JP2015507689A - 冷間加工によるα”相を有するチタノ合金の機械的強度を向上するための方法 - Google Patents
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Abstract
Description
本出願は、2011年12月6日付で提出の米国仮出願第61/567,189号に対して、優先権を主張し、これはすべて参考として、本明細書中に引用されうる。
本発明は、冷間加工による機械的性質が強化された、主相(major phase)としてα”相を有するチタン−モリブデン合金に関し、特に、冷間加工による機械的性質が強化された、主相(major phase)としてα”相を有するチタン−モリブデン合金の医療用インプラントに関する。
チタンおよびチタン合金は、それらの軽量性、優れた機械的性能および耐腐食性により、一般的に多くの医療用途に利用されている。商業上純チタン(c.p.Ti)の使用例として、人工歯根、歯冠(クラウン)およびブリッジ、義歯フレームワーク、ペースメーカーケース、心臓弁ケージおよび再建デバイス等が含まれる。しかし、c.p.Tiは、その強度が比較的に低いため、高い耐荷重用途には使用できない可能性がある。
骨の完全性を維持するのに協力できる。骨と比較して金属インプラントの高い弾性係数の懸念は、今でもある。セメントレス人工股関節(cementless hip)、人工膝関節および脊椎インプラントでよく観察された応力遮蔽現象は、骨吸収(bone resorption)を引き起こし、結果として関節形成の失敗をもたらす(Sumner and Galante 1992, Engh and Bobyn 1988)。
and Taylor 1990)。イヌ科およびヒツジの移植研究は、動物において、低い係数の人工股関節インプラントで骨吸収が顕著に低下されたことを示した(Bobyn et al. 1992)。Bobynらもまた、人工股関節の患者が通常経験した骨損失(bone loss)は、より低い係数の補綴を用いることによって減少することを示した。
蔽リスクの複合効果のため、好ましいことが知られている。それにもかかわらず、合金設計の観点から、合金の強度を増大させると同時に該合金弾性係数を増大させることは、常に大きな課題となっている。合金の強度および弾性係数は、常に、同時に増大されるか、もしくは低下される。
elements)を含むことが必要とされている。例えば、β−相二元Ti−Ta合金およびTi−Nb合金を合成するために、それぞれ約50wt%および35wt%のTaおよびNbが必要とされている。大量のかような重い重量、高いコストおよび高い融解温度の元素の添加は、密度(低密度はTiおよびTi合金の唯一の固有利点である)、製造コストおよび加工難度を増加させる。
本発明の主な目的は、比較的に高強度および比較的に低係数を有する、チタン−モリブデン合金から製造される物品を提供することである。
主相としてα”相を有するチタン−モリブデン合金のワークピース(work piece)を提供すること、および
室温で前記ワークピースの少なくとも一部に対して、1回または繰り返して冷間加工を行い、前記物品の素地(green body)を得ること、この際、得られる前記素地の冷間加工された部分は、前記ワークピースの前記少なくとも一部の平均厚さの10%〜90%である平均厚さを有し、前記冷間加工された部分は、主相としてα”相を有する。
。
screw)、骨固定接続ロッド(bone fixation connection rod)、椎間板(intervertebral disc)、大腿骨インプラント(femoral implant)、股関節インプラント(hip implant)、膝人工関節インプラント(knee prosthesis implant)またはデンタルインプラント(dental implant)である。
すべき違いの理由は完全に現時点では解明されていないが、α”相Ti−Mo系合金の非常に優れた冷間加工性は劇的に合金の応用を広げられることが確かである。
本明細書における「冷間加工」との語は、金属加工の分野で通常使用される一般用語であり、当該方法の厳密な周囲/室温度を規定することなく、単に周囲/室温度で加工される(圧延、鍛造、押し出し、および引き抜き等によって)ことを意味する。この語は、単に、金属を柔らかくなるように高い温度に加熱し(一般的に、材料に依存して、数百度から千度よりも高い温度まで)(合金を通過させるローラまたはダイを加熱してもよい)、次に当該金属がまだ熱いうちに金属加工プロセスを行うという「熱加工」プロセスと反対である。
(例えば、圧延された、引き抜きされた、鍛造された、または押し出しされた)合金を溶解処理し、次に水焼き入れを行うことによって製造してもよい。
α”相二元Ti−Mo、Ti−Nb、Ti−TaおよびTi−W合金の準備:
四つ異なるα”相二元Ti合金(Ti−7.5wt%Mo、Ti−20wt%Nb、Ti−37.5wt%TaおよびTi−18.75wt%W)が本研究のために準備された。前記Ti−7.5Mo合金は、グレード2の市販の純チタン(c.p.Ti)バー(Northwest Institute for Non−ferrous Metal
Research,China)および純度99.95%のモリブデンワイヤー((Alfa Aesar,USA)から製造された。前記Ti−20Nb合金は、同様のc.p.Tiバーおよび純度99.8%のニオブ削りくず(turnings)(Strem
Chemicals Inc.,USA)から製造された。前記Ti−37.5Ta合金は、同様のc.p.Tiバーおよび純度99.9%のタンタルパウダー(Alfa Aesar,England)から製造された。前記Ti−18.75W合金は、同様のc.p.Tiバーおよび純度99.9%のタングステンパウダー(Acros Organics,USA)から製造された。
Iwatani Corp.,Japan)を用いて製造された。溶融/鋳造(melting/casting)前、当該溶融チャンバーを真空排気し、アルゴンでパージした。1.5kgf/cm2のアルゴン圧力を溶融中に維持した。適切な量の金属をタングステン電極を有するU字状の銅製ハースで溶融させた。インゴットは、合金の化学的均一性を向上するために、少なくとも三回再溶融した。毎回の溶融/鋳造後、合金は、表面の酸化物を除去するためにHNO3/HF(3:1)溶液を用いて酸洗浄した。
した。XRDの結果で、高速冷却(水焼き入れ)のサンプルは、主相としてα”相の相を持っていることを確認する。
位相解析のためのX線回折(XRD)は、3°/分の走査速度で0kVおよび20mAの操作で、リガク回折装置(Rigaku D−max IIIV, Rigaku Co., Tokyo, Japan)を用いて行った。本研究のためにニッケル濾過(Ni−filtered)CuKα線を用いた。回折角校正のためにシリコン標準物を使用した。JCPDSファイルによる回折パターンの各特徴的なピークを照合することによって、様々な相を同定した。
油圧サーボ式試験機(EHF−EG、島津製作所(株)、東京、日本)は、引張試験のために使用された。引張試験は、室温で、8.33×10−6ms−1の一定のクロスヘ
ッド速度で行われた。平均極限引張強度(ultimate tensile strength、UTS)、0.2%オフセットの降伏強度(yield strength、YS)、弾性係数(modulus of elasticity、Mod)および破損点伸び(elongation to failure、Elong)は、各プロセス条件下で5回の試験から得られた。
二軸100トンレベルの圧延試験装置(Chun Yen Testing Machines Co., Taichung, Taiwan)を用いて冷間圧延を行い、α”相のTi−Mo、Ti−Nb、Ti−TaおよびTi−Wの冷間加工性を比較した。各パスの後、これらのサンプルの厚さは、最終パスから約5〜15%減少された。
図1の写真は、α”相Ti−7.5Mo合金の優れた冷間加工性を示す。大規模の冷間圧延プロセスを経た後においても、それによってサンプルの厚さは、80%まで大幅に減少され、サンプルの表面全体にわたって構造的な損傷は観察されなかった。さらに以下のことが発見された。すなわち、一回のシングルパス(single−pass)冷間圧延を経た後でも、当該厚さは>50%まで大幅に減少されたが、構造的な損傷が観察されなかった。
(1)全ての鋳放しTi−7.0Mo、Ti−7.5MoおよびTi−8.0Mo合金は、主相としてα”相を有する。
(2)Ti−8Moは、Ti−7.0MoおよびTi−7.5Moに比べてより高い強度水準を有する。
(1)α”相Ti−7.5Mo合金の強度は、冷間圧延によって大幅に向上された。
(2)厚さが65%または80%まで減少された際に最大強度が得られ、その一方で、約10%の伸び(elongation)が維持される。
(3)当該サンプルの厚さが50%まで減少された際に最小弾性係数が得られる。
(1)α”相Ti−7.5Mo合金の強度は、冷間圧延によって大幅に向上された。
(2)厚さが80%まで減少された際に最大強度(溶解処理されたサンプルに比べて、Y
Sにおいて130%高く、UTSにおいて44%高い)が得られ、その一方で、約13%の十分な伸び(elongation)が維持される。
(3)当該サンプルの厚さが50%まで減少された際に最小弾性係数が得られる。
(1)α”相Ti−7.5Mo合金の強度/係数比(高強度、低弾性係数インプラント材料のための一つ重要な性能指標)は、冷間圧延によって劇的に向上された。
(2)50%冷間圧延されたサンプルのYS/係数比は、一般的に使用されるTi−6Al−4V(ELI)に比べて約100%高く、グレード4のc.p.Tiに比べて約190%高く、グレード2のc.p.Tiに比べて約500%高い。50%冷間圧延されたサンプルのUTS/係数比は、一般的に使用されるTi−6Al−4V(ELI)に比べて約140%高く、グレード4のc.p.Tiに比べて約230%高く、グレード2のc.p.Tiに比べて約420%高い。
(3)65%冷間圧延されたサンプルのYS/係数比は、一般的に使用されるTi−6Al−4V(ELI)に比べて約90%高く、グレード4のc.p.Tiに比べて約170%高く、グレード2のc.p.Tiに比べて約450%高い。65%冷間圧延されたサンプルのUTS/係数比は、一般的に使用されるTi−6Al−4V(ELI)に比べて約110%高く、グレード4のc.p.Tiに比べて約180%高く、グレード2のc.p.Tiに比べて約350%高い。
(4)80%冷間圧延されたサンプルのYS/係数比は、一般的に使用されるTi−6Al−4V(ELI)に比べて約70%高く、グレード4のc.p.Tiに比べて約150%高く、グレード2のc.p.Tiに比べて約400%高い。50%冷間圧延されたサンプルのUTS/係数比は、一般的に使用されるTi−6Al−4V(ELI)に比べて約100%高く、グレード4のc.p.Tiに比べて約170%高く、グレード2のc.p.Tiに比べて約330%高い。
(1)結晶化度は、厚さにおける累積減少の向上に伴って、減少し続ける。
(2)当該冷間圧延された合金は主にα”相から構成される。厚さの65%減少後、α”相はほぼ90%であり、厚さの80%減少後においても、α”相は依然としてほぼ80%である。
(3)厚さにおける累積減少の向上に伴って、α’相の含有量は次第に増加する。
Claims (28)
- 主相としてα”相を有するチタン合金の物品を製造するための方法であって、以下のステップ:
a)主相としてα”相を有するチタン−モリブデン合金のワークピースを提供すること;および
b)室温で前記ワークピースの少なくとも一部に対して、1回または繰り返して冷間加工を行い、チタン合金の物品の素地を得ること、この際、得られる前記素地の冷間加工された部分は、前記ワークピースの前記少なくとも一部の平均厚さの10%〜90%である平均厚さを有し、前記冷間加工された部分は、主相としてα”相を有する、
を含む、方法。 - ステップa)における前記チタン−モリブデン合金が、実質的に7〜9wt%のモリブデンおよび残余部分のチタンからなる、請求項1に記載の方法。
- 前記チタン−モリブデン合金が、実質的に約7.5wt%のモリブデンおよび残余部分のチタンからなる、請求項2に記載の方法。
- ステップb)における前記冷間加工を1回行い、かつ得られる前記素地の冷間加工された部分は、前記ワークピースの前記少なくとも一部の平均厚さの50〜90%である平均厚さを有する、請求項1に記載の方法。
- ステップb)における前記冷間加工を繰り返して行い、かつ毎回の前記繰り返された冷間加工が、前記冷間加工された部分の平均厚さの約40%未満の減少をもたらす、請求項1に記載の方法。
- ステップb)から得られた前記冷間加工された部分が、主相としてα”相を有し、マイナー相としてα’相を有する、請求項1に記載の方法。
- ステップb)から得られた前記素地の冷間加工された部分が、前記ワークピースの前記少なくとも一部の平均厚さの35%〜65%である平均厚さを有する、請求項1に記載の方法。
- ステップb)から得られた前記素地の冷間加工された部分が、前記ワークピースの前記少なくとも一部の平均厚さの約50%である平均厚さを有する、請求項7に記載の方法。
- ステップb)における前記冷間加工が、圧延、引き抜き、押し出しまたは鍛造を含む、請求項1に記載の方法。
- ステップa)における前記ワークピースが、鋳放しワークピースである、請求項1に記載の方法。
- ステップa)における前記ワークピースが、熱間加工されたワークピース、溶解処理されたワークピース、または900℃〜1200℃の温度まで熱間加工および溶解処理し、次に水焼き入れされたワークピースである、請求項1に記載の方法。
- 前記物品が、医療用インプラントであり、ステップb)における前記素地が、さらなる加工が必要としている医療用インプラントの素地である、請求項1に記載の方法。
- 前記医療用インプラントが、骨プレート、骨スクリュー、骨固定接続ロッド、椎間板、
大腿骨インプラント、股関節インプラント、膝人工関節インプラントまたはデンタルインプラントである、請求項12に記載の方法。 - ステップb)から得られた前記素地をエージングすることをさらに含み、これにより、前記素地の降伏強度を基準とする際の前記エージングされた素地の降伏強度が少なくとも10%増加し、前記エージングされた素地の破損点伸びが約5.0%以上である、請求項1に記載の方法。
- 前記エージングを、150〜250℃で、約7.0〜30分間の期間で行う、請求項14に記載の方法。
- 主相としてα”相を有するチタン合金の物品であって、以下のステップ:
a)主相としてα”相を有するチタン−モリブデン合金のワークピースを提供すること;および
b)室温で前記ワークピースの少なくとも一部に対して、1回または繰り返して冷間加工を行い、チタン合金の物品の素地(green body)を得ること、この際、得られる前記素地の冷間加工された部分は、前記ワークピースの前記少なくとも一部の平均厚さの10%〜90%である平均厚さを有し、前記冷間加工された部分は主相としてα”相を有する、
を含む方法によって製造され、
この際、前記素地の得られた冷間加工された部分は、約600〜1100MPaの降伏強度を有し、約60〜85GPaの弾性係数を有する、物品。 - ステップa)における前記チタン−モリブデン合金が、実質的に7〜9wt%のモリブデンおよび残余部分のチタンからなる、請求項16に記載の物品。
- 前記チタン−モリブデン合金が、実質的に約7.5wt%のモリブデンおよび残余部分のチタンからなる、請求項17に記載の物品。
- ステップb)における前記冷間加工を1回行い、かつ得られる前記素地の冷間加工された部分は、前記ワークピースの前記少なくとも一部の平均厚さの50〜90%である平均厚さを有する、請求項16に記載の物品。
- ステップb)における前記冷間加工を繰り返して行い、かつ毎回の前記繰り返された冷間加工が、前記冷間加工された部分の平均厚さの約40%未満の減少をもたらす、請求項16に記載の物品。
- ステップb)から得られた前記冷間加工された部分が、主相としてα”相を有し、マイナー相としてα’相を有する、請求項16に記載の物品。
- ステップb)から得られた前記素地の冷間加工された部分が、前記ワークピースの前記少なくとも一部の平均厚さの35%〜65%である平均厚さを有する、請求項16に記載の物品。
- ステップb)から得られた前記素地の冷間加工された部分が、前記ワークピースの前記少なくとも一部の平均厚さの約50%である平均厚さを有する、請求項22に記載の物品。
- ステップa)における前記チタン−モリブデン合金が実質的に約7.5wt%のモリブデンおよび残余部分のチタンからなり、ステップb)から得られた前記素地の前記冷間加
工された部分が、約800〜約1100MPaの降伏強度を有し、約60〜約75GPaの弾性係数を有する、請求項23に記載の物品。 - 前記方法が、ステップb)から得られた前記素地をエージングすることをさらに含み、これにより、前記素地の降伏強度を基準とする際の前記エージングされた素地の降伏強度(YS)が少なくとも10%増加し、前記エージングされた素地の破損点伸びが約5.0%以上である、請求項16に記載の物品。
- 前記エージングを、150〜250℃で、約7.0〜30分間の期間で行う、請求項25に記載の物品。
- 実質的に約7.5wt%のモリブデンおよび残余部分のチタンからなり、主相としてα”相を有し、その少なくとも一部が、約800〜約1100MPaの降伏強度を有し、約60〜約70GPaの弾性係数を有する、チタン合金の物品。
- 医療用インプラントである、請求項27に記載の物品。
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Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2018057842A (ja) * | 2016-09-30 | 2018-04-12 | 日本ピストンリング株式会社 | インプラント、及び、インプラントの製造方法 |
Citations (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2003293058A (ja) * | 2002-04-04 | 2003-10-15 | Furukawa Techno Material Co Ltd | 生体用超弾性チタン合金 |
US20040159374A1 (en) * | 1999-01-07 | 2004-08-19 | Jiin-Huey Chern Lin | Titanium alloy composition having a major phase of alpha" |
JP2005192894A (ja) * | 2004-01-09 | 2005-07-21 | Nec Tokin Corp | 生体用医療ワイヤー及びその製造方法 |
JP2006274319A (ja) * | 2005-03-28 | 2006-10-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度低ヤング率チタン合金とその製造方法 |
JP2008531843A (ja) * | 2005-02-25 | 2008-08-14 | ヴァルデマール・リンク・ゲゼルシャフト・ミット・ベシュレンクテル・ハフツング・ウント・コムパニー・コマンディットゲゼルシャフト | ベータ−チタニウムモリブデン合金からなる医療用インプラントを製造する方法およびこれに関連するインプラント |
JP2009024223A (ja) * | 2007-07-20 | 2009-02-05 | Nec Tokin Corp | 歯科用ワイヤーとその製造方法 |
JP2010216011A (ja) * | 2009-02-19 | 2010-09-30 | Nippon Steel Corp | 低ヤング率を有する準安定β型チタン合金およびその製造方法 |
Family Cites Families (16)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4799975A (en) | 1986-10-07 | 1989-01-24 | Nippon Kokan Kabushiki Kaisha | Method for producing beta type titanium alloy materials having excellent strength and elongation |
US5169597A (en) | 1989-12-21 | 1992-12-08 | Davidson James A | Biocompatible low modulus titanium alloy for medical implants |
US5226989A (en) * | 1991-12-16 | 1993-07-13 | Texas Instruments Incorporated | Method for reducing thickness of a titanium foil or thin strip element |
US5222282A (en) * | 1992-01-13 | 1993-06-29 | Texas Instruments Incorporated | Method for reducing thickness of a high-strength low-ductility metal foil on thin strip element |
US5281285A (en) | 1992-06-29 | 1994-01-25 | General Electric Company | Tri-titanium aluminide alloys having improved combination of strength and ductility and processing method therefor |
US5906692A (en) | 1993-12-28 | 1999-05-25 | Alliedsignal Inc. | Process for producing forged α-2 based titanium aluminides having fine grained and orthorhombic transformed microstructure and articles made therefrom |
US5698050A (en) | 1994-11-15 | 1997-12-16 | Rockwell International Corporation | Method for processing-microstructure-property optimization of α-β beta titanium alloys to obtain simultaneous improvements in mechanical properties and fracture resistance |
US5954724A (en) * | 1997-03-27 | 1999-09-21 | Davidson; James A. | Titanium molybdenum hafnium alloys for medical implants and devices |
US6726787B2 (en) * | 1999-01-07 | 2004-04-27 | Jiin-Huey Chern Lin | Process for making a work piece having a major phase of α from a titanium alloy |
US6409852B1 (en) * | 1999-01-07 | 2002-06-25 | Jiin-Huey Chern | Biocompatible low modulus titanium alloy for medical implant |
US6723189B2 (en) * | 1999-01-07 | 2004-04-20 | Jiin-Huey Chern Lin | Process for making a work piece having a major phase of α″ from a titanium alloy |
US6399215B1 (en) * | 2000-03-28 | 2002-06-04 | The Regents Of The University Of California | Ultrafine-grained titanium for medical implants |
JP4304897B2 (ja) * | 2000-12-20 | 2009-07-29 | 株式会社豊田中央研究所 | 高弾性変形能を有するチタン合金およびその製造方法 |
US7261782B2 (en) * | 2000-12-20 | 2007-08-28 | Kabushiki Kaisha Toyota Chuo Kenkyusho | Titanium alloy having high elastic deformation capacity and method for production thereof |
US20060231178A1 (en) * | 2005-04-18 | 2006-10-19 | Lin Jiin-Huey C | Method of making an article of a titanium alloy by plastically deforming at room temperature and/or polishing |
US8383187B2 (en) * | 2009-02-19 | 2013-02-26 | Depuy Products, Inc. | Rough porous constructs |
-
2012
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Patent Citations (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US20040159374A1 (en) * | 1999-01-07 | 2004-08-19 | Jiin-Huey Chern Lin | Titanium alloy composition having a major phase of alpha" |
JP2003293058A (ja) * | 2002-04-04 | 2003-10-15 | Furukawa Techno Material Co Ltd | 生体用超弾性チタン合金 |
JP2005192894A (ja) * | 2004-01-09 | 2005-07-21 | Nec Tokin Corp | 生体用医療ワイヤー及びその製造方法 |
JP2008531843A (ja) * | 2005-02-25 | 2008-08-14 | ヴァルデマール・リンク・ゲゼルシャフト・ミット・ベシュレンクテル・ハフツング・ウント・コムパニー・コマンディットゲゼルシャフト | ベータ−チタニウムモリブデン合金からなる医療用インプラントを製造する方法およびこれに関連するインプラント |
JP2006274319A (ja) * | 2005-03-28 | 2006-10-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度低ヤング率チタン合金とその製造方法 |
JP2009024223A (ja) * | 2007-07-20 | 2009-02-05 | Nec Tokin Corp | 歯科用ワイヤーとその製造方法 |
JP2010216011A (ja) * | 2009-02-19 | 2010-09-30 | Nippon Steel Corp | 低ヤング率を有する準安定β型チタン合金およびその製造方法 |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2018057842A (ja) * | 2016-09-30 | 2018-04-12 | 日本ピストンリング株式会社 | インプラント、及び、インプラントの製造方法 |
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