großen restlichen Dehnung führte. Da die Hitzebehandlungstemperatur bei Vergleichsbeispiel O-1 gering war, war die zurückbleibende Dehnung groß. Im Hinblick auf Vergleichsbeispiel O-12 war die zurückbleibende Dehnung groß, da die abschließende Kaltverarbeitungsrate 10 % betrug.
Tabelle 16
(Beispiel 20)
Eine Ti-Nb-In-Legierung mit Nb (20 at %), In (3 at %) und Ti sowie unvermeidbarer Verunreinigungen als Rest wurde hergestellt und bearbeitete Drähte jeweils mit einem Durchmesser von 1,0 mm wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 hergestellt. Ferner wurden entsprechende Drähte mit einer abschließenden Kaltbearbeitung von 10 %, 20 % und 40 %, wie in Beispiel 1, hergestellt.
Die bearbeiteten Drähte wurden der Hitzebehandlung für je 100°C in einem Temperaturbereich von 200 bis 700°C unterworfen. Die Zeit der Hitzebehandlung betrug 30 Minuten. Zusätzlich betrug die Zeit der Hitzebehandlung bei der Hitzbehandlungstemperatur 400°C 2 Minuten und 5 Minuten. Ferner wurden als Vergleich bearbeitete Drähte der Lösungsbehandlung bei 950°C über 30 Minuten unterworfen. Um schließlich die Auswirkungen der abschließenden Hitzebehandlung zu überprüfen, wurden die entsprechenden Materialien mit abschließenden Kaltbearbeitungsraten von 10 %, 20 % und 40 % der Hitzebehandlung bei 400°C über 30 Minuten unterworfen.
Die Legierungsdrähte wurden dem Zugtest bei Raumtemperatur unterworfen und die verbleibenden Dehnungen nach einem Zug von 4 % sind in Tabelle 13 wiedergegeben. Die erfindungsgemäßen Beispiele P-2 bis P-10 zeigen nur kleine Werte an zurückbleibender Dehnung. In Bezug auf Vergleichsbeispiel P-11, das der Lösungsbehandlung unterworfen worden war, war die Hitzebehandlungstemperatur hoch und die Kristallkörner vergrößerten sich durch Rekristallisation, was zu einer großen restlichen Dehnung führte. Da die Hitzebehandlungstemperatur bei Vergleichsbeispiel P-1 gering war, war die zurückbleibende Dehnung groß. Im Hinblick auf Vergleichsbeispiel P-12 war die zurückbleibende Dehnung groß, da die abschließende Kaltverarbeitungsrate 10 % betrug.
Tabelle 17
(Beispiel 21)
Eine Ti-Nb-Mo-Al-Ga-Legierung mit Nb (20 at %), Mo (2 at %), Al (3 at %), Ga (2 at %) und Ti sowie unvermeidbarer Verunreinigungen als Rest wurde hergestellt und bearbeitete Drähte jeweils mit einem Durchmesser von 1,0 mm wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 hergestellt. Ferner wurden entsprechende Drähte mit einer abschließenden Kaltbearbeitung von 10 %, 20 % und 40 %, wie in Beispiel 1, hergestellt.
Die bearbeiteten Drähte wurden der Hitzebehandlung für je 100°C in einem Temperaturbereich von 200 bis 700°C unterworfen. Die Zeit der Hitzebehandlung betrug 30 Minuten. Zusätzlich betrug die Zeit der Hitzebehandlung bei der Hitzbehandlungstemperatur 400°C 2 Minuten und 5 Minuten. Ferner wurden als Vergleich bearbeitete Drähte der Lösungsbehandlung bei 950°C über 30 Minuten unterworfen. Um schließlich die Auswirkungen der abschließenden Hitzebehandlung zu überprüfen, wurden die entsprechenden Materialien mit abschließenden Kaltbearbeitungsraten von 10 %, 20 % und 40 % der Hitzebehandlung bei 400°C über 30 Minuten unterworfen.
Die Legierungsdrähte wurden dem Zugtest bei Raumtemperatur unterworfen und die verbleibenden Dehnungen nach einem Zug von 4 % sind in Tabelle 13 wiedergegeben. Die erfindungsgemäßen Beispiele Q-2 bis Q-10 zeigen nur kleine Werte an zurückbleibender Dehnung. In Bezug auf Vergleichsbeispiel Q-11, das der Lösungsbehandlung unterworfen worden war, war die Hitzebehandlungstemperatur hoch und die Kristallkörner vergrößerten sich durch Rekristallisation, was zu einer großen restlichen Dehnung führte. Da die Hitzebehandlungstemperatur bei Vergleichsbeispiel Q-1 gering war, war die zurückbleibende Dehnung groß. Im Hinblick auf Vergleichsbeispiel Q-12 war die zurückbleibende Dehnung groß, da die abschließende Kaltverarbeitungsrate 10 % betrug.
Tabelle 18
(Beispiel 22)
Eine Ti-Mo-Al-Legierung mit Mo (6 at %), Al (7 at %) und Ti sowie unvermeidbarer Verunreinigungen als Rest wurde hergestellt und bearbeitete Drähte jeweils mit einem Durchmesser von 1,0 mm wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 hergestellt. Die hergestellten Drähte wurde der Hitzebehandlung bei je 100°C in einem Temperaturbereich von 200 bis 600°C unterworfen. Die Zeit der Hitzebehandlung betrug 30 Minuten.
Die Legierungsdrähte wurden dem Zugtest bei Raumtemperatur unterworfen und die verbleibenden Dehnungen nach einem Zug von 4 % sind in Tabelle 19 wiedergegeben. Im Hinblick auf R-1 bis R-3 hatte sich wegen der geringen Hitzebehandlungstemperatur die ω-Phase gebildet, was die Versprödung bewirkte, und das Material brach bei einer Dehnung von etwa 1 %. In Bezug auf R-4 und R-5 war die Hitzebehandlungstemperatur hoch, wodurch sich die Kristallkörner durch Rekristallisation vergrößerten, was zu einer hohen zurückbleibenden Dehnung führte.
Tabelle 19
Industrielle Anwendbarkeit
Durch Zugabe von Nb, Zugabe von Nb und eines oder mehrerer Elemente aus Mo, Al, Ge, Ga und In, oder durch weitere Zugabe von Sn in einer geeigneten Menge zu Ti, ist es möglich, zu bewirken, daß sich superelastische Eigenschaften ausbilden. Ferner ist es durch Durchführen einer geeigneten Hitzebehandlung an einer Legierung auf Ti-Basis, die Nb enthält, oder einer Legierung auf Ti-Basis, die Nb und eines oder mehrere Elemente aus Mo, Al, Ge, Ga und In zu bewirken, daß sich hervorragende superelastische Effekte ausbilden.
Ti, Nb, Mo, Al, Ge, Ga, In und Sb sind jeweils Elemente, die gegenüber dem lebenden Organismus unbedenklich sind. Die Legierungen der vorliegenden Erfindung, die diese Elemente enthalten, enthalten kein Ni, und bergen daher nicht die Gefahr von Allergien und sind daher geeignet für die Vervendung in lebenden Körpern.

Claims

Biomedizinische superelastische Legierung auf Ti-Basis, enthaltend 5 bis 40 at % Nb, ein Element zur Stabilisierung der ß-Phase von Ti, und enthaltend Ti und unvermeidbare Verunreinigung als Rest.
Biomedizinische superelastische Legierung auf Ti-Basis nach Anspruch 1, die weiter enthält: (a) ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus 10 at % oder weniger Mo, 15 at % oder weniger Al, 10 at % oder weniger Ge, 10 at % oder weniger Ga und 15 at % oder weniger In, (b) 30 at % oder weniger der Gesamtsumme ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Mo, Al, Ge, Ga und In, (c) 60 at % oder weniger von der Gesamtsumme Nb und ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Mo, Al, Ge, Ga und In, und (d) Ti und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest.
Biomedizinische superelastische Legierung auf Ti-Basis nach Anspruch 1, die weiter enthält: (a) ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe aus 7 at % oder weniger Mo, 10 at % oder weniger Al, 6 at % oder weniger Ge und 6 at % oder weniger Ga, (b) 60 at % oder weniger von der Gesamtsumme aus Nb und ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Mo, Al, Ge und Ga und (c) Ti und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest.
Biomedizinische superelastische Legierung auf Ti-Basis nach Anspruch 1, die weiter enthält: (a) ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus 10 at % oder weniger Mo, 15 at % oder weniger Al, 10 at % oder weniger Ge, 10 at % oder weniger Ga, und 15 at % oder weniger In, (b) 15 at % oder weniger Sn, (c) 30 at % oder weniger der Gesamtsumme ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Mo, Al, Ge, Ga und In und Sn, (d) 60 at % oder weniger der Gesamtsumme Nb, ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Mo, Al, Ge, Ga und In, und Sn, und (e) Ti und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest.
Biomedizinische superelastische Legierung auf Ti-Basis nach Anspruch 1, die weiter enthält: (a) ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus 7 at % oder weniger Mo, 10 at % oder weniger Al, 6 at % oder weniger Ge und 6 at % oder weniger Ga, (b) 12 at % oder weniger Sn, (c) 60 at % oder weniger der Gesamtsumme Nb, ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Mo, Al, Ge und Ga und Sn, und (d) Ti und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest.
Biomedizinische superelastische Legierung auf Ti-Basis nach einem der Ansprüche 1 bis 5, worin die Legierung als medizinischer Führungsdraht, kieferorthopädischer Draht, Stent, Brillengestell, Träger für ein Nasenpad eines Brillenglases oder als Schalter für ein Edoskop verwendet wird.
Medizinischer Führungsdraht, hergestellt aus einer biomedizinischen superelastischen Legierung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5.
Kieferorthopädischer Draht, hergestellt aus einer biomedizinischen superelastischen Legierung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5.
Stent, hergestellt aus einer biomedizinischen superelastischen Legierung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5.
Brillengestellt oder Träger für ein Nasenpad eines Brillenglases, hergestellt aus einer biomedizinischen superelastischen Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5.
Schalter für ein Endoskop, hergestellt aus einer biomedizinischen superelastischen Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5.
Verfahren zur Herstellung einer biomedizinischen superelastischen Legierung, welches die Schritte umfaßt: (a) Herstellen eines Ingots aus einer Legierung auf Ti-Basis, enthaltend Ti und Nb als wesentliche Komponente, oder die Legierung auf Ti-Basis enthält weiter ein oder mehrere Elemente aus Mo, Al, Ge, Ga und In und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest, (b) Durchführen einer Heißbearbeitung und einer Kaltbearbeitung am Ingot, (c) Durchführen von Glühen im Anschluß an die Kaltbearbeitung und dann eine abschließende Kaltbearbeitung von 20 % oder mehr an der Legierung auf Ti-Basis, und (d) Durchführen der Hitzebehandlung an der Legierung auf Ti-Basis bei einer Temperatur 300°C oder mehr, um so die Rekristallisation oder die Vergrößerung der Kristallkörnchengröße wegen der Rekristallisation zu verhindern.
Verfahren zur Herstellung einer biomedizinischen superelastischen Legierung auf Ti-Basis nach Anspruch 12, worin die Legierung auf Ti-Basis enthält: (a) 10 bis 40 at % Nb als wesentliche Komponente, (b) ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus 10 at % oder weniger Mo, 15 at % oder weniger Al, 10 at % oder weniger Ge, 10 at % oder weniger Ga, und 15 at % oder weniger In, (c) 30 at % oder weniger der Gesamtsumme ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Mo, Al, Ge, Ga und In, und (d) 60 at % oder weniger der Gesamtsumme Nb und ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Mo, Al, Ge, Ga und Ti, und unvermeidbare Verunreinigungen als Rest.
Verfahren zur Herstellung einer biomedizinischen superelastischen Legierung auf Ti-Basis nach Anspruch 12, worin die Temperatur der Hitzebehandlung zwischen 400 und 500°C liegt und die Erhitzungszeit von 1 Sekunde bis 2 Stunden beträgt.
Verfahren zur Herstellung einer biomedizinischen superelastischen Legierung auf Ti-Basis nach Anspruch 12, worin die Temperatur der Hitzebehandlung zwischen 400 und 500°C liegt, die Erhitzungszeit von 1 Sekunde und 2 Stunden beträgt und eine restliche Dehnung der Legierung auf Ti-Basis 1,5 % oder weniger nach einer Zugstreckung von 4 % beträgt.