JP2003293058A - 生体用超弾性チタン合金 - Google Patents
生体用超弾性チタン合金Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ｎｉ元素を用いない生体用の合金であり、生
体適合性がより向上し、超弾性特性も備えたチタン合金
を提供する。 【解決手段】 チタンのβ相安定化元素であるＭｏと、
α相安定化元素であり生体適合性の良いＡｌ、Ｇａ，Ｇ
ｅのうち１種を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物
からなることを特徴とする生体用超弾性チタン合金であ
る。たとえば、前記Ｍｏの含有量が２〜１２ａｔ％であ
り、前記α相安定化元素のＧａを１４ａｔ％以下含有す
る。また、前記Ｍｏの含有量が２〜１２ａｔ％であり、
前記α相安定化元素のＡｌを３〜１４ａｔ％含有する。
さらに、前記Ｍｏの含有量が２〜１２ａｔ％であり、前
記α相安定化元素のＧｅを８ａｔ％以下含有する。
体適合性がより向上し、超弾性特性も備えたチタン合金
を提供する。 【解決手段】 チタンのβ相安定化元素であるＭｏと、
α相安定化元素であり生体適合性の良いＡｌ、Ｇａ，Ｇ
ｅのうち１種を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物
からなることを特徴とする生体用超弾性チタン合金であ
る。たとえば、前記Ｍｏの含有量が２〜１２ａｔ％であ
り、前記α相安定化元素のＧａを１４ａｔ％以下含有す
る。また、前記Ｍｏの含有量が２〜１２ａｔ％であり、
前記α相安定化元素のＡｌを３〜１４ａｔ％含有する。
さらに、前記Ｍｏの含有量が２〜１２ａｔ％であり、前
記α相安定化元素のＧｅを８ａｔ％以下含有する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は，生体用超弾性Ｔｉ
合金に関する。詳しくは、Ｔｉ−Ｍｏ−Ｇａ系、Ｔｉ−
Ｍｏ−Ａｌ系、またはＴｉ−Ｍｏ−Ｇｅ系のチタン合金
であり、超弾性特性を備えた生体用のチタン合金に関す
る。
合金に関する。詳しくは、Ｔｉ−Ｍｏ−Ｇａ系、Ｔｉ−
Ｍｏ−Ａｌ系、またはＴｉ−Ｍｏ−Ｇｅ系のチタン合金
であり、超弾性特性を備えた生体用のチタン合金に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】近年，超弾性特性を備えた合金材料を医
療分野へ応用する試みが数多く行われている。例えば、
Ｔｉ−Ｎｉ系合金は、強度、耐磨耗性が大きい、耐食性
に優れている、生体とのなじみが良いなどの特徴がある
ため、生体用合金として他種多様の分野で用いられてい
る。
療分野へ応用する試みが数多く行われている。例えば、
Ｔｉ−Ｎｉ系合金は、強度、耐磨耗性が大きい、耐食性
に優れている、生体とのなじみが良いなどの特徴がある
ため、生体用合金として他種多様の分野で用いられてい
る。
【０００３】例えば、歯科用に用いられるＴｉ−Ｎｉ系
合金線は、超弾性の発現域ではたわみ量が変化しても荷
重が一定に維持される。従って、矯正を行って歯が移動
しても必要な矯正力を保つことができるので、歯列矯正
ワイヤーに用いられる。また、上記合金線は、優れた復
元性を生かし成形外科用インプラント材として、さらに
適当に柔軟でかつ剛性を備えた特性を生かしカテーテル
用、ガイドワイヤー用等に用いられている。
合金線は、超弾性の発現域ではたわみ量が変化しても荷
重が一定に維持される。従って、矯正を行って歯が移動
しても必要な矯正力を保つことができるので、歯列矯正
ワイヤーに用いられる。また、上記合金線は、優れた復
元性を生かし成形外科用インプラント材として、さらに
適当に柔軟でかつ剛性を備えた特性を生かしカテーテル
用、ガイドワイヤー用等に用いられている。
【０００４】Ｔｉ−Ｎｉ系合金については、特開平５−
２９５４９８号公報に、Ｎｉが４９．５〜５１．５％、
Ｃｒが１．８％以下、残部がＴｉの合金が開示されてい
る。この合金は、鋳造、熱間加工後に焼鈍と冷間加工を
繰返して製造される。
２９５４９８号公報に、Ｎｉが４９．５〜５１．５％、
Ｃｒが１．８％以下、残部がＴｉの合金が開示されてい
る。この合金は、鋳造、熱間加工後に焼鈍と冷間加工を
繰返して製造される。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】昨今、Ｎｉ系の金属を
用いた生体用材料については、アレルギー症状に関与す
ると思われているＮｉ元素が、体内で溶出することが懸
念されている。ところで、Ｔｉ−Ｎｉ系合金はＮｉが主
要な構成元素であるため、アレルギー症状に関与する面
から不安視されており、そのためより安全な生体用合金
への要求が高まっている。
用いた生体用材料については、アレルギー症状に関与す
ると思われているＮｉ元素が、体内で溶出することが懸
念されている。ところで、Ｔｉ−Ｎｉ系合金はＮｉが主
要な構成元素であるため、アレルギー症状に関与する面
から不安視されており、そのためより安全な生体用合金
への要求が高まっている。
【０００６】すなわち、Ｎｉなどの生体アレルギーが懸
念される元素を含まず、より生体適合性の高い超弾性合
金が望まれている。従って，本発明の目的は，Ｎｉ元素
を用いない生体用の合金であり、生体適合性がより向上
し、超弾性特性も備えたチタン合金を提供することにあ
る。
念される元素を含まず、より生体適合性の高い超弾性合
金が望まれている。従って，本発明の目的は，Ｎｉ元素
を用いない生体用の合金であり、生体適合性がより向上
し、超弾性特性も備えたチタン合金を提供することにあ
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決するため
に、本発明の第１の態様は、チタンのβ相安定化元素で
あるＭｏと、α相安定化元素であり生体適合性の良いＡ
ｌ、Ｇａ，Ｇｅのうち１種を含有し、残部がＴｉおよび
不可避不純物からなることを特徴とする生体用超弾性チ
タン合金である。
に、本発明の第１の態様は、チタンのβ相安定化元素で
あるＭｏと、α相安定化元素であり生体適合性の良いＡ
ｌ、Ｇａ，Ｇｅのうち１種を含有し、残部がＴｉおよび
不可避不純物からなることを特徴とする生体用超弾性チ
タン合金である。
【０００８】本発明の第２の態様は、前記Ｍｏの含有量
が２〜１２ａｔ％であり、前記α相安定化元素のＧａを
１４ａｔ％以下含有することを特徴とする生体用超弾性
チタン合金である。
が２〜１２ａｔ％であり、前記α相安定化元素のＧａを
１４ａｔ％以下含有することを特徴とする生体用超弾性
チタン合金である。
【０００９】本発明の第３の態様は、前記Ｍｏの含有量
が２〜１２ａｔ％であり、前記α相安定化元素のＡｌを
３〜１４ａｔ％含有することを特徴とする生体用超弾性
チタン合金である。
が２〜１２ａｔ％であり、前記α相安定化元素のＡｌを
３〜１４ａｔ％含有することを特徴とする生体用超弾性
チタン合金である。
【００１０】本発明の第４の態様は、前記Ｍｏの含有量
が２〜１２ａｔ％であり、前記α相安定化元素のＧｅを
８ａｔ％以下含有することを特徴とする生体用超弾性チ
タン合金である。
が２〜１２ａｔ％であり、前記α相安定化元素のＧｅを
８ａｔ％以下含有することを特徴とする生体用超弾性チ
タン合金である。
【００１１】本発明の第５の態様は、前記生体用超弾性
チタン合金が、β相型固溶体チタン合金であり、結晶構
造が斜方晶であることを特徴とする生体用超弾性チタン
合金である。
チタン合金が、β相型固溶体チタン合金であり、結晶構
造が斜方晶であることを特徴とする生体用超弾性チタン
合金である。
【００１２】本発明の第６の態様は、下記の製造工程か
らなることを特徴とする生体用超弾性チタン合金の製造
方法である。 （ａ）チタンのβ相安定化元素であるＭｏと、α相安定
化元素であり生体適合性の良いＡｌ、Ｇａ，Ｇｅのうち
１種以上を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物から
なるチタン合金のインゴットを用意し、（ｂ）前記イン
ゴットを、真空中又は不活性ガス雰囲気中で、温度範囲
を１０００〜１２００℃で均質化熱処理を施した後、室
温にまで冷却し、（ｃ）前記急冷後のインゴットに冷間
加工を施して板材を得、（ｄ）前記板材を、真空中又は
不活性ガス雰囲気中で、温度範囲を６００〜１２００℃
とし熱処理をする。
らなることを特徴とする生体用超弾性チタン合金の製造
方法である。 （ａ）チタンのβ相安定化元素であるＭｏと、α相安定
化元素であり生体適合性の良いＡｌ、Ｇａ，Ｇｅのうち
１種以上を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物から
なるチタン合金のインゴットを用意し、（ｂ）前記イン
ゴットを、真空中又は不活性ガス雰囲気中で、温度範囲
を１０００〜１２００℃で均質化熱処理を施した後、室
温にまで冷却し、（ｃ）前記急冷後のインゴットに冷間
加工を施して板材を得、（ｄ）前記板材を、真空中又は
不活性ガス雰囲気中で、温度範囲を６００〜１２００℃
とし熱処理をする。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下に、本発明の実施の形態につ
いて詳細に説明する。本発明の合金は、Ｔｉ基合金のマ
ルテンサイトを熱弾性化するために、β相安定化元素で
ありマルテンサイト変態温度を下げるＭｏと、α相安定
化元素のＧａ、Ａｌ、又はＧｅの１種以上とを組合せた
チタン合金であり、Ｔｉ−Ｎｉ系合金に代替できうる生
体用超弾性チタン合金である。
いて詳細に説明する。本発明の合金は、Ｔｉ基合金のマ
ルテンサイトを熱弾性化するために、β相安定化元素で
ありマルテンサイト変態温度を下げるＭｏと、α相安定
化元素のＧａ、Ａｌ、又はＧｅの１種以上とを組合せた
チタン合金であり、Ｔｉ−Ｎｉ系合金に代替できうる生
体用超弾性チタン合金である。
【００１４】ここで、β相安定化元素であり、マルテン
サイト変態温度を下げる元素であればＭｏに限らず、例
えばＮｂ、Ｆｅ等を用いても超弾性チタン合金を得るこ
とができる。また、α相安定化元素もＧａ，Ａｌ、Ｇｅ
に限らずＳｎ、Ｏ等を用いても超弾性チタン合金を得る
ことができる。
サイト変態温度を下げる元素であればＭｏに限らず、例
えばＮｂ、Ｆｅ等を用いても超弾性チタン合金を得るこ
とができる。また、α相安定化元素もＧａ，Ａｌ、Ｇｅ
に限らずＳｎ、Ｏ等を用いても超弾性チタン合金を得る
ことができる。
【００１５】前記のＴｉ−Ｎｉ系合金は、いわゆる形状
記憶合金であり、ある形状の合金を低温で、元の形状と
違った形状に変形した後に、高温相（この場合は母相）
が安定になる温度以上に加熱すると逆変態（加熱及び除
荷に伴って生ずる相変態）が起こり、変形前の形状に戻
る、いわゆる形状記憶効果をもっている。
記憶合金であり、ある形状の合金を低温で、元の形状と
違った形状に変形した後に、高温相（この場合は母相）
が安定になる温度以上に加熱すると逆変態（加熱及び除
荷に伴って生ずる相変態）が起こり、変形前の形状に戻
る、いわゆる形状記憶効果をもっている。
【００１６】ところで、マルテンサイト変態をする合金
がすべて同じように形状記憶を示すわけではなく、熱弾
性型マルテンサイト変態をする合金（Ｔｉ−Ｎｉ系合金
も含まれる）は、変形量がある限度内であれば、加熱に
よりほぼ完全にもとの形に戻る性質をもっている。本発
明の合金は、このような特性を備えたチタン合金であ
り、ＴｉをベースとしてＭｏを添加し、さらにＧａ、Ａ
ｌ、又はＧｅを、それぞれ組合せたチタン合金である。
がすべて同じように形状記憶を示すわけではなく、熱弾
性型マルテンサイト変態をする合金（Ｔｉ−Ｎｉ系合金
も含まれる）は、変形量がある限度内であれば、加熱に
よりほぼ完全にもとの形に戻る性質をもっている。本発
明の合金は、このような特性を備えたチタン合金であ
り、ＴｉをベースとしてＭｏを添加し、さらにＧａ、Ａ
ｌ、又はＧｅを、それぞれ組合せたチタン合金である。
【００１７】本発明の第１の実施の形態であるＴｉ−Ｍ
ｏ−Ｇａ系合金について以下に説明する。Ｔｉにβ相安
定化元素であるＭｏを添加すると、α相／β相変態点が
低温側に移り、室温でもβ相が安定な合金を得ることが
できる。これは、β相領域から急冷することによって、
β相を残留させることが可能になるからであり、全率固
溶型のＭｏとＴｉとの２元系ではＭｏの最低含有率が約
２０ａｔ％であるとも言われている。Ｍｏ量が約２０ａ
ｔ％以下の合金は、急冷してもマルテンサイト変態を起
こし、β相が完全に残留することはないと言われてい
る。
ｏ−Ｇａ系合金について以下に説明する。Ｔｉにβ相安
定化元素であるＭｏを添加すると、α相／β相変態点が
低温側に移り、室温でもβ相が安定な合金を得ることが
できる。これは、β相領域から急冷することによって、
β相を残留させることが可能になるからであり、全率固
溶型のＭｏとＴｉとの２元系ではＭｏの最低含有率が約
２０ａｔ％であるとも言われている。Ｍｏ量が約２０ａ
ｔ％以下の合金は、急冷してもマルテンサイト変態を起
こし、β相が完全に残留することはないと言われてい
る。
【００１８】このマルテンサイトにはα’相とα’’相
の２種類が存在し、結晶構造としてα’相が六方晶、
α’’相が斜方晶とされる。超弾性効果を発現させるた
めにはマルテンサイト変態を熱弾性型にすることが必要
であるが、この２つのマルテンサイトのうち、α’’相
の場合、熱弾性型になり得ることが知られている。
の２種類が存在し、結晶構造としてα’相が六方晶、
α’’相が斜方晶とされる。超弾性効果を発現させるた
めにはマルテンサイト変態を熱弾性型にすることが必要
であるが、この２つのマルテンサイトのうち、α’’相
の場合、熱弾性型になり得ることが知られている。
【００１９】ＴｉにＧａを添加する場合、Ｇａはα相安
定化元素として作用し、α相領域が拡大し、室温強度が
上昇すると言われている。そこで、Ｔｉにβ相安定化元
素でありマルテンサイト変態温度を下げるＭｏと、α安
定化元素のＧａとを添加した成分組成で、急冷により生
じるマルテンサイトを熱弾性型とし、超弾性を示すβ相
型固溶体チタン合金の開発を進めた。その結果、以下合
金組成の超弾性を示すβ相型固溶体チタン合金を開発す
ることができた。
定化元素として作用し、α相領域が拡大し、室温強度が
上昇すると言われている。そこで、Ｔｉにβ相安定化元
素でありマルテンサイト変態温度を下げるＭｏと、α安
定化元素のＧａとを添加した成分組成で、急冷により生
じるマルテンサイトを熱弾性型とし、超弾性を示すβ相
型固溶体チタン合金の開発を進めた。その結果、以下合
金組成の超弾性を示すβ相型固溶体チタン合金を開発す
ることができた。
【００２０】本発明では、Ｍｏについては、含有量を２
〜１２ａｔ％の範囲に限定する。この理由は，２ａｔ％
を下回っても、あるいは１２ａｔ％を超えても超弾性現
象が悪くなる、すなわち、変形したときに塑性ひずみが
入り、元の状態に戻らなくなるためである。
〜１２ａｔ％の範囲に限定する。この理由は，２ａｔ％
を下回っても、あるいは１２ａｔ％を超えても超弾性現
象が悪くなる、すなわち、変形したときに塑性ひずみが
入り、元の状態に戻らなくなるためである。
【００２１】Ｇａについては、含有量を１４ａｔ％以下
に限定する理由は，１４ａｔ％を超えて含有すると超弾
性現象が悪くなる、すなわち、変形したときに塑性ひず
みが入り、元の状態に戻らなくなるためである。
に限定する理由は，１４ａｔ％を超えて含有すると超弾
性現象が悪くなる、すなわち、変形したときに塑性ひず
みが入り、元の状態に戻らなくなるためである。
【００２２】従って、Ｔｉに対してＭｏが２〜１２ａｔ
％、Ｇａが１４ａｔ％以下含有する合金は、超弾性を示
すβ相型固溶体チタン合金となる。このため、急冷され
たチタン合金の結晶構造は、変形能の優れた斜方晶であ
るため熱間加工、および冷間加工が容易で，Ｔｉ−Ｎｉ
系合金よりも加工費が安くなる。このような、Ｔｉ−Ｍ
ｏ−Ｇａ系の合金作製方法の例を以下に示したが、もち
ろん、この方法に限定されるものではない。
％、Ｇａが１４ａｔ％以下含有する合金は、超弾性を示
すβ相型固溶体チタン合金となる。このため、急冷され
たチタン合金の結晶構造は、変形能の優れた斜方晶であ
るため熱間加工、および冷間加工が容易で，Ｔｉ−Ｎｉ
系合金よりも加工費が安くなる。このような、Ｔｉ−Ｍ
ｏ−Ｇａ系の合金作製方法の例を以下に示したが、もち
ろん、この方法に限定されるものではない。
【００２３】まず、これらの、金属を所定の合金成分と
なるように，例えば消耗電極式アーク溶解炉を用いて溶
解し、必要な形状に鋳造してインゴットを作製する。次
に、このインゴットは、偏析除去を目的として、以下の
条件で均質化熱処理を行う。熱処理雰囲気は、真空又は
不活性ガス雰囲気が好ましい。熱処理温度は、温度範囲
を１０００〜１２００℃とすることが好ましい。また、
熱処理時間は、保持時間を１０〜４８時間とすることが
好ましい。このように、均質化熱処理を施した後にイン
ゴットは、室温にまで油又は水を用いて急冷する。
なるように，例えば消耗電極式アーク溶解炉を用いて溶
解し、必要な形状に鋳造してインゴットを作製する。次
に、このインゴットは、偏析除去を目的として、以下の
条件で均質化熱処理を行う。熱処理雰囲気は、真空又は
不活性ガス雰囲気が好ましい。熱処理温度は、温度範囲
を１０００〜１２００℃とすることが好ましい。また、
熱処理時間は、保持時間を１０〜４８時間とすることが
好ましい。このように、均質化熱処理を施した後にイン
ゴットは、室温にまで油又は水を用いて急冷する。
【００２４】ここで、均質化熱処理条件を上記のように
した理由を以下に説明する。雰囲気を真空又は不活性ガ
スとした理由は、Ｔｉと酸素との反応を防止してＴｉの
脆化を防止するためである。また、均質化熱処理温度が
１０００℃未満の場合、均質化が不十分となり、１２０
０℃を超える場合には、温度が高過ぎて部分的に溶解す
る可能性があり、経済的にも効率が悪いからである。ま
た、保持時間は、１０時間未満の場合、同様に均質化が
不十分となり、４８時間を越えると、同様に経済的にも
効率が悪いからである。
した理由を以下に説明する。雰囲気を真空又は不活性ガ
スとした理由は、Ｔｉと酸素との反応を防止してＴｉの
脆化を防止するためである。また、均質化熱処理温度が
１０００℃未満の場合、均質化が不十分となり、１２０
０℃を超える場合には、温度が高過ぎて部分的に溶解す
る可能性があり、経済的にも効率が悪いからである。ま
た、保持時間は、１０時間未満の場合、同様に均質化が
不十分となり、４８時間を越えると、同様に経済的にも
効率が悪いからである。
【００２５】次に、インゴットに冷間加工を施して薄板
材を作製する。この薄板材は、合金元素の固溶を目的と
して、以下の条件で溶体化処理を行う。熱処理雰囲気
は、真空又は不活性ガス雰囲気が好ましい。熱処理温度
は、温度範囲を６００〜１２００℃とすることが好まし
い。また、熱処理時間は、保持時間を１分〜１０時間と
することが好ましい。
材を作製する。この薄板材は、合金元素の固溶を目的と
して、以下の条件で溶体化処理を行う。熱処理雰囲気
は、真空又は不活性ガス雰囲気が好ましい。熱処理温度
は、温度範囲を６００〜１２００℃とすることが好まし
い。また、熱処理時間は、保持時間を１分〜１０時間と
することが好ましい。
【００２６】ここで、溶体化処理の条件を上記のように
した理由を以下に説明する。雰囲気を真空又は不活性ガ
スとした理由は、Ｔｉと酸素との反応を防止してＴｉの
脆化を防止するためである。また、熱処理温度が６００
℃未満の場合、熱処理が不十分となり、１２００℃を超
えると、経済的に効率が悪くなるためである。また、保
持時間は、１分未満では、やはり熱処理が不十分とな
り、１０時間を越えると経済的に効率が悪いからであ
る。次に、適時加工、熱処理を施して、α相が微細に析
出した超弾性チタン合金を得る。
した理由を以下に説明する。雰囲気を真空又は不活性ガ
スとした理由は、Ｔｉと酸素との反応を防止してＴｉの
脆化を防止するためである。また、熱処理温度が６００
℃未満の場合、熱処理が不十分となり、１２００℃を超
えると、経済的に効率が悪くなるためである。また、保
持時間は、１分未満では、やはり熱処理が不十分とな
り、１０時間を越えると経済的に効率が悪いからであ
る。次に、適時加工、熱処理を施して、α相が微細に析
出した超弾性チタン合金を得る。
【００２７】次に、本発明の第２の実施の形態であるＴ
ｉ−Ｍｏ−Ａｌ系合金について説明する。ＴｉにＭｏを
添加する効果は上記第１の実施の形態で説明した場合と
同様である。
ｉ−Ｍｏ−Ａｌ系合金について説明する。ＴｉにＭｏを
添加する効果は上記第１の実施の形態で説明した場合と
同様である。
【００２８】ＴｉにＡｌを添加する場合、Ａｌはα相安
定化元素として作用し、α相領域が拡大し室温強度が上
昇すると言われている。そこで、Ｔｉにβ相安定化元素
でありマルテンサイト変態温度を下げるＭｏと、α相安
定化元素のＡｌとを添加した成分組成で、急冷により生
じるマルテンサイトを熱弾性型とし、超弾性を示すβ相
型固溶体チタン合金の開発を進めた。その結果、以下合
金組成の超弾性を示すβ相型固溶体チタン合金を開発す
ることができた。
定化元素として作用し、α相領域が拡大し室温強度が上
昇すると言われている。そこで、Ｔｉにβ相安定化元素
でありマルテンサイト変態温度を下げるＭｏと、α相安
定化元素のＡｌとを添加した成分組成で、急冷により生
じるマルテンサイトを熱弾性型とし、超弾性を示すβ相
型固溶体チタン合金の開発を進めた。その結果、以下合
金組成の超弾性を示すβ相型固溶体チタン合金を開発す
ることができた。
【００２９】Ｍｏについては、含有量を２〜１２ａｔ％
の範囲に限定する。この理由は，２ａｔ％を下回って
も、あるいは１２ａｔ％を超えても超弾性現象が悪くな
る、すなわち、変形したときに塑性ひずみが入り、元の
状態に戻らなくなるためである。
の範囲に限定する。この理由は，２ａｔ％を下回って
も、あるいは１２ａｔ％を超えても超弾性現象が悪くな
る、すなわち、変形したときに塑性ひずみが入り、元の
状態に戻らなくなるためである。
【００３０】Ａｌについては、含有量を３〜１４ａｔ％
の範囲に限定する。この理由は，３ａｔ％を下回って
も、あるいは１４ａｔ％を超えても超弾性現象が悪くな
る、すなわち、変形したときに塑性ひずみが入り、元の
状態に戻らなくなるためである。
の範囲に限定する。この理由は，３ａｔ％を下回って
も、あるいは１４ａｔ％を超えても超弾性現象が悪くな
る、すなわち、変形したときに塑性ひずみが入り、元の
状態に戻らなくなるためである。
【００３１】従って、Ｔｉに対してＭｏが２〜１２ａｔ
％、Ａｌが３〜１４ａｔ％以下含有する合金は、超弾性
を示すβ相型固溶体チタン合金である。このため、急冷
されたチタン合金の結晶構造は、変形能の優れた斜方晶
であるため熱間加工、および冷間加工が容易で，Ｔｉ−
Ｎｉ系合金よりも加工費が安くなる。
％、Ａｌが３〜１４ａｔ％以下含有する合金は、超弾性
を示すβ相型固溶体チタン合金である。このため、急冷
されたチタン合金の結晶構造は、変形能の優れた斜方晶
であるため熱間加工、および冷間加工が容易で，Ｔｉ−
Ｎｉ系合金よりも加工費が安くなる。
【００３２】このような、Ｔｉ−Ｍｏ−Ａｌ系の合金
は、例えば、実施の形態の１と同様にして作製できる
が、もちろん、この方法に限定されるものではない。す
なわち、これらの、金属を所定の合金成分となるよう
に，例えば消耗電極式アーク溶解炉を用いて溶解し、必
要な形状に鋳造してインゴットを作製する。次に、この
インゴットは、偏析除去を目的として、雰囲気を真空又
は不活性ガスとし、温度範囲を１０００〜１２００℃と
し、保持時間を１０〜４８時間として均質化熱処理を施
した後、室温にまで油又は水を用いて急冷する。
は、例えば、実施の形態の１と同様にして作製できる
が、もちろん、この方法に限定されるものではない。す
なわち、これらの、金属を所定の合金成分となるよう
に，例えば消耗電極式アーク溶解炉を用いて溶解し、必
要な形状に鋳造してインゴットを作製する。次に、この
インゴットは、偏析除去を目的として、雰囲気を真空又
は不活性ガスとし、温度範囲を１０００〜１２００℃と
し、保持時間を１０〜４８時間として均質化熱処理を施
した後、室温にまで油又は水を用いて急冷する。
【００３３】次に、インゴットに冷間加工を施して薄板
材を得る。この薄板材は、合金元素の固溶を目的とし
て、雰囲気を真空又は不活性ガスとし、温度範囲を６０
０〜１１００℃とし、保持時間を１分〜１０時間として
溶体化処理を施す。次に、適時加工、熱処理を施して、
α相が微細に析出した超弾性チタン合金を得る。
材を得る。この薄板材は、合金元素の固溶を目的とし
て、雰囲気を真空又は不活性ガスとし、温度範囲を６０
０〜１１００℃とし、保持時間を１分〜１０時間として
溶体化処理を施す。次に、適時加工、熱処理を施して、
α相が微細に析出した超弾性チタン合金を得る。
【００３４】本発明の第３の実施の形態であるＴｉ−Ｍ
ｏ−Ｇｅ系合金について説明する。ＴｉにＭｏを添加す
る効果は上記第１の実施の形態で説明した場合と同様で
ある。
ｏ−Ｇｅ系合金について説明する。ＴｉにＭｏを添加す
る効果は上記第１の実施の形態で説明した場合と同様で
ある。
【００３５】ＴｉにＧｅを添加する場合、Ｇｅはα相安
定化元素として作用し、α領域が拡大し室温強度が上昇
すると言われている。そこで、Ｔｉにβ相安定化元素で
ありマルテンサイト変態温度を下げるＭｏと、α相安定
化元素のＧｅとを添加した成分組成で、急冷により生じ
るマルテンサイトを熱弾性型とし、超弾性を示すβ相型
固溶体チタン合金の開発を進めた。その結果、以下合金
組成の超弾性を示すβ相型固溶体チタン合金を開発する
ことができた。
定化元素として作用し、α領域が拡大し室温強度が上昇
すると言われている。そこで、Ｔｉにβ相安定化元素で
ありマルテンサイト変態温度を下げるＭｏと、α相安定
化元素のＧｅとを添加した成分組成で、急冷により生じ
るマルテンサイトを熱弾性型とし、超弾性を示すβ相型
固溶体チタン合金の開発を進めた。その結果、以下合金
組成の超弾性を示すβ相型固溶体チタン合金を開発する
ことができた。
【００３６】Ｍｏについては、含有量を２〜１２ａｔ％
の範囲に限定する。この理由は，２ａｔ％を下回って
も、あるいは１２ａｔ％を超えても超弾性現象が悪くな
る、すなわち、変形したときに塑性ひずみが入り、元の
状態に戻らなくなるためである。
の範囲に限定する。この理由は，２ａｔ％を下回って
も、あるいは１２ａｔ％を超えても超弾性現象が悪くな
る、すなわち、変形したときに塑性ひずみが入り、元の
状態に戻らなくなるためである。
【００３７】Ｇｅについては、含有量を８ａｔ％以下の
範囲に限定する。この理由は，８ａｔ％を超えて含有し
ても超弾性現象が悪くなる、すなわち、変形したときに
塑性ひずみが入り、元の状態に戻らなくなるためであ
る。
範囲に限定する。この理由は，８ａｔ％を超えて含有し
ても超弾性現象が悪くなる、すなわち、変形したときに
塑性ひずみが入り、元の状態に戻らなくなるためであ
る。
【００３８】従って、Ｔｉに対してＭｏが２〜１２ａｔ
％、Ｇｅが８ａｔ％以下含有する合金は、超弾性を示す
β相型固溶体チタン合金である。このため、急冷された
チタン合金の結晶構造は、変形能の優れた斜方晶である
ため熱間加工、および冷間加工が容易で，Ｔｉ−Ｎｉ系
合金よりも加工費が安くなる。
％、Ｇｅが８ａｔ％以下含有する合金は、超弾性を示す
β相型固溶体チタン合金である。このため、急冷された
チタン合金の結晶構造は、変形能の優れた斜方晶である
ため熱間加工、および冷間加工が容易で，Ｔｉ−Ｎｉ系
合金よりも加工費が安くなる。
【００３９】このような、Ｔｉ−Ｍｏ−Ｇｅ系の合金
は、実施の形態の１と同様にして作製できるが、もちろ
ん、この方法に限定されるものではない。すなわち、こ
れらの、金属を所定の合金成分となるように，例えば消
耗電極式アーク溶解炉を用いて溶解し、必要な形状に鋳
造してインゴットを作製する。次に、このインゴット
は、偏析除去を目的として、雰囲気を真空又は不活性ガ
スとし、温度範囲を１０００〜１２００℃とし、保持時
間を１０〜４８時間として均質化熱処理を施した後、室
温にまで油又は水を用いて急冷する。
は、実施の形態の１と同様にして作製できるが、もちろ
ん、この方法に限定されるものではない。すなわち、こ
れらの、金属を所定の合金成分となるように，例えば消
耗電極式アーク溶解炉を用いて溶解し、必要な形状に鋳
造してインゴットを作製する。次に、このインゴット
は、偏析除去を目的として、雰囲気を真空又は不活性ガ
スとし、温度範囲を１０００〜１２００℃とし、保持時
間を１０〜４８時間として均質化熱処理を施した後、室
温にまで油又は水を用いて急冷する。
【００４０】次に、インゴットに冷間加工を施して薄板
材を得る。この薄板材は、合金元素の固溶を目的とし
て、雰囲気を真空又は不活性ガスとし、温度範囲を６０
０〜１１００℃とし、保持時間を１分〜１０時間として
溶体化処理を施す。次に、適時加工、熱処理を施して、
α相が微細に析出した超弾性チタン合金を得る。
材を得る。この薄板材は、合金元素の固溶を目的とし
て、雰囲気を真空又は不活性ガスとし、温度範囲を６０
０〜１１００℃とし、保持時間を１分〜１０時間として
溶体化処理を施す。次に、適時加工、熱処理を施して、
α相が微細に析出した超弾性チタン合金を得る。
【００４１】
【実施例】（実施例1）図２としての表1に示した組成の
Ｔｉ−Ｍｏ−Ｇａ系合金インゴットを，消耗電極式アー
ク溶解炉を用いて溶解、鋳造して作製した。このインゴ
ットを１１００℃で２４時間保持して均質化処理を施し
た後、水を用いて急冷した。その後、９５％の減面率で
冷間圧延を行って、厚さが０．４ｍｍの板材を得た。こ
の板材から、幅１ｍｍ，長さが２０ｍｍの試験片を切り
出した。試験片は、１０００℃に１時間保持した後、水
焼き入れした。その結果、超弾性チタン合金を得ること
ができた。
Ｔｉ−Ｍｏ−Ｇａ系合金インゴットを，消耗電極式アー
ク溶解炉を用いて溶解、鋳造して作製した。このインゴ
ットを１１００℃で２４時間保持して均質化処理を施し
た後、水を用いて急冷した。その後、９５％の減面率で
冷間圧延を行って、厚さが０．４ｍｍの板材を得た。こ
の板材から、幅１ｍｍ，長さが２０ｍｍの試験片を切り
出した。試験片は、１０００℃に１時間保持した後、水
焼き入れした。その結果、超弾性チタン合金を得ること
ができた。
【００４２】この超弾性チタン合金試験片の形状回復特
性を評価するため、まず恒温槽内に保持する等の方法に
より３７℃に保ちながら、直径１０ｍｍのステンレス丸
棒に巻きつけるように１回曲げ、１８０°曲げた状態で
３０秒間保持した。回復特性は、巻きつけた試験片をス
テンレス丸棒からはずし、塑性変形して元の水平な板状
に戻れない曲がり角度を測定して評価した。
性を評価するため、まず恒温槽内に保持する等の方法に
より３７℃に保ちながら、直径１０ｍｍのステンレス丸
棒に巻きつけるように１回曲げ、１８０°曲げた状態で
３０秒間保持した。回復特性は、巻きつけた試験片をス
テンレス丸棒からはずし、塑性変形して元の水平な板状
に戻れない曲がり角度を測定して評価した。
【００４３】曲がりの角度の測定方法を図１を用いて説
明する。ステンレス丸棒に巻きつけた超弾性チタン合金
試験片１が、巻きつける前の形状に戻らずに塑性変形し
た場合、その変形度合いを水平面に対する角度（θ）２
で表わしたものである。
明する。ステンレス丸棒に巻きつけた超弾性チタン合金
試験片１が、巻きつける前の形状に戻らずに塑性変形し
た場合、その変形度合いを水平面に対する角度（θ）２
で表わしたものである。
【００４４】形状回復特性の評価結果は、表１に合わせ
て示した。形状記憶特性は、角度（θ）が５度以下の場
合には回復しているとみなし、表には○印をつけて表わ
した。表１の番号ａ−５〜ａ−１２は組成が本発明範囲
外であるために超弾性現象が悪く形状が回復しない。そ
れに対して、本発明品の番号ａ−1〜ａ−４は、形状回
復する。
て示した。形状記憶特性は、角度（θ）が５度以下の場
合には回復しているとみなし、表には○印をつけて表わ
した。表１の番号ａ−５〜ａ−１２は組成が本発明範囲
外であるために超弾性現象が悪く形状が回復しない。そ
れに対して、本発明品の番号ａ−1〜ａ−４は、形状回
復する。
【００４５】（実施例２）図３としての表２に示す組成
のＴｉ−Ｍｏ−Ａｌ系合金を、実施例１と同様の方法に
より厚さ０．４ｍｍの板材を作成し。この板材から超弾
性チタン合金試験片を作製した。この超弾性チタン合金
試験片について、実施例1と同様の方法により形状回復
特性を評価した。その結果は、表２に示す通りである。
表２の番号b−５〜ｂ−１２は組成が本発明範囲外であ
るために超弾性現象が悪く形状が回復しない。それに対
して、本発明品の番号b−１〜ｂ−６は形状回復する。
のＴｉ−Ｍｏ−Ａｌ系合金を、実施例１と同様の方法に
より厚さ０．４ｍｍの板材を作成し。この板材から超弾
性チタン合金試験片を作製した。この超弾性チタン合金
試験片について、実施例1と同様の方法により形状回復
特性を評価した。その結果は、表２に示す通りである。
表２の番号b−５〜ｂ−１２は組成が本発明範囲外であ
るために超弾性現象が悪く形状が回復しない。それに対
して、本発明品の番号b−１〜ｂ−６は形状回復する。
【００４６】（実施例３）図４としての表３に示す組成
のＴｉ−Ｍｏ−Ｇｅ系合金を、実施例１と同様の方法に
より厚さ０．４ｍｍの板材を作成し。この板材から超弾
性チタン合金試験片を作製した。この超弾性チタン合金
試験片について、実施例1と同様の方法により形状回復
特性を評価した。その結果は、表３に示す通りである。
表３の番号ｃ−５〜ｃ−１０は組成が本発明範囲外であ
るために超弾性現象が悪く形状が回復しない。それに対
して、本発明品の番号ｃ−１〜ｃ−４は形状回復する。
のＴｉ−Ｍｏ−Ｇｅ系合金を、実施例１と同様の方法に
より厚さ０．４ｍｍの板材を作成し。この板材から超弾
性チタン合金試験片を作製した。この超弾性チタン合金
試験片について、実施例1と同様の方法により形状回復
特性を評価した。その結果は、表３に示す通りである。
表３の番号ｃ−５〜ｃ−１０は組成が本発明範囲外であ
るために超弾性現象が悪く形状が回復しない。それに対
して、本発明品の番号ｃ−１〜ｃ−４は形状回復する。
【００４７】以上から、本発明の、ＴｉにＭｏを添加
し、さらにＧａ、Ａｌ、またはＧｅを適量添加してそれ
ぞれ組合せた合金について超弾性効果を発現させること
ができた。また、本発明の合金はＮｉを含んでいないた
め、生体用に用いてもアレルギーを生じさせる懸念がな
い。すなわち、超弾性特性を合わせて備えたＮｉを含ま
ない本発明の合金は、生体用材料として好適に用いるこ
とができる。
し、さらにＧａ、Ａｌ、またはＧｅを適量添加してそれ
ぞれ組合せた合金について超弾性効果を発現させること
ができた。また、本発明の合金はＮｉを含んでいないた
め、生体用に用いてもアレルギーを生じさせる懸念がな
い。すなわち、超弾性特性を合わせて備えたＮｉを含ま
ない本発明の合金は、生体用材料として好適に用いるこ
とができる。
【００４８】
【発明の効果】ＴｉにＭｏを加え、さらにＧａ、Ａｌ、
またはＧｅを適量添加した合金は超弾性効果を発現させ
ることができる。また、Ｎｉを含まないことから、アレ
ルギーの懸念がなく、生体用に好適に用いることができ
る。
またはＧｅを適量添加した合金は超弾性効果を発現させ
ることができる。また、Ｎｉを含まないことから、アレ
ルギーの懸念がなく、生体用に好適に用いることができ
る。
【図１】曲がり角度の測定法を説明する図である・
【図２】図２として示した表１であり、Ｔｉ−Ｍｏ−Ｇ
ａ系合金の組成、評価一覧表である。
ａ系合金の組成、評価一覧表である。
【図３】図３として示した表２であり、Ｔｉ−Ｍｏ−Ａ
ｌ系合金の組成、評価一覧表である。
ｌ系合金の組成、評価一覧表である。
【図４】図４として示した表３であり、Ｔｉ−Ｍｏ−Ｇ
ｅ系合金の組成、評価一覧表である。
ｅ系合金の組成、評価一覧表である。
１ 超弾性合金試験片
２ 曲がり角度（θ）
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
Ｃ２２Ｆ 1/18 Ｃ２２Ｆ 1/00 Ａ
// Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０１
６０１ ６２３
６２３ ６３０Ｆ
６３０ ６７５
６７５ ６８１
６８１ ６８２
６８２ ６８５
６８５ ６８６Ａ
６８６ ６９１Ｂ
６９１ Ａ６１Ｍ 25/00 ４５０Ｂ
(72)発明者 田中 豊延
神奈川県平塚市東八幡５丁目１番８号 株
式会社古河テクノマテリアル内
(72)発明者 堀川 宏
神奈川県平塚市東八幡５丁目１番８号 株
式会社古河テクノマテリアル内
(72)発明者 宮崎 修一
茨城県つくば市松代５丁目５番26号
(72)発明者 細田 秀樹
神奈川県横浜市緑区藤が丘２丁目41番21号
東京工業大学藤が丘宿舎102号
Ｆターム(参考） 4C081 AC03 AC08 AC16 BB07 CG03
DA04
4C167 AA28 GG33 GG42
Claims (6)
- 【請求項１】 チタンのβ相安定化元素であるＭｏと、
α相安定化元素であり生体適合性の良いＡｌ、Ｇａ，Ｇ
ｅのうち１種以上を含有し、残部がＴｉおよび不可避不
純物からなることを特徴とする生体用超弾性チタン合
金。 - 【請求項２】 前記Ｍｏの含有量が２〜１２ａｔ％であ
り、前記α相安定化元素のＧａを１４ａｔ％以下含有す
ることを特徴とする請求項１に記載の生体用超弾性チタ
ン合金。 - 【請求項３】 前記Ｍｏの含有量が２〜１２ａｔ％であ
り、前記α相安定化元素のＡｌを３〜１４ａｔ％含有す
ることを特徴とする請求項１に記載の生体用超弾性チタ
ン合金。 - 【請求項４】 前記Ｍｏの含有量が２〜１２ａｔ％であ
り、前記α相安定化元素のＧｅを８ａｔ％以下含有する
ことを特徴とする請求項１に記載の生体用超弾性チタン
合金。 - 【請求項５】 前記生体用超弾性チタン合金が、β相型
固溶体チタン合金であり、結晶構造が斜方晶であること
を特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の生体
用超弾性チタン合金。 - 【請求項６】 下記の製造工程からなることを特徴とす
る生体用超弾性チタン合金の製造方法。 （ａ）チタンのβ相安定化元素であるＭｏと、α相安定
化元素であり生体適合性の良いＡｌ、Ｇａ，Ｇｅのうち
１種以上を含有し、残部がＴｉおよび不可避不純物から
なるチタン合金のインゴットを用意し、（ｂ）前記イン
ゴットを、真空中又は不活性ガス雰囲気中で、温度範囲
を１０００〜１２００℃で均質化熱処理を施した後、室
温にまで冷却し、（ｃ）前記急冷後のインゴットに冷間
加工を施して板材を得、（ｄ）前記板材を、真空中又は
不活性ガス雰囲気中で、温度範囲を６００〜１２００℃
とし熱処理をする。
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