JP4015080B2 - 生体用超弾性チタン合金 - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、超弾性チタン合金に関する。特に、医療用機器等に最適な生体用超弾性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が医療分野に用いられている。例えば、Ｔｉ−Ｎｉ系合金は、強度が高く、耐磨耗性が大きく、耐食性に優れており、生体とのなじみが良いなどの特徴があるため、一時的あるいは半永久的な生体用材料として多種多様の分野で用いられている。ここで、超弾性特性を備えた合金は、例えばカテーテル用ガイドワイヤとして用いる場合に、手術中に加工力を加えて変形しても加工力を除去すると元の形状に戻るため、便利に利用できる。
【０００３】
しかし、Ｎｉを含む合金を用いた生体用材料は、アレルギー症状に関与すると推定されているＮｉ元素が体内で溶出することが懸念されている。そこで、Ｎｉが主要な構成元素であるＴｉ−Ｎｉ系合金は、人体にアレルギー症状を発生させる可能性があることから望ましくないとされている。そこで、人体に対して毒性やアレルギー性のある元素を含まず、より安全な超弾性合金への要求が高まっている。
【０００４】
図１３には、各種純金属元素の人体に対する影響を調査した結果を示す。図１３において、横軸を鶏胚心筋繊維芽組織の細胞成長係数とし、縦軸をマウス繊維芽組織由来Ｌ９２９細胞の細胞相対増殖率として各種純金属元素の人体に対する影響を調査した結果（出典：Materials Science and Engineering A、 A243(1998)244-249）を示した。この図によればＶ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｈｇなどは細胞毒性が強い元素であること、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｐｄ、Ａｕなどは生体適合性に優れていることが示されている。
【０００５】
さらに、図１４には、横軸を生体適合性とし、縦軸を生体内の耐食性の指標となる分極抵抗（Ｒ／Ω・ｍ）としてまとめた結果を示した（出展：図１３に同じ）。この図によればＰｔ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒは、分極抵抗が高く、そのため生体との溶解性が低く、生体適合性に優れていることが示されている。
【０００６】
特開２００１−３２９３２５号公報には、生体適合性に優れた元素で構成されているＴｉ−Ｎｂ−Ｓｎ合金が生体用の形状記憶・超弾性合金として用い得ることが記載されている。
【０００７】
上記のような生体用超弾性チタン合金は、医療用ガイドワイヤ、歯列矯正用ワイヤ、内視鏡のアクチュエータやステントのような生体用医療器具に、また、眼鏡フレーム、眼鏡ノーズパッドアームにも使用可能である。
【０００８】
【特許文献１】
特開２００１−３２９３２５号公報
【非特許文献１】
Daisuke Kuroda、他４名、Materials Science and Engineering A、 Elsevie r Science、1998年3月15日、243巻、P.244-249
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
従来、生体用超弾性合金材料として使用されるＮｉ−Ｔｉ合金は、アレルギー症状に関与すると考えられるＮｉ元素が添加されているため、人体に対する影響が懸念されていた。そのため、生体適合性に優れた元素で構成された超弾性合金材料の開発が望まれていたが、実用化に耐えうる超弾性特性を備えた合金材料はいまだ開発されていなかった。
【００１０】
そこで、本発明者等は合金組成範囲と超弾性特性の関係を明らかにすることにより、生体適合性に優れた元素のみで構成された合金であり、十分な超弾性特性を備えた生体用超弾性合金を開発することに成功した。
【００１１】
従って、本発明はＮｉなどの生体アレルギーが懸念される元素を含まない合金組成であり、より生体適合性の高い超弾性合金が望まれていることから生体適合性が良く、超弾性特性も兼ね備えた生体用合金を提供することにある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明の第１の態様は、チタンのβ相安定化元素であるＮｂを５〜４０ａｔ％含有し、残部がＴｉ及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。
【００１３】
発明の第２の態様は、下記の成分組成を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。
（ａ）チタンのβ相安定化元素であるＮｂを５〜４０ａｔ％と、
（ｂ）１０ａｔ％以下のＭｏ、１５ａｔ％以下のＡｌ、１０ａｔ％以下のＧｅ、１０ａｔ％以下のＧａ、１５ａｔ％以下のＩｎから選択される１種、又は２種以上を含有し、
（ｃ）前記Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、又はＩｎから選択される１種、又は２種以上の合計が３０ａｔ％以下であり、
（ｄ）かつ前記Ｎｂと、Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、又はＩｎから選択される１種、又は２種以上との合計が６０ａｔ％以下であり,
（ｅ）残部がＴｉ及び不可避不純物からなる。
【００１４】
発明の第３の態様は、下記の成分組成を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。
（ａ）チタンのβ相安定化元素であるＮｂを５〜４０ａｔ％と、
（ｂ）７ａｔ％以下のＭｏ、１０ａｔ％以下のＡｌ、６ａｔ％以下のＧｅ、６ａｔ％以下のＧａから選択される１種、又は２種以上を含有し、
（ｃ）前記Ｎｂと、前記Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、又はＧａから選択される１種、又は２種以上との合計が６０ａｔ％以下であり、
（ｄ）残部がＴｉ及び不可避不純物からなる。
【００１５】
発明の第４の態様は、下記の成分組成を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。
（ａ）チタンのβ相安定化元素であるＮｂを５〜４０ａｔ％と、
（ｂ）１０ａｔ％以下のＭｏ、１５ａｔ％以下のＡｌ、１０ａｔ％以下のＧｅ、１０ａｔ％以下のＧａ、１５ａｔ％以下のＩｎから選択される１種、又は２種以上を含有し、
（ｃ）さらに１５ａｔ％以下のＳｎを含有し、
（ｄ）前記Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、又はＩｎから選択される１種、又は２種以上とＳｎとの合計が３０ａｔ％以下であり、
（ｅ）かつ前記Ｎｂと、前記Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、又はＩｎから選択される１種、又は２種以上とＳｎとの合計が６０ａｔ％以下である
（ｆ）残部がＴｉ及び不可避不純物からなる。
【００１６】
発明の第５の態様は、下記の成分組成を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。
（ａ）チタンのβ相安定化元素であるＮｂを５〜４０ａｔ％と、
（ｂ）７ａｔ％以下のＭｏ、１０ａｔ％以下のＡｌ、６ａｔ％以下のＧｅ、６ａｔ％以下のＧａから選択される１種、又は２種以上を含有し、
（ｃ）さらに１２ａｔ％以下のＳｎを含有し、
（ｄ）前記Ｎｂと、前記Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、又はＧａから選択される１種、又は２種以上とＳｎとの合計が６０ａｔ％以下であり、
（ｅ）残部がＴｉ及び不可避不純物からなる。
【００１７】
本発明の第６の態様は、前記合金は、医療用ガイドワイヤ、歯列矯正用ワイヤ、ステント、内視鏡のアクチュエーター、眼鏡フレーム、眼鏡ノーズパッドアーム、内視鏡のアクチュエーターに用いられることを特長とする生体用超弾性チタン合金である。
【００１８】
本発明の第７の態様は、前記生体用超弾性合金を用いたことを特徴とする医療用ガイドワイヤである。
【００１９】
本発明の第８の態様は、前記生体用超弾性合金を用いたことを特徴とする歯列矯正ワイヤである。
【００２０】
本発明の第９の態様は、前記生体用超弾性合金を用いたことを特徴とするステント、又は内視鏡のアクチュエーターである。
【００２１】
本発明の第１０の態様は、前記生体用超弾性合金を用いたことを特徴とする眼鏡フレーム、又は眼鏡ノーズパッドアームである。
【００２２】
【発明の実施の形態】
（第１の実施形態）
以下に、本発明の第１の実施形態について説明する。本形態の合金は、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Ｎｂを添加したチタン合金である。すなわち、チタンのβ相安定化元素であるＮｂを５〜４０ａｔ％含有し、残部がＴｉ及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。
【００２３】
従来の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。
【００２４】
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。本形態の合金は、このような特性を備えたチタン合金である。
【００２５】
本発明のＴｉ−Ｎｂ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Ｎｂを添加する。Ｔｉにβ相安定化元素であるＮｂ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。すなわち、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る。Ｎｂ量が約２０ａｔ％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。
【００２６】
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。
【００２７】
本形態では、超弾性を発現させるために、Ｎｂ量は５〜４０ａｔ％とする。この理由は、５ａｔ％を下回っても、あるいは４０ａｔ％を超えても超弾性が悪くなる、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。Ｎｂ５〜４０ａｔ％含有するＴｉ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、及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。
【００２８】
（第２の実施形態）
本発明の第２の実施形態について説明する。本形態の合金は、チタンのβ相安定化元素であるＮｂを５〜４０ａｔ％と、更に１０ａｔ％以下のＭｏ、１５ａｔ％以下のＡｌ、１０ａｔ％以下のＧｅ、１０ａｔ％以下のＧａ、１５ａｔ％以下のＩｎから選択される１種、又は２種以上を含有し、残部がＴｉ及び不可避不純物からなり、前記Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、又はＩｎから選択される１種、又は２種以上の合計が３０ａｔ％以下であり、かつ前記Ｎｂと、Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、又はＩｎから選択される１種、又は２種以上との合計が６０ａｔ％以下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。
【００２９】
本形態では、超弾性を発現させるために、Ｎｂ量は５〜４０ａｔ％とする。この理由は、５ａｔ％を下回っても、あるいは４０ａｔ％を超えても超弾性が悪くなる、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。Ｎｂ５〜４０ａｔ％含有するＴｉ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、及び冷間加工が容易である。
【００３０】
ＴｉにＮｂと、Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、又はＩｎから選択される１種又は２種以上とを添加するのは、超弾性を安定で良好なものにするためである。ここで、ＭｏはＮｂと同じく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る。Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、又はＩｎを添加するとα相安定化元素として作用する。
【００３１】
本形態では、Ｎｂの添加量は５〜４０ａｔ％、Ｍｏの添加量は１０ａｔ％以下、Ａｌの添加量は１５ａｔ％以下、Ｇｅの添加量は１０ａｔ％以下、Ｇａの添加量は１０ａｔ％以下とする。この範囲を超えると超弾性が悪くなるためである。Ｉｎは加工性を良くするために添加し、添加量は１５ａｔ％以下とする。１５ａｔ％を超えると超弾性が現れなくなるためである。
【００３２】
本形態では、Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、及びＩｎから選択される１種、又は２種以上との合計を３０ａｔ％以下とし、Ｎｂと、Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、又はＩｎから選択される１種、又は２種以上との合計を６０ａｔ％以下とする。この理由は、Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、及びＩｎから選択される１種、又は２種以上の合計が３０ａｔ％を超えると加工性が悪くなるからである。また、Ｎｂと、Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、又はＩｎから選択される１種、又は２種以上の合計が６０ａｔ％を越えると超弾性が悪くなるからである。
【００３３】
本形態例であるＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系合金について以下に説明する。Ｔｉ−Ｎｂ系の合金に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。すなわち、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。
【００３４】
本形態では、Ｍｏについては、含有量を１０ａｔ％以下の範囲に限定する。この理由は、１０ａｔ％を超えると超弾性が悪くなる、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。
【００３５】
従って、Ｎｂを５〜４０ａｔ％、Ｍｏを１０ａｔ％以下含有するＴｉ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、及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。
【００３６】
本形態のＴｉ−Ｎｂ−Ａｌ系合金について以下に説明する。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考えられる。そこで、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Ｎｂと、α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を得る。
【００３７】
本形態では、Ａｌの含有量を１５ａｔ％以下とする。１５ａｔ％を超えると超弾性が悪くなる、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、Ｎｂを５〜４０ａｔ％、Ａｌを１５ａｔ％以下含有するＴｉ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、及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】
本形態例であるＴｉ−Ｎｂ−Ｇｅ系合金について以下に説明する。ＴｉにＧｅを添加する場合、Ｇｅはα相安定化元素として作用する。本形態では、Ｇｅについては、含有量を１０ａｔ％以下とする。この理由は、１０ａｔ％を超えると超弾性が悪くなる、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。
【００４０】
従って、Ｎｂを５〜４０ａｔ％、Ｇｅを１０ａｔ％以下含有するＴｉ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、及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。
【００４１】
本形態のＴｉ−Ｎｂ−Ｇａ系合金について以下に説明する。ＴｉにＧａを添加する場合、Ｇａはα相安定化元素として作用する。本形態では、Ｇａについては、含有量を１０ａｔ％以下とする。この理由は、１０ａｔ％を超えると超弾性が悪くなる、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。
【００４２】
従って、Ｎｂを５〜４０ａｔ％、Ｇａを１０ａｔ％以下含有するＴｉ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、及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。
【００４３】
本形態例であるＴｉ−Ｎｂ−Ｉｎ系合金について以下に説明する。ＴｉにＩｎを添加する場合、Ｉｎはα相安定化元素として作用する。本形態では、Ｉｎについては、含有量を１５ａｔ％以下の範囲に限定する。この理由は、１５ａｔ％を超えると超弾性が悪くなる、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。
【００４４】
従って、Ｎｂを５〜４０ａｔ％、Ｉｎを１５ａｔ％以下含有するＴｉ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、及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。
【００４５】
本形態例であるＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ−Ａｌ−Ｇａ系合金について以下に説明する。Ｔｉにβ相安定化元素でありマルテンサイト変態温度を下げるＮｂ、β相安定化元素であるＭｏ、及びα相安定化元素として作用するＡｌおよびＧａ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。すなわち、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。
【００４６】
Ｎｂの含有は、超弾性を発現させるために５〜４０ａｔ％とする。この理由は、５ａｔ％を下回っても、あるいは４０ａｔ％を超えても超弾性が悪くなる、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。
【００４７】
Ｍｏについては、含有量を１０ａｔ％以下とする。この理由は、１０ａｔ％を超えると超弾性が悪くなる、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。
【００４８】
Ａｌについては、含有量を１５ａｔ％以下とする。１５ａｔ％を超えると超弾性が悪くなる、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。
【００４９】
Ｇａについては、含有量を１０ａｔ％以下とする。この理由は、１０ａｔ％を超えると超弾性が悪くなる、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。
【００５０】
従って、Ｎｂを５〜４０ａｔ％、Ｍｏを１０ａｔ％以下、Ａｌを１５ａｔ％以下、Ｇａを１０ａｔ％以下含有するＴｉ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、及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。
【００５１】
（第３の実施形態）
以下に、本発明の第３の実施形態について詳細に説明する。本形態の合金は、Ｎｂを５〜４０ａｔ％と、７ａｔ％以下のＭｏ、１０ａｔ％以下のＡｌ、６ａｔ％以下のＧｅ、６ａｔ％以下のＧａのから選択される１種、又は２種以上を含有し、残部がＴｉ及び不可避不純物からなり、前期Ｎｂと、前記Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、又はＧａから選択される１種、又は２種以上との合計が６０ａｔ％以下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。
【００５２】
本形態では、超弾性を発現させるために、Ｎｂ量は５〜４０ａｔ％とする。この理由は、５ａｔ％を下回っても、あるいは４０ａｔ％を超えても超弾性が悪くなる、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。Ｎｂ５〜４０ａｔ％含有するＴｉ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、及び冷間加工が容易となる。
【００５３】
ＴｉにＮｂと、Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、又はＧａから選択される１種、又は２種以上を添加するのは、超弾性特性を安定で良好なものにするためである。ここで、ＭｏはＮｂと同じく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る。Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａを添加するとα相安定化元素として作用する。
【００５４】
本形態では、加工性を良くするために、Ｍｏ添加量は７ａｔ％以下、Ａｌの添加量は１０ａｔ％以下、Ｇｅの添加量は６ａｔ％以下、Ｇａの添加量は６ａｔ％以下とする。
【００５５】
また、本形態では、Ｎｂと、Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、又はＧａから選択される１種、又は２種以上との合計を６０ａｔ％以下とする。この理由は、Ｎｂと、Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、又はＧａから選択される１種、又は２種以上との合計が６０ａｔ％を越えると超弾性が悪くなるからである。
【００５６】
本形態例であるＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系合金について以下に説明する。Ｔｉ−Ｎｂ系の合金に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。すなわち、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。
【００５７】
本形態では、Ｍｏについては、含有量を７ａｔ％以下とする。この理由は、加工性を良好とするためである。従って、Ｎｂを５〜４０ａｔ％、Ｍｏを７ａｔ％以下含有するＴｉ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、及び冷間加工が容易である。
【００５８】
本形態例であるＴｉ−Ｎｂ−Ａｌ系合金について以下に説明する。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考えられる。そこで、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Ｎｂと、α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を得る。
【００５９】
本形態では、Ａｌの含有量を１０ａｔ％以下とする。この理由は、加工性を良くするためである。従って、Ｎｂを５〜４０ａｔ％、Ａｌを１０ａｔ％以下含有するＴｉ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、及び冷間加工が容易である。
【００６０】
本形態例であるＴｉ−Ｎｂ−Ｇｅ系合金について以下に説明する。ＴｉにＧｅを添加する場合、Ｇｅはα相安定化元素として作用する。本形態では、Ｇｅについては、含有量を６ａｔ％以下とする。この理由は、加工性を良くするためである。従って、Ｎｂを５〜４０ａｔ％、Ｇｅを１０ａｔ％以下含有するＴｉ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、及び冷間加工が容易である。
【００６１】
本形態例であるＴｉ−Ｎｂ−Ｇａ系合金について以下に説明する。ＴｉにＧａを添加する場合、Ｇａはα相安定化元素として作用する。本形態では、Ｇａについては、含有量を６ａｔ％以下とする。この理由は、加工性を良くするためである。従って、Ｎｂが５〜４０ａｔ％、Ｇａを６ａｔ％以下含有するＴｉ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、及び冷間加工が容易である。
【００６２】
本形態例であるＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ−Ａｌ−Ｇａ系合金について以下に説明する。Ｔｉにβ相安定化元素でありマルテンサイト変態温度を下げるＮｂ、β相安定化元素であるＭｏ、及びα相安定化元素として作用するＡｌおよびＧａ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。すなわち、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。
【００６３】
本形態では、Ｍｏについては、含有量を７ａｔ％以下とする。この理由は、加工性を良好とするためである。Ａｌについては、含有量を１０ａｔ％以下とする。この理由は、やはり加工性を良好とするためである。Ｇａについては、含有量を６ａｔ％以下とする。この理由は、やはり加工性を良好とするためである。
【００６４】
従って、Ｎｂを５〜４０ａｔ％、Ｍｏを７ａｔ％以下、Ａｌを１０ａｔ％以下、Ｇｅを６ａｔ％以下、Ｇａを６ａｔ％以下含有するＴｉ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、及び冷間加工が容易である。
【００６５】
（第４の実施形態）
以下に本発明の第４の実施形態について詳細に説明する。本形態の合金は、Ｎｂを５〜４０ａｔ％と、１０ａｔ％以下のＭｏ、１５ａｔ％以下のＡｌ、１０ａｔ％以下のＧｅ、１０ａｔ％以下のＧａ、１５ａｔ％以下から選択される１種、又は２種以上を含有するほかに、さらに１５ａｔ％以下のＳｎを含有し、残部がＴｉ及び不可避不純物からなり、前期Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、又はＩｎから選択される１種、又は２種以上と前記Ｓｎとの合計が３０ａｔ％以下であり、かつ前記Ｎｂと、前記Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、又はＩｎから選択される１種又は２種以上と前記Ｓｎとの合計が６０ａｔ％以下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。
【００６６】
ＴｉにＮｂと、Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、又はＩｎから選択される１種、又は２種以上とを添加するのは、超弾性特性を安定で良好なものにするためである。ここで、Ｍｏは、Ｎｂと同じく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る。Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、又はＩｎを添加するとα相安定化元素として作用する。
【００６７】
Ｓｎは、α相安定化元素として作用し、超弾性特性を安定で良好なものにする。本形態では、Ｓｎの添加量は１５ａｔ％以下とする。この理由は、１５ａｔ％を超えると超弾性が悪くなる。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。
【００６８】
なお、本形態では、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｉｎそれぞれの数値範囲を限定した理由は前記第２の実施形態で説明した内容に準じるものである。また、本形態では、Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、又はＩｎから選択される１種、又は２種以上とＳｎとの合計を３０ａｔ％以下とし、Ｎｂと、Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、又はＩｎから選択される１種、又は２種以上とＳｎとの合計を６０ａｔ％以下とする。この理由についても、前記第２の実施形態で説明した内容に準じるものである。
【００６９】
（第５の実施形態）
以下に、本発明の第５の実施形態について説明する。本形態の合金は、Ｎｂを５〜４０ａｔ％と、７ａｔ％以下のＭｏ、１０ａｔ％以下のＡｌ、６ａｔ％以下のＧｅ、６ａｔ％以下のＧａから選択される１種、又は２種以上を含有するほかに、さらに１２ａｔ％以下のＳｎを含有し、残部がＴｉ及び不可避不純物からなり、かつ、前記Ｎｂと、前記Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、又はＧａから選択される１種、又は２種以上と前記Ｓｎとの合計が６０ａｔ％以下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。
【００７０】
ＴｉにＮｂと、Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａうちのいずれか１種又は２種以上とを添加するのは、超弾性特性を安定で良好なものにするためである。ここで、Ｍｏは、Ｎｂと同じく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る。Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａを添加するとα相安定化元素として作用する。
【００７１】
Ｓｎは、α相安定化元素として作用し、超弾性特性を安定で良好なものにする。本形態では、Ｓｎの添加量は１２ａｔ％以下とする。この理由は、加工性を良くするためである。
【００７２】
なお、本形態では、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、それぞれの数値範囲を限定した理由は前記第３の実施形態で説明した内容に準じるものである。また、本形態では、Ｎｂと、Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、又はＧａから選択される１種、又は２種以上とＳｎとの合計が６０ａｔ％以下とする。この理由についても、前記第３の実施形態で説明した内容に準じるものである。
【００７３】
（第６の実施形態）
本形態に係る上記説明の生体用超弾性チタン合金は、医療用ガイドワイヤ、歯列矯正用ワイヤ、ステント、内視鏡のアクチュエーターのような生体用医療器具に使用できる。また、眼鏡フレーム、眼鏡のノーズパッドアーム用にも使用できる。これらの医療器具は、人体に接触して使用された際、アレルギを発生させず、また広く生体適合性がよいためである。
【００７４】
（第７の実施形態）
上記生体用超弾性チタン合金は、医療用ガイドワイヤとして利用できるが、その理由は、上記合金が十分な超弾性特性と加工性及び十分な生体適合性を備えているためである。
【００７５】
（第８の実施形態）
上記生体用超弾性チタン合金は、歯列矯正用ワイヤとして利用できるが、その理由は、この合金が十分な超弾性特性と加工性及び十分な生体適合性を備えているためである。
【００７６】
（第９の実施形態）
上記生体用超弾性チタン合金は、ステントとして利用できるが、その理由は、この合金が十分な超弾性特性と加工性及び十分な生体適合性を備えているためである。
【００７７】
（第１０の実施形態）
上記生体用超弾性チタン合金は、眼鏡フレーム、又は眼鏡のノーズパッドアームなどの眼鏡部品として利用できるが、その理由は、この合金が十分な超弾性特性と加工性及び十分な生体適合性を備えているためである。
【００７８】
（第１１の実施形態）
上記生体用超弾性チタン合金は、内視鏡のアクチュエーターとして利用できるが、その理由は、この合金が十分な超弾性特性と加工性及び十分な生体適合性を備えているためである。
【実施例】
（実施例１）
図２としての表１に示す組成のＴｉ−Ｎｂ合金インゴットを、非消耗タングステン電極型アルゴンアーク溶解炉を用いて溶解、鋳造した。得られたインゴットに熱間加工を施し、更に焼鈍及び冷間伸線加工を繰り返し施して、焼鈍後の伸線加工率を４０％として、直径１．０ｍｍの加工上がり線材を製造した。焼鈍は、これらの材料が軟化するのに十分な７００℃で１０分の熱処理を施して行った。加工上がり線材は、形状を直線に保持して５００℃で３０分の溶体化処理を施した。なお、加工性が低く、焼鈍後の加工率が４０％に満たない材料については、焼鈍回数を標準の場合より増やすことにより、直径１．０ｍｍの線材を得た。
【００７９】
この超弾性チタン合金線材の形状回復特性を評価するため、上記線材をまず高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のステンレス鋼製丸棒に巻きつけて１回曲げ、１８０℃曲げた状態で３０秒間保持した。回復特性は、巻きつけた線をステンレス鋼製丸棒からはずし、直線からの曲がり角度を測定して評価した。
【００８０】
曲がり角度の測定方法を図１を用いて説明する。ステンレス鋼製丸棒に巻きつけた超弾性チタン合金線１が、塑性変形して、巻きつける前の形状に戻らない場合、その変形度合いを水平面に対する角度（θ）２で表したものである。形状回復特性については角度が５度以下を良品とし、表には○印で示した。角度が５度を超える場合には不良品とし、表には×印で示した。
【００８１】
また、加工性を評価するために、直径１．０ｍｍの加工上がり線材に対して、７００℃で１０分の焼鈍を施した後に、破断により伸線できなくなるまで冷間加工を施した。そして、伸線できた最大加工率で加工性を評価した。加工性について、伸線できた最大加工率が３０％以上の場合は加工性良好とみなし、表には○印で示した。最大加工率が３０％未満の場合は、加工性やや不良とみなし、表には△印で示した。１ｍｍまで伸線できなかった場合も加工性不良とみなし、表には×印で示した。
【００８２】
加工性及び形状回復特性についての評価結果は、図２としての表１に併せて示した。表１において、追番ａ−６、ａ−７は成分組成が本発明範囲外であるために超弾性特性が不良であり、形状が回復しない。それに対し、本発明条件で製造された追番ａ−１〜ａ−５は形状が回復する。
【００８３】
（実施例２）
図３としての表２に示す組成のＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ合金について実施例１と同様の方法を用いて直径１．０ｍｍの加工線材を製造した。加工線材は、形状を直線に保持して５００℃で３０分間の溶体化処理を施した。溶体化処理を施した線材に対して、実施例１と同様の方法にて加工性及び形状回復特性を評価した。その結果は、図３としての表２に示した。
【００８４】
表２において、追番ｂ−１０〜ｂ−１２は成分組成が本発明範囲外であるために超弾性特性が不良であり、形状回復しなかった。それに対し、本発明条件で製造された追番ｂ−１〜ｂ−９は形状回復した。追番ｂ−１、ｂ−２、ｂ−４、ｂ−５、ｂ−７、ｂ−８は、追番ｂ−３、ｂ−６、ｂ−９と比較して加工性が良好であった。
【００８５】
（実施例３）
図４としての表３に示す組成のＴｉ−Ｎｂ−Ａｌ合金について実施例１と同様の方法を用いて直径１．０ｍｍの加工上がり線材を製造した。加工上がり線材は、形状を直線に保持して５００℃で３０分間の溶体化処理を施した。溶体化処理を施した線材に対して、実施例１と同様の方法にて加工性及び形状回復特性を評価した。その結果は、図４としての表３に示した。
【００８６】
表３において、追番ｃ−１０〜ｃ−１２は成分組成が本発明範囲外であるために超弾性特性が不良であり、形状回復しなかった。それに対し、本発明条件で製造された追番ｃ−１〜ｃ−９は形状回復した。追番ｃ−１、ｃ−２、ｃ−４、ｃ−５、ｃ−７、ｃ−８は、追番ｃ−３、ｃ−６、ｃ−９と比較して加工性が良好であった。
【００８７】
（実施例４）
図５としての表４に示す組成のＴｉ−Ｎｂ−Ｇｅ合金について実施例１と同様の方法を用いて直径１．０ｍｍの加工上がり線材を製造した。加工上がり線材は、形状を直線に保持して５００℃で３０分間の溶体化処理を施した。溶体化処理を施した線材に対して、実施例１と同様の方法にて加工性及び形状回復特性を評価した。その結果は、図５としての表４に示した。
【００８８】
表４において、追番ｄ−１０〜ｄ−１２は成分組成が本発明範囲外であるために超弾性特性が不良であり、形状回復しなかった。それに対し、本発明条件で製造された追番ｄ−１〜ｄ−９は形状回復した。追番ｄ−１、ｄ−２、ｄ−４、ｄ−５、ｄ−７、ｄ−８は、追番ｄ−３、ｄ−６、ｄ−９と比較して加工性が良好であった。
【００８９】
（実施例５）
図６としての表５に示す組成のＴｉ−Ｎｂ−Ｇａ合金について実施例１と同様の方法を用いて直径１．０ｍｍの加工上がり線材を製造した。加工線材は、形状を直線に保持して５００℃で３０分間の溶体化処理を施した。溶体化処理を施した線材に対して、実施例１と同様の方法にて加工性及び形状回復特性を評価した。その結果は、図６としての表５に示した。
【００９０】
表５において、追番ｅ―１０〜ｅ−１２は成分組成が本発明範囲外であるために超弾性特性が不良であり、形状回復しなかった。それに対し、本発明条件で製造された追番ｅ−１〜ｅ−９は形状回復した。追番ｅ−１、ｅ−２、ｅ−４、ｅ−５、ｅ−７、ｅ−８は、追番ｅ−３、ｅ−６、ｅ−９と比較して加工性が良好であった。
【００９１】
（実施例６）
図７としての表６に示す組成のＴｉ−Ｎｂ−Ｉｎ合金について実施例１と同様の方法を用いて直径１．０ｍｍの加工上がり線材を製造した。加工線材は、形状を直線に保持して５００℃で３０分間の溶体化処理を施した。溶体化処理を施した線材に対して、実施例１と同様の方法にて加工性及び形状回復特性を評価した。その結果は、図７としての表６に示した。
【００９２】
表６において、追番ｆ−１０〜ｆ−１２は成分組成が本発明範囲外であるために超弾性が不良であり、形状回復しなかった。それに対し、本発明条件で製造された追番ｆ−１〜ｆ−９は形状回復した。加工性は追番ｆ−１〜ｆ−１２のどれも良好であった。
【００９３】
（実施例７）
図８としての表７に示す組成のＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ−Ａｌ合金について実施例１と同様の方法を用いて直径１．０ｍｍの加工上がり線材を製造した。加工上がり線材は、形状を直線に保持して５００℃で３０分間の溶体化処理を施した。溶体化処理を施した線材に対して、実施例１と同様の方法にて加工性及び形状回復特性を評価した。その結果は、図８としての表７に示した。
【００９４】
表７において、追番ｇ−９とｇ−１１〜ｇ−１２は成分組成が本発明範囲外であるために超弾性特性が不良であり、形状回復しなかった。成分組成が本発明外の追番ｇ−１０については、加工性が不良で１ｍｍまで伸線できなかった。そのため、形状回復特性についても測定できなかった。それに対し、本発明条件で製造された追番ｇ−１〜ｇ−８は形状回復した。追番ｇ−１、ｇ−２、ｇ−４、ｇ−５、ｇ―７、ｇ―８は、追番ｇ−３、ｇ−６と比較して加工性が良好であった。
【００９５】
（実施例８）
図９としての表８に示す組成のＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ−Ａｌ−Ｇａ合金について実施例１と同様の方法を用いて直径１．０ｍｍの加工上がり線材を製造した。加工上がり線材は、形状を直線に保持して５００℃で３０分間の溶体化処理を施した。溶体化処理を施した線材に対して、実施例１と同様の方法にて加工性及び形状回復特性を評価した。その結果は、図９としての表８に示した。
【００９６】
表８において、追番ｈ−１２〜ｈ−１４は成分組成が本発明範囲外であるために超弾性特性が不良であり、形状回復しなかった。それに対し、本発明条件で製造された追番ｈ−１〜ｈ−１０は形状回復した。成分組成が本発明外の追番ｈ−１１については、加工性が不良で１ｍｍまで伸線できなかった。そのため、形状回復特性についても測定できなかった。追番ｈ−１、ｈ−２、ｈ−４、ｈ−５、ｈ−７、ｈ−８、ｈ−１０は、追番ｈ−３、ｈ−６、ｈ−９と比較して加工性が良好であった。
【００９７】
（実施例９）
図１０としての表９に示す組成のＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ−Ｓｎ合金を実施例１と同様の方法を用いて直径１．０ｍｍの加工上がり線材を製造した。加工上がり線材は、形状を直線に保持して５００℃で３０分間の溶体化処理を施した。溶体化処理を施した線材に対して、実施例１と同様の方法にて加工性及び形状回復特性を評価した。その結果は、図１０としての表９に示した。
【００９８】
表９において、成分組成が本発明外の追番ｉ−１０、ｉ−１２〜ｉ−１３については、超弾性特性が不良であり、形状回復しなかった。ｉ−１１については、加工性が不良で１ｍｍまで伸線できなかった。そのため、形状回復特性についても測定できなかった。本発明条件で製造された追番ｉ−１〜ｉ−９は形状回復した。ｉ−１、ｉ−２、ｉ−４、ｉ−５、ｉ−７、ｉ−８、はｉ−３、ｉ−６、ｉ−９と比較して加工性が良好であった。
【００９９】
（実施例１０）
図１１としての表１０に示す組成のＴｉ−Ｎｂ−Ｍｏ−Ａｌ−Ｓｎ合金を実施例１と同様の方法を用いて直径１．０ｍｍの加工上がり線材を製造した。加工上がり線材は、形状を直線に保持して５００℃で３０分間の溶体化処理を施した。溶体化処理を施した線材に対して、実施例１と同様の方法にて加工性及び形状回復特性を評価した。その結果は、図１１としての表１０に示した。
【０１００】
表１０において、成分組成が本発明外の追番ｊ−９とｊ−１１〜ｊ−１２については、超弾性特性が不良であり、形状回復しなかった。ｊ−１0については、加工性が不良で１ｍｍまで伸線できなかった。そのため、形状回復特性についても測定できなかった。本発明条件で製造された追番ｊ−１〜ｊ−８は形状回復した。ｊ−１、ｊ−２、ｊ−４、ｊ−５、ｊ−７、ｊ−８、はｊ−３、ｊ−６と比較して加工性が良好であった。
【０１０１】
（実施例１１）
医療用ガイドワイヤを試作した。非消耗タングステン電極型アルゴンアーク溶解炉を用いて溶解、鋳造したＴｉ−２０ａｔ％Ｎｂ−５ａｔ％Ｍｏ合金インゴットに対し熱間加工を施し、更に焼鈍及び冷間伸線加工を繰り返し施し、最終焼鈍後の冷間伸線加工率４０％として線径０．５ｍｍの加工仕上がり線材を製造した。
【０１０２】
そして、この線材を５００℃で３０分の記憶熱処理を行うことにより、表２のｂ−４材と同一材料を得た。試作した０．５ｍｍの線材は超弾性特性、加工性ともに良好で十分な生体適合性を備えており、医療用ガイドワイヤに使用したところ良好であった。組成等の一覧を図１２としての表１１にまとめて示した。
【０１０３】
（実施例１２）
歯列矯正ワイヤを試作した。非消耗タングステン電極型アルゴンアーク溶解炉を用いて溶解、鋳造したＴｉ−２０ａｔ％Ｎｂ−５ａｔ％Ｍｏ合金インゴットに対し熱間加工を施し、更に焼鈍及び冷間伸線加工を繰り返し施し、最終焼鈍後の冷間伸線加工率４０％として線径０．５ｍｍの加工仕上がり線材を製造した。
【０１０４】
そして、この線材を５００℃で３０分の記憶熱処理を行うことにより、表２のｂ−４材と同一材料を得た。試作した０．５ｍｍの線材は超弾性特性、加工性ともに良好で十分な生体適合性を備えており、歯列矯正ワイヤに使用したところ良好であった。組成等の一覧を図１２としての表１１にまとめて示した。
【０１０５】
（実施例１３）
ステントおよび内視鏡のアクチュエータは製品を試作する際、線径が０．２ｍｍと同一であるため、同時に試作した。非消耗タングステン電極型アルゴンアーク溶解炉を用いて溶解、鋳造したＴｉ−２０ａｔ％Ｎｂ−５ａｔ％Ｍｏ合金インゴットに対し熱間加工を施し、更に焼鈍及び冷間伸線加工を繰り返し施し、最終焼鈍後の冷間伸線加工率４０％として線径０．２ｍｍの加工仕上がり線材を製造した。
【０１０６】
そして、この線材を５００℃で３０分の記憶熱処理を行った。表２のｂ−４材と線径は異なるが、最終焼鈍後の冷間加工率と記憶熱処理温度を一致させたので、試作した０．２ｍｍの線材は超弾性特性、加工性ともに良好で十分な生体適合性を備えており、ステントおよび内視鏡のアクチュエータに使用したところ良好であった。組成等の一覧を図１２としての表１１にまとめて示した。
【０１０７】
（実施例１４）
眼鏡フレームおよび眼鏡ノーズパッドアームを試作した。非消耗タングステン電極型アルゴンアーク溶解炉を用いて溶解、鋳造したＴｉ−２０ａｔ％Ｎｂ−５ａｔ％Ｍｏ合金インゴットに対し熱間加工を施し、更に焼鈍及び冷間伸線加工を繰り返し施し、最終焼鈍後の冷間伸線加工率４０％として線径２．０ｍｍの加工仕上がり線材を製造した。
【０１０８】
そして、この線材を５００℃で３０分の記憶熱処理を行った。表２のｂ−４材と線径は異なるが、最終焼鈍後の冷間加工率と記憶熱処理温度を一致させたので、試作した２．０ｍｍの線材は超弾性特性、加工性ともに良好で十分な生体適合性を備えており、眼鏡フレームおよび眼鏡ノーズパッドアームに使用したところ良好であった。組成等の一覧を図１２としての表１１にまとめて示した。
【０１０９】
【発明の効果】
本発明は、ＴｉにＮｂ、もしくはＮｂに加えてＭｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｉｎのうちのどれか１種又は２種以上、もしくはこれに更にＳｎを適量添加することにより、超弾性効果を発現させることができる。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｎは全て生体に安全な元素であり、これらの元素から構成された本発明の合金は、Ｎｉを含まないことから、アレルギーの懸念が無く、生体用に好適に用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【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−Ｎｂ系合金の組成、評価結果一覧表である。
【図３】図３として示した表２であり、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｍｏ系合金の組成、評価結果一覧表である。
【図４】図４として示した表３であり、Ｔｉ−Ｎｂ−Ａｌ系合金の組成、評価一覧表である。
【図５】図５として示した表４であり、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｇｅ系合金の組成、評価一覧表である。
【図６】図６として示した表５であり、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｇａ系合金の組成、評価一覧表である。
【図７】図７として示した表６であり、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｉｎ系合金の組成、評価一覧表である。
【図８】図８として示した表７であり、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｍｏ−Ａｌ系合金の組成、評価一覧表である。
【図９】図９として示した表８であり、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｍｏ−Ａｌ−Ｇａ系の組成、評価一覧表である。
【図１０】図１０として示した表９であり、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｍｏ−Ｓｎ系合金の組成、評価一覧表である。
【図１１】図１１として示した表１０であり、Ｔｉ−Ｎｂ−Ｍｏ−Ａｌ−Ｓｎ系合金の組成、評価一覧表である。
【図１２】図１２として示した表１１であり、生体用医療器具等への加工例をしめした。
【図１３】純金属の細胞毒性を示した図である。
【図１４】分極抵抗及び純金属等の生体適合性の相互関係を示した図である。
【符号の説明】
１ 超弾性合金試験線材
２ 曲がり角度（θ）

Claims (10)

1. 下記の成分組成を有することを特徴とする生体用超弾性チタン合金。
   （ａ）チタンのβ相安定化元素であるＮｂを５〜４０ａｔ％と、
   （ｂ）１０ａｔ％以下のＭｏ、１５ａｔ％以下のＡｌ、１０ａｔ％以下のＧｅ、１０ａｔ％以下のＧａ、１５ａｔ％以下のＩｎから選択される１種、又は２種以上を含有し、
   （ｃ）前記Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、又はＩｎから選択される１種、又は２種以上の合計が３０ａｔ％以下であり、
   （ｄ）かつ前記Ｎｂと、Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、又はＩｎから選択される１種、又は２種以上との合計が６０ａｔ％以下であり，
   （ｅ）残部がＴｉ及び不可避不純物からなる。
2. 下記の成分組成を有することを特徴とする生体用超弾性チタン合金。
   （ａ）チタンのβ相安定化元素であるＮｂを５〜４０ａｔ％と、
   （ｂ）７ａｔ％以下のＭｏ、１０ａｔ％以下のＡｌ、６ａｔ％以下のＧｅ、６ａｔ％以下のＧａから選択される１種、又は２種以上を含有し、
   （ｃ）前記Ｎｂと、前記Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、又はＧａから選択される１種、又は２種以上との合計が６０ａｔ％以下であり、
   （ｄ）残部がＴｉ及び不可避不純物からなる。
3. 下記の成分組成を有することを特徴とする生体用超弾性チタン合金。
   （ａ）チタンのβ相安定化元素であるＮｂを５〜４０ａｔ％と、
   （ｂ）１０ａｔ％以下のＭｏ、１５ａｔ％以下のＡｌ、１０ａｔ％以下のＧｅ、１０ａｔ％以下のＧａ、１５ａｔ％以下のＩｎから選択される１種、又は２種以上を含有し、
   （ｃ）さらに１５ａｔ％以下のＳｎを含有し、
   （ｄ）前記Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、又はＩｎから選択される１種、又は２種以上とＳｎとの合計が３０ａｔ％以下であり、
   （ｅ）かつ前記Ｎｂと、前記Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａ、又はＩｎから選択される１種、又は２種以上とＳｎとの合計が６０ａｔ％以下である
   （ｆ）残部がＴｉ及び不可避不純物からなる。
4. 下記の成分組成を有することを特徴とする生体用超弾性チタン合金。
   （ａ）チタンのβ相安定化元素であるＮｂを５〜４０ａｔ％と、
   （ｂ）７ａｔ％以下のＭｏ、１０ａｔ％以下のＡｌ、６ａｔ％以下のＧｅ、６ａｔ％以下のＧａから選択される１種、又は２種以上を含有し、
   （ｃ）さらに１２ａｔ％以下のＳｎを含有し、
   （ｄ）前記Ｎｂと、前記Ｍｏ、Ａｌ、Ｇｅ、又はＧａから選択される１種、又は２種以上とＳｎとの合計が６０ａｔ％以下であり、
   （ｅ）残部がＴｉ及び不可避不純物からなる。
5. 医療用ガイドワイヤ、歯列矯正用ワイヤ、ステント、眼鏡フレーム、眼鏡ノーズパッドアーム、内視鏡のアクチュエーターの何れかに用いられることを特長とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の生体用超弾性チタン合金。
6. 請求項１〜４の何れか１項に記載の生体用超弾性合金を用いたことを特徴とする医療用ガイドワイヤ。
7. 請求項１〜４の何れか１項に記載の生体用超弾性合金を用いたことを特徴とする歯列矯正ワイヤ。
8. 請求項１〜４の何れか１項に記載の生体用超弾性合金を用いたことを特徴とするステント。
9. 請求項１〜４の何れか１項に記載の生体用超弾性合金を用いたことを特徴とする眼鏡フレーム、又は眼鏡ノーズパッドアーム。
10. 請求項１〜４の何れか１項に記載の生体用超弾性合金を用いたことを特徴とする内視鏡のアクチュエータ。

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