JP3010378B2

JP3010378B2 - Ｃｏ−ｃｒ−ｍｏ粉末冶金製品及びその製造方法

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Publication number: JP3010378B2
Application number: JP7517432A
Authority: JP
Inventors: コルソグレゴリージェイ．デル
Original assignee: CRS Holdings LLC
Current assignee: CRS Holdings LLC
Priority date: 1993-12-23
Filing date: 1994-11-30
Publication date: 2000-02-21
Anticipated expiration: 2015-02-21
Also published as: KR100236151B1; WO1995017530A1; KR970700255A; TW310344B; DE69419176D1; CA2178808C; DE69419176T2; EP0736108B1; US5462575A; ES2135038T3; CA2178808A1; EP0736108A1; JPH09506142A; ATE181372T1

Description

【発明の詳細な説明】発明の背景 ASTM F75,「ステライト」合金No.21,カーペンター
シー・シー・エム（CARPENTER CCM）及びガッズ「バイ
タリウム」（GADS“VITALLIUM"）と呼ばれているCo−Cr
−Mo合金が医療用デバイス（medical device）、特に外
科インプライトに用いられている。そのようなデバイス
には、それの接合面の良好な耐摩耗性と、使用中に付加
される加重を統制するための高強度とが要求される。
「ステライト」合金No.21はインプラントデバイス（imp
lant device）に広く用いられている。1980年代の末期
には、ニッケルに対する生体内のアレルギー反応の危険
性を軽減するために、ASTM F75（F75−87）におけるニ
ッケルの上限重量％が３％から１％に低減された。２つ
の合金等級に分けられた低ニッケル仕様のF75−87,3％
までのニッケルを含有する現在の「ステライト」合金N
o.21及び１％までのニッケルを含有する現在のASTM F7
5−87が医療インプラントデバイス用の鋳造品の形態で
用いられている。

キャスト材料（cast material）は、多孔質（porosit
y）及び炭化物偏析（carbide segregation）のようなミ
クロ組織欠陥（炭化物ネットワーキング（carbide netw
orking）又は炭化物プーリング（carbide pooling））
を受ける。多孔質が原因で鋳造インプラントの局部腐食
及び機械的特性の低下をもたらす。鋳造合金における炭
化物偏析は、鋳造インプラントの不良に結びつく腐食の
原因と考えられる。炭化物偏析を低減させるために鋳造
インプラントに均質熱処理（homogenization heat trea
tment）を施すことが知られている。鋳造作業によって
もたらされる多孔性を除去するために鋳造部品のホット
アイソスタティック成形法（HIP）が用いられている。

ポストキャスティング熱処理（post−casting therma
l treatment）の目的は、ミクロ組織における局部欠陥
を除去することによって使用中のインプラントの性能を
向上させることにある。然しながら、そのような熱処理
は材料の総合的な硬度及び強度を低減させるため、その
合金によって得られる耐摩耗性に悪影響を及ぼすことと
なる。ポストキャスティング熱処理によってもたらさせ
る硬度及び強度のロスを補填するために、均質化され又
はホットアイソスタティック成形された鋳造外科インプ
ラントの強度を増強させるための時効熱処理法が用いら
れている。キャスト材料が遭遇するその困難性のため
に、キャスト及び精錬材料を用いることが求められてき
た。鋳造されたインゴット中に存在する炭化物偏析が材
料の熱間加工を困難にさせることから標準的な鋳造／精
錬法によるF75−87合金の製造が困難なものであること
が証明された。特別な技術に頼ることなくF75−87合金
をより簡単に熱間加工できるようにするために、炭素含
有量を公称0.05％に低減し0.20％までの窒素を付加する
ことにより均質なF75−87合金成分を修正した。この修
正された合金の成分はASTM F799−87（F799）中で規制
されている。「カーペンターシー・シー・エム」合金
はそのような等級の合金の典型的なものである。炭素を
減少させると鋳造インゴット中に存在する炭化物偏析の
量が低減する。窒素を付加すると、その合金の強度を向
上させ、低炭素含量によって別の態様でもたれされる強
度のロスを相殺する。外科インプラント用F799中で定め
られているより高い機械的特性及び硬度を達成するべ
く、窒素強化材料が加工熱処理（TMP）、再結晶温度以
下での熱処理と同時メカニカル熱間加工との組み合わせ
処理によって頻繁に製造されている。TMPは典型的には1
700−1900F内の温度で実施される。

TMPは、バー又は部品毎に均一で再現可能な機械的特
性を達成するべく全ての材料が同じ機械加工量を有する
ことを確実にするための厳密なコントロールを要求す
る。このことは、製品を形成するために多くの再加熱及
び鍛造パス（forging passes）が費やされる、バースト
ック（bar−stock）から作られた完成品及び完成品に近
づくている製品の鍛造中に特に現実のものとなる。鍛造
のプラクティスは、製品のジオメトリー、特にその厚さ
によって変化する。ASTM F799の特性を達成することの
可能性は、鍛造される部分において所望量の残留応力を
達成することができる適切な温度で材料を鍛造すること
の可能性の如何によって困難となり不可能になる。これ
は、ASTM F799の機械的特性を満足させる、TMPされた
バーストックを用いることが鍛職人の作る鍛造製品がAS
TM F799の条件とされている特性を満足させるものであ
ることをその鍛職人に保証するものでないことを意味し
ている。同様に、部品毎の再現可能性はダイの摩耗に関
係し、低温になるにつれて増大するその摩耗は所望の機
械的特性に「侵入して」くる。

窒化物の形態にある窒素は、炭化物の形態にある炭素
と同様に結晶粒成長を妨害することはない。その特性
は、多孔質被覆インプラント（porous coated implan
t）即ちセメンテーションされていないインプラント（u
ncemented implant）に関する問題を引き起こす。その
ようなインプラントはセメンテーションされたインプラ
ントより肉体におけるより好ましい固定（fixation）を
可能にするべく開発されたものである。多孔質被覆イン
プラントを製造するために、金属紛又は細線（fine wir
e）を合金基材上で燒結させる。

燒結作業には、製品を高温に加熱し粉末を基板に適切に
固着することが必要である。特別な注意を払わないと、
そのような高温サイクルによって基材材料において、結
晶粒成長、偏析、結果的に生ずる耐摩耗性のロス及び強
度特に疲れ強さのロスを伴った微小孔構造を引き起こ
す。

結晶粒度の問題を改善するために、分散強度型「バイ
タリウム」合金（ガッズ「バイタリウム）が開発され
た。米国特許第4,668,290号に記載されているように、
ガッズ「バイタリウム」は燒結処理による悪影響を相殺
する分散した金属酸化物を含有している。ガッズ「バイ
タリウム」合金は、鋳造／精錬法と対比される粉末冶金
法を用いるだけで製造することができる。

ガッズ「バイタリウム」合金は、合金をかなり強化さ
せるが同様に加工を比較的困難にさせる可能性のある比
較的硬い分散した金属酸化物を含有している。ガッズ
「バイタリウム」合金粉末を圧密させ熱間加工してバー
ストック（bar−stock）を製造する。この合金の完成さ
れたバーストックは、合金の熱間加工中に生成する微小
孔構造からもたらされるわずかな超音波兆候を含んでい
るかもしれない。そのような兆候は、選択された熱間加
工パラメーター（ビレット温度又はパス（pass）毎の減
少量（amount of reduction）及び又は分散した金属酸
化物から明らかにもたらされる。ガッズ「バイタリウ
ム」合金のバーストックは冷間伸延（cold straighte
n）しにくく、その材料は、明らかに、金属酸化物粒子
の存在によりもたらされる応力強化のために、冷間伸延
処理中に時々損壊することが知られている。バー形態の
ガッズ「バイタリウム」合金を冷間伸延するには能力的
な限界があるため材料を完成品バーに処理することはよ
り難しく費用がかかる。

また、分散した金属酸化物のために、ガッズ「バイタ
リウム」合金機械加工することが困難である。従って、
この合金は主に鍛造バーの形態で供給されている。鍛造
バーは微小孔構造を除去するために更に熱間加工するこ
とができる。

1985年４月25日〜28日まで開催の第11回バイオメタル
学会年次会議の議事録のキルナー等による著「F75−76
合金の窒素強化」に記述されているように、孔質被覆イ
ンプラントの強化材として窒素を用いることが知られて
いる。その参照文献には、多孔質被覆F75−76合金（最
大3.00％の窒素）を窒化することによりこの合金の降伏
強さを増強させることができること示されている。然し
ながら、その増強された降伏強さはASTM F799によって
要求される120ksiの最小降伏強さを満足させるものでは
ない。窒化されていない材料は0.07％の炭素含量を有し
約50ksi（340MPa）の降伏強さを発揮する。

また、ASTM F75合金に関して、窒素と炭素を組み合
わせることによりその合金の降伏強さ及び引張強さだけ
でなく延性をも向上させる研究がなされている。米国特
許第3,865,585号には0.5％までの炭素と0.15〜0.5％の
窒素を含有した合金が開示されている。その合金延性は
向上していることを報告されているが、それの降伏強さ
及び引張強さはASTM F799の必要条件を満足させるもの
ではない。

粉末冶金法は同様に「ステライト21」合金及びF75−8
7合金から外科インプラントを製造するのに用いられて
いる。粉末冶金製品は鋳造／精錬製品よりは均質のミク
ロ組織を有するものであることが一般に知られている。
公知の粉末冶金製品の機械的特性は一般にASTM F75−8
7の必要条件（65ksiの最小降伏強さ）を満足させるもの
ではあるが、ASTM F799の必要条件（120ksiの最小降伏
強さ）を満足させるものではない。公知の粉末冶金製品
はASTM F799の機械的特性を満足させるために加工熱処
理することができる。同様に、粉末冶金製品は硬度を向
上させると共に降伏強さの如き機械的特性を向上させる
ために時効熱処理を施すことができる。粉末冶金製品を
焼なましすると、その粉末冶金合金製品がASTM F799で
規定されている最小硬度である少なくとも35HRCの硬度
を有しないというように、合金の強度及び硬度の重大な
減少が生ずるという結果になる。インプラント産業にお
いては、生体内での使用中にインプラントデバイスが最
良な性能を発揮するためには35HRCと等しいか或いは大
きな硬度が望ましい。

発明の概要鋳造製品又は鋳造／精錬製品及び公知の粉末冶金製品
に関連する上述の問題点については、本発明に依る方法
によりCo−Cr−Mo鋼製品を調整することによりかなりの
程度解決することができる。本発明の一局面に依れば、
強度と硬度と延性と耐食性とが組み合わさったユニーク
な特性を有する鋼合金製品を製造する方法を提供するこ
とができる。この方法は、重量％にして実質的に、最大
約0.35％のＣ、最大約1.00％のMn、最大約1.00％のSi、
約26.0−30.0％のCr、約5.0−7.0％のMo、最大約３％の
Ni,最大約0.25％のＮ、最大約1.00％のFeを含有し残部
が実質的にCoである粉末合金チャージ（charge）を調整
する工程を含んでいる。各重量％限度内でＣとＮとを下
記の関係式を満足させるようコントロールする。

62.866＋360.93×（％Ｃ）＋286.633×（％Ｎ） −682.165×（％Ｃ）^２−641.702×（％Ｎ）^２≧120 更に、本発明に依る粉末冶金製品の特性に悪影響を及
ぼす金属酸化物相（metal−oxidephase）の生成を避け
るために、マグネシウム，カルシウム，アルミニウム，
イットリウム，ランタン，チタン又はジルコニウムのよ
うな酸化物生成元素を非常に低レベル、即ち0.01％以下
に維持する。

実質的に完全に濃密な成形体（substantially fully
dense compact）を製造するべく設定された温度及び圧
力で粉末合金チャージを圧密する。ここで及び本明細書
を通して用いられている用語「実質的に完全に濃密な」
とは、相互連結孔（interconnected porosity）を実質
的に有しない金属粉成形体を意味する。本発明の目的を
達成するために、実質的に完全な濃密体は理論密度（th
eoretical density）が少なくとも約95％の密度を有し
ている。成形体は所望の製品形態を提供するべく、圧密
（consolidation）後に機械的に熱間加工することがで
きる。

本発明の他の局面に依れば、Co−Cr−Mo合金粉から作
られる実質的に完全に濃密な粉末冶金製品が提供され
る。その合金粉末は、重量％にして実質的に、最大約0.
35％のＣ、最大約1.00％のMn、最大約1.00％のSi、約2
6.0−30.0％のCr、約5.0−7.0％のMo、最大約3.00％のN
i、最大約0.25％のＮ、最大約1.00％のFeを含有し、残
部が実質的にCoである。各重量％限度内でＣとＮとを下
記の関係式を満足させるようコントロールする。

62.866＋360.93×（％Ｃ）＋286.633×（％Ｎ） −682.165×（％Ｃ）^２−641.702×（％Ｎ）^２≧120 上述したように、この合金粉は約0.01％以下の酸化物
生成元素を含有している。

詳細な説明本発明に依る方法を実施する際に、合金粉チャージを
用意し、実質的に完全な密度に圧密し、次に所望の形状
又は形態に熱間加工する。この合金粉は、ASTM F75−8
7又はASTM F799−87のいずれかとおおむね一致した成
分を有している。然しながら、この合金粉から作られた
製品が熱間加工された状態において機械的特性、即ちAS
TM F75−87及びASTM F799−87と一致した又はそれを
越える降伏強さ、引張強さ、延性及び硬度を有するよう
炭素と窒素がコントロールされている。

本発明に依り作られる粉末冶金製品の好ましい組成
は、重量％にして実質的に、最大約0.35％の炭素、各々
最大約1.0％のマンガン、ケイ素、鉄、約26−30％のク
ロム、約３％好ましくは最大約1.0％までのニッケル、
約４−７％のモリブデン、最大約0.25％の窒素を含み、
残部が実質的にコバルトである。この粉末冶金製品はそ
の合金組織中に金属酸化物相が存在するのを避けるため
に、約0.01％以下の酸化物生成元素を含有している。そ
のような金属酸化物相は、本発明に依る粉末冶金製品の
所望の特性に悪影響を及ぼす。

その合金粉チャージを用意する際に、炭素と窒素とを
下記の関係式を満足させるようコントロールする。

62.866＋360.93×（％Ｃ）＋286.633×（％Ｎ） −682.165×（％Ｃ）^２−641.702×（％Ｎ）^２≧120 合金粉は、好ましくは少なくとも0.31％の混合量の炭
素と窒素を含んでいる。約0.19−0.29％の炭素と約0.13
−0.25％の窒素を含有する合金粉によって良好な結果が
得られた。最良の結果を得るためには、合金粉は約0.25
−0.28％の炭素と約0.15−0.20％の窒素を含有してい
る。

その合金粉を製造するための好ましい方法は、合金材
料のヒート（heat）を溶解して、ほぼ次のような重量％
成分：最大0.35％の炭素、最大1.00％のマンガン、最大
1.00％のケイ素、26.0−30.0％のクロム、5.0−7.0％の
モリブデン、最大３％のニッケル、1.00％の鉄、残部が
実質的にコバルトを含有する溶融合金を提供することで
ある。他の溶解技術を用いることができるが、好ましい
溶解技術は真空誘導溶解法（VIM）である。

溶解処理中にVIM炉をアルゴンの如き不活性ガスの分
圧でバックフィル（backfill）する。これに代えて、不
活性ガスと窒素ガスを含むカバーガス（cover gas）で
バックフィルしてもよい。不活性ガス又はカバーガスの
存在中においては、溶融合金中に所望レベルの窒素を提
供するべく選択された温度に過熱させる。当業者に知ら
れているように溶融Co−Cr−Mo合金中の平衡窒素溶解度
（equilibrium nitrogen solubility）は、溶融合金の
温度に逆に関係し、溶融容器中の窒素の分圧の平方根と
直接に関係する。

過熱された溶融合金は、実質的に球状の粉末粒を提供
するよう窒素ガスで粉砕する。粉砕された合金を好まし
くは不活性雰囲気中で冷却し、粉末粒の過剰な窒化及び
酸化を防止する。冷却した時に、合金粉を所望の粒度に
ふるいにかけてブレンドする。

ふるいにかけブレンドした合金粉を次にステンレス鋼
の容器内に密度一杯に充填して閉成する。容器には、そ
の容器が真空ポンプに接続されるようにするための管継
手を設けるのが好ましい。真空ポンプに適当な方法で接
続した時に、容器の内部を真空に引きながら粉末充填容
器を高温で焼く。その加熱及び真空処理は、粉末及び容
器の内部をガス抜きするのに十分な時間続ける。

粉末充填容器をガス抜き処理した後に、その容器を密
封し真空ポンプから取り外す。次に、この粉末充填容器
を合金粉末を実質的に完全に濃密するのに十分な時間、
高温・高圧で圧密する。圧密技術としては、セラミック
粒圧密法（ceramic granularconsolidation（CERACO
N）），迅速全方向性凝固法（rapid omnidirectional c
ompaction（ROC）の如き公知の技術，その他の流体ダイ
圧密（fluid die consolidation）技術又は熱間押出し
法（hot extrusion）を用いることができるが、ホット
アイソスタティック成形法（HIP）が好ましい。

合金粉末チャージの熱間加工性に利するために、粉末
充填容器は好ましくは実際に則した高い温度で圧密す
る。然しながら、圧密温度は合金粉の初期溶解温度を越
えないのが好ましい。

圧密した合金粉は分塊圧延，鍛造，プレス又は圧延の
ような公知の方法で熱間加工して所望の製品形態を提供
する。圧密した合金粉は好ましくは約2100Fの温度から
熱間加工する。必要な場合には、熱間加工した合金粉成
形体を市販の最終寸法に機械加工することができる。容
器の残骸は好ましくは機械処理によって取り除く。

焼なましした材料又は焼なまししない材料を鍛造又は
機械加工ストックとして用いることができるが、焼なま
ししていない材料はより細かい粒度を有しているので、
焼なまししていない材料を用いるのが好ましい。非常に
高い強度を必要としない使用については、熱間加工した
合金粉成形体を焼なましすることができる。本発明に係
る方法により製造された製品は、約2220Fまでの温度で
焼なましした後に約35HRCより大きい硬度を発揮するも
のであることがわかった。熱間加工した材料の全体に亙
る焼なまし材料の冶金上の利点は、炭化物構造（carbid
e morphology）がその材料の全体に亙ってより均一にな
っていることである。焼なましした材料中においては炭
化物が結晶粒と結晶粒界との双方に均一に存在し、これ
に対し熱間加工した材料中においては炭化物は結晶粒界
に集中している。炭化物が均一に分布していることは或
る適用分野においては好ましいかもしれない。

実施例下掲の表Ｉに示した重量％の成分を有する４つの公称
500 lbの合金粉ヒート、実施例１−４を真空誘導溶解
可能ガス噴射ユニット（VIM capable gas atomization
unit）中で真空誘導溶解（VIM）によって制作した。表
Ｉには同様に調製された市販の粉末の重量％成分、ASTM
F75−87と一致した成分を有するヒートＡも示した。

実施例ヒートを溶解する際に、炉を最初大気圧以下
（subatomospheric pressure）の約９μｍ Hgの圧力に
まで排気した。実施例1,2及びヒートＡの溶解工程中
に、VIM炉をアルゴンガスで約20in Hgの分圧にバック
フィルした。実施例３及び４の溶解工程中に、VIM炉を
窒素ガスで約20in Hgの分圧にバックフィルし、次にア
ルゴンガスで約10in Hgの分圧にバックフィルした。

溶融状態にある時に各ヒートを約2900Fの温度まで過
熱した。過熱後に実施例１−４の溶融合金をたたき（ta
p）、窒素ガス中で粉砕して実質的に球状の粉末粒を製
造した。ヒートＡの溶融合金を窒素ガス中で粉砕した。
冷却中に過剰に窒化するの防止するために、実施例１−
４の合金粉をアルゴンガスの分圧下で冷却した。４つの
ヒートの各々の合金粉をふるいにかけて−100メッシュ
にしてブレンドした。

実施例１−４の各々の粉末を、周回りが４インチ、壁
厚が0.065インチ、長さが96インチのステンレス鋼容器
中に空気充填した（air fill）。実施例３の粉末は、実
施例3A及び3Bとして後述する２つの容器を用いて充填し
た。その合金粉を振動させて容器内の粉末充填密度を最
大限に増大させ、次に各容器を真空チューブ（evacuati
on tube）を備えた天プレートで密封した。充填した容
器を真空ポンプに接続し、合金粉と容器内部を真空にす
るのに十分な時間250Fで加熱しながら、同時に1mm Hg
未満の大気圧以下の圧力に真空した。ベーキング及び真
空工程後に、真空チューブをクリンプし溶接することに
よって封止した。

次に、容器を15ksiの圧力で４時間2200Fでアイソスタ
ティック成形して実質的に完全な密度にした。アイソス
タティック成形した容器をエアー炉中で2075±25Fまで
加熱し、次に周回り3.6インチから2.5インチに分塊圧延
した。次に、周回り2.5インチのバーを切断し2075±25F
まで再加熱し1900Fを越える最終温度で1.5インチのバー
に熱間圧延した。容器の全てをうまく熱間加工すること
ができた。比較例ヒートＡの粉末を同様に処理して2.5
インチと1.5インチの丸棒を作った。

実施例１−４の2.5インチの丸棒の全て及び市販のAST
M F75材料であるヒートＡの2.5インチの丸棒の３つ（A
A,AB及びAC）からサンプルを採った。同様に、実施例１
−４の1.5インチの丸棒の全て及びヒートＡの1.5インチ
の丸棒の５つ（AD,AE,AF,AG及びAH）からサンプルを採
った。各サンプルから低応力グランド室温引張試料（lo
w stress ground room temperature tensile specime
n）（0.252インチゲージ直径）を用意してテストし
た。表IIには、ksiで示した0.2％オフセット降伏強さ
（0.2％YS）及び終局引張強さ（UTS）、伸び率（Elong.
Percent）、断面積の縮小率（RA Percent）、ロックウ
エルシースケール硬度（Rockwell C−scale hardnes
s）（Hardness−HRC）を含む室温引張強さの結果を示し
た。簡単な参考のためにASTM F799−87で規制されてい
る最小限の機械的必要条件についても表IIに示した。

表IIのデータは、本発明に従って用意した熱間圧延25
インチ丸棒はASTM F799−87の降伏強さ必要条件及び引
張強さ必要条件を満たすが、ASTM F75合金粉から用意
した熱間圧延25インチ丸棒はこれら必要条件を満たすも
のでないことをしている。更に、市販のF75合金粉から
用意した1.5インチ丸棒はASTM F799−87の降伏強さ必
要条件を満たさないのに対し、本発明に従って用意した
1.5インチ丸棒は優れた延性を維持しつつASTM F799−8
7の強度必要条件及び硬度必要条件を極めて凌駕してい
る。

周回り1.5インチの熱間圧延バーを次に２組に分割
し、この各組は実施例１−４から採った。１組のバーを
熱間圧延した非焼なまし状態でメダートひずみ矯正機
（Medart straightening machine）で伸ばした。第２組
のバーは2220Fで焼なましし、次にギャグで伸ばした。
公称1500Fに加熱した炉中にバーを入れ、焼なまし温度
に加熱し、２時間焼なまし温度に維持し、次いで水で室
温まで焼入れすることにより焼なましを行った。次に、
HIP容器の残骸を除去するために焼なまししなかったバ
ーと焼なまししたバーとを折り返した（turn）。開封後
に、折り返し面を研磨できるようにするためにバーを再
度伸ばした。次に、その研磨したバーの表面欠陥の目視
検査をし、内部欠陥の超音波試験を行った。バー表面は
許容でき、内部欠陥は発見されなかった。

追加試験のために折り返した後に、バーのサンプルを
採った。各サンプルから低応力グランド試料と金属組織
試料とを用意した。焼なまししなかったバーについて
の、ksiで示した0.2％オフセット降伏強さ（0.2％YS）
及び終局引張強さ（UTS），伸び率（Elong.Percent），
断面積の縮小率（RA Percent），ロックウエルシース
ケール硬度（Hardness−HRC）を含む室温引張強さの結
果を表III Aに示した。

焼なまししなかったバーの結晶粒度測定のための金属
組織試験の結果については、表III Bに示した。表III B
に示したデータは、炭素の重量％，窒素の重量％，炭素
＋窒素の重量％及び測定されたASTM結晶粒度である。

ksiで示した0.2％オフセット降伏強さ（0.2％YS）及
び終局引張強さ（UTS），伸び率（Elong.Percent），断
面積の縮小率（RA Percent），ロックウエルシースケ
ール硬度（Hardness−HRC）を含む焼なまししたバーの
室温引張強さの結果を焼なまししなかった材料について
の表IV Aに示した。

焼なまししなかったバーの結晶粒度測定のための金属
組織試験の結果については、表IV Bに示した。表IV Bに
示したデータは、炭素の重量％，窒素の重量％，炭素＋
窒素の重量％及び測定されたASTM結晶粒度である。

表III A及び表III Bのデータは、本発明に従って用意
された非焼なまし粉末冶金製品がASTM F799−87の機械
的必要条件をはるかに凌駕し、所望の細かい結晶粒度を
提供するものであることを示している。表IV A及び表IV
Bのデータは、本発明に従って用意され、2220Fで焼な
ましした粉末冶金製品がASTM F799−87の降伏強さ必要
条件を満たすものではないが、好ましい実施例即ち実施
例3A,3B及び４が35HRC以上の大きな硬度レベルを呈する
ものであることを示している。従って、本発明に従って
製造される粉末冶金製品は、焼なまし状態において高い
強度が要求される利用に適している。

本発明について上述したこと及びその実施例に鑑み
て、本発明が新規な粉末冶金製品及び同製品の新規な製
造方法を提供することができるものであることが理解で
きる。本発明に従って製造される、バー，ワイヤー又は
シートの如き粉末冶金ミルフォーム（millform）製品、
ネットシェイプ製品又はニアネットシェイプ製品及び鍛
造製品は、加工熱処理を必要とすることなくASTM F799
−87の必要条件を満たし又は凌駕するものである。更
に、本発明の粉末冶金ミルフォーム及び鍛造製品におい
ては、公知の粉末冶金製品と比較して、微小孔構造が極
めて減少している。それらは分散した金属酸化物を含ん
でいないので、本発明に従って用意される粉末冶金ミル
フォーム製品は素晴らしい可鍛性と被削性都を発揮する
ものである。本発明の粉末冶金製品から作られた外科イ
ンプラント及びその他の医療用デバイスは、鋳造した又
は鋳造及び精錬した製品よりは微細で均一な組織を有す
る。本発明に係る粉末冶金製品が改善されたミクロ組織
を有することから、鋳造した又は鋳造及び精錬した製品
と比較して機械的特性についてより好ましい一貫性を示
すばかりでなく、製品の各部品についての好ましい一貫
性をも示すこととなる。

本明細書中で使用した用語及び表現は、単に説明の便
宜上用いたにすぎないものであって何らの限定をも意味
するものではない。かかる用語及び表現は、説明した特
徴と均等なもの又はその一部を排除する目的で使用して
いるものではない。然しながら、特許を請求した発明の
範囲内で種々の変更を加えることが可能であることは明
らかである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献特開昭62−80245（ＪＰ，Ａ) ＭＯＤＥＲＮＤＥＶＥＬＯＰＭＥＮＴＳＩＮＰＯＷＤＥＲＭＥＴＡＬＬＵＲＧＹ，Ｖｏｌ．20（1988）ｐ. 361−375（ＭＥＴＡＬＰＯＷＤＥＲＩＮＤＵＳＴＲＩＥＳＦＥＤＥＲＡＴＩＯＮＡＭＥＲＩＣＡＮＰＯＷＤＥＲＭＥＴＡＬＬＵＲＥＧＹＩＮＳＴＩＴＵＴＥ）「ＴｈｅＤｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｏｆａＮｅｗＤｉｓｐｅｒｓｉｏｎＳｔｒｅｎｇｔｈｅｎｅｄＶｉｔａｌｌｉｕｍＡｌｌｏｙｆｏｒＭｅｄｉｃａｌＩｍｐｌａｎｔｓ」ＱＵＡＮＴＩＴＡＴＩＶＥＣＨＡＲＡＣＴＥＲＩＺＡＴＩＯＮＡＮＤＰＥＲＦＯＲＭＡＮＣＥＯＦＰＯＲＯＵＳＩＭＰＬＡＮＴＳＦＯＲＨＡＲＤＴＩＳＳＵＥＡＰＰＬＩＣＡＴＩＯＮＳ，（1985）ｐ．60−73（ＡＳＴＭ）「ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌＲｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｓｏｆＰｏｒｏｕｓ−ＣｏａｔｅｄＡＳＴＭＦ 75 Ａｌｌｏｙｓ」 (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 1/04 C22C 19/07

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】強さと硬さと延性と耐食性とが組み合わさ
ったユニークなCo−Cr−Mo合金製品を製造する方法であ
って、重量％にして実質的に％炭素 0.35最大マンガン 1.00最大ケイ素 1.00最大クロム 26.0−30.0 モリブデン 5.0−7.0 ニッケル 3.00最大窒素 0.13−0.25 鉄 1.00最大酸化成形金属 0.01最大コバルト残部を含有し、前記合金中炭素と窒素の量が関係式： 62.866＋360.93x（％Ｃ）＋286.633x（％Ｎ） −682.165x（％Ｃ）^２−641.702x（％Ｎ）^２≧120 を満たす粉末合金チャージを調製する工程と、前記粉末合金チャージを圧密して実質的に完全に濃密な
成形体を製造する工程とを含んでいることを特徴とす
る、Co−Cr−Mo合金製品を製造する方法。
【請求項２】炭素と窒素の合算量が少なくとも0.31％で
あることを特徴とする、請求の範囲第１項に記載の方
法。
【請求項３】前記合金が少なくとも0.19％の炭素を含む
ことを特徴とする、請求の範囲第２項に記載の方法。
【請求項４】前記合金が0.30％以下の炭素を含むことを
特徴とする、請求の範囲第３項に記載の方法。
【請求項５】前記合金が最大1.0％のニッケルを含むこ
とを特徴とする、請求の範囲第１項ないし第４項に記載
されたいずれかの方法。
【請求項６】前記成形体を機械的に熱間加工して所望の
製品形態を提供する工程を含んでいることを特徴とす
る、請求の範囲第１項ないし第５項に記載されたいずれ
かの方法。
【請求項７】前記粉末合金チャージを調製する工程が、容器中で材料を溶解して、重量％にして％炭素 0.35最大マンガン 1.00最大ケイ素 1.00最大クロム 26.0−30.0 モリブデン 5.0−7.0 ニッケル 3.00最大鉄 1.00最大酸化成形金属 0.01最大コバルト残部を含む組成を有する溶融合金を生成させる工程と、前記溶融合金を窒素ガスで微粒化させて合金粉末を生成
させる工程と、金属容器に前記合金粉末を装填する工程とを含んでいる
ことを特徴とする、請求の範囲第１項ないし第５項に記
載されたいずれかの方法。
【請求項８】前記材料を溶解する工程が大気圧以下の圧
力で実行されることを特徴とする、請求の範囲第７項に
記載の方法。
【請求項９】前記材料を溶解する工程が不活性ガスの分
圧の下に実行されることを特徴とする、請求の範囲第８
項に記載の方法。
【請求項１０】前記材料を溶解する工程が不活性ガスお
よび窒素ガスを含むカバーガスの分圧の下に実行される
ことを特徴とする、請求の範囲第８項に記載の方法。
【請求項１１】前記溶融合金を微粒化させる工程が不活
性ガス中で前記合金粉末を冷却する工程を含むことを特
徴とする、請求の範囲第７項ないし第10項に記載された
いずれかの方法。
【請求項１２】Co−Cr−Mo合金粉末から形成された実質
的に完全に濃密な圧密粉末冶金製品であって、前記合金
粉末が、重量％にして％炭素 0.35最大マンガン 1.00最大ケイ素 1.00最大クロム 26.0−30.0 モリブデン 5.0−7.0 ニッケル 3.00最大窒素 0.13−0.25 鉄 1.00最大酸化成形金属 0.01最大コバルト残部の組成を有し、前記合金中炭素と窒素の量が関係式： 62.866＋360.93x（％Ｃ）＋286.633x（％Ｎ） −682.165x（％Ｃ）^２−641.702x（％Ｎ）^２≧120 を満たすことを特徴とする、実質的に完全に濃密な圧密
粉末冶金製品。
【請求項１３】炭素と窒素の合算量が少なくとも0.31％
であることを特徴とする、請求の範囲第12項に記載の粉
末冶金製品。
【請求項１４】前記合金が少なくとも0.19％の炭素を含
むことを特徴とする、請求の範囲第13項に記載の粉末冶
金製品。
【請求項１５】前記合金が0.30％以下の炭素を含むこと
を特徴とする、請求の範囲第14項に記載の粉末冶金製
品。
【請求項１６】前記合金が0.19−0.29％の炭素を含むこ
とを特徴とする、請求の範囲第12項に記載の粉末冶金製
品。
【請求項１７】前記合金が0.25−0.28％の炭素と0.15−
0.20％の窒素を含むことを特徴とする、請求の範囲第16
項に記載の粉末冶金製品。
【請求項１８】前記合金が最大1.0％のニッケルを含む
ことを特徴とする、請求の範囲第12項ないし第17項に記
載されたいずれかの粉末冶金製品。