WO2011155063A1 - 拡散硬化処理性に優れた生体用コバルト・クロム基合金鋳造基材、生体用摺動合金部材および人工関節 - Google Patents

拡散硬化処理性に優れた生体用コバルト・クロム基合金鋳造基材、生体用摺動合金部材および人工関節 Download PDF

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chromium
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sliding
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敬大 石水
難波　茂信
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日本メディカルマテリアル株式会社
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    • A61F2/02—Prostheses implantable into the body
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    • A—HUMAN NECESSITIES
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    • C22C19/07—Alloys based on nickel or cobalt based on cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to a biomedical cobalt-chromium based alloy cast base material, a biocompatible sliding alloy member, and an artificial joint, which are excellent in diffusion hardening processability.
  • Uniform surface hardening in the present invention, such a characteristic is said to be “excellent in diffusion hardening process”
  • a cobalt-chromium alloy casting base for living body and the cobalt-chromium alloy casting base
  • Cobalt-chromium based alloys are excellent in biocompatibility, strength, wear resistance, and corrosion resistance among biomaterials, and have long been used for sliding members and implant members for artificial joints such as artificial hip joints.
  • Patent Document 1 discloses a cobalt-chromium-molybdenum alloy having a specified composition.
  • Patent Document 2 discloses a method for producing a Co-based alloy in which the component composition and the amount of ⁇ phase are defined for the purpose of improving plastic workability.
  • Patent Document 3 and Patent Document 4 include a method of carburizing a cobalt-chromium-based alloy material, and characteristics achieved thereby (such as improving surface hardness and wear resistance without reducing corrosion resistance). It is shown.
  • Patent Document 5 discloses that a diffusion hardening treatment is performed on a metal material containing a Co—Cr—Mo alloy, and specifically, an internal oxidation method, an internal nitridation method, nitrogen, oxygen or carbon. It is described that the surface of the alloy was strengthened and hardened by an additional interstitial diffusion strengthening method using the above.
  • the base material made of a cobalt-chromium alloy has a large change in microstructure (hereinafter sometimes referred to as a metal structure or simply a structure) due to its manufacturing method, amount of added elements, heat treatment, etc., and as a result, the characteristics also change greatly.
  • a metal structure or simply a structure due to its manufacturing method, amount of added elements, heat treatment, etc., and as a result, the characteristics also change greatly.
  • the as-cast state obtained by melting the metal which is a representative substrate manufacturing method, pouring into a mold and solidifying it, has a very uneven structure (the process of solidifying the molten metal) This means a state in which there is a deviation (segregation) in the element concentration that occurs in the above.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and its purpose is to provide a bio-cobalt-chromium group that can sufficiently achieve uniform curing of the substrate surface when subjected to diffusion hardening treatment.
  • Alloy casting base material, sliding alloy member for living body which is obtained by subjecting the cobalt-chromium based alloy casting base material to the above diffusion hardening treatment, and which exhibits excellent wear resistance stably, and the sliding alloy for living body
  • An object of the present invention is to provide a highly reliable artificial joint obtained by using a member.
  • the living body cobalt-chromium based alloy casting base material according to the present invention is a living body casting base material made of a cobalt-chromium base alloy, containing 0.1% by mass or more of nitrogen (N), and in a metal structure. It is characterized in that the volume fraction of the fcc (face centered cubic lattice) phase is 50% or more (in the metal structure,% indicates volume%, the same applies hereinafter).
  • the upper limit of the N content of the cobalt-chromium based alloy is preferably 0.25% by mass, and the content of elements other than N is preferably within the range specified in ASTM F75-07.
  • the cobalt-chromium based alloy cast base material of the present invention is also one having an average crystal grain size of the metal structure of 1000 ⁇ m or more.
  • the present invention also includes living body sliding alloy members obtained by subjecting the above-described cobalt-chromium base alloy cast base material to an as-cast state by diffusion hardening treatment (for example, carburization treatment). Further, the two sliding members constituting the sliding surface are artificial joints made of a cobalt-chromium based alloy sliding member, and at least one of the cobalt-chromium based alloy sliding members is the living body sliding An artificial joint characterized in that it is an alloy member is also included.
  • a uniform hardened layer is formed by the diffusion hardening process even when the as-cast cobalt-chromium base alloy casting base material, which is likely to have a non-uniform structure, is subjected to the diffusion hardening process.
  • a sliding alloy member for a living body can be obtained.
  • a sliding alloy member for a living body that continues to exhibit high strength, excellent wear resistance, and further excellent corrosion resistance, and a highly reliable artificial joint obtained by using the sliding alloy member for living body Etc. can be provided.
  • FIG. 1 is a Vickers impression photograph of the surface of a base material (No. 2 in Examples) after carburizing treatment.
  • FIG. 2 is a Vickers impression photograph of the surface of the base material (No. 7 in the example) after the carburizing treatment.
  • FIG. 3 is a photograph showing a crystal orientation analysis result by electron beam backscatter diffraction (EBSP) method of a base material (No. 2 in the example) before carburizing treatment.
  • FIG. 4 is a photograph showing a crystal orientation analysis result by an electron beam backscatter diffraction (EBSP) method of a base material (No. 7 in the example) before carburizing treatment.
  • 5 is a Vickers impression photograph of the surface of the base material (No. 2 and No.
  • FIG. 6 is a graph showing the relationship between the nitrogen content of the substrate and the volume fraction of the fcc phase.
  • FIG. 7 is a graph showing the relationship between the carbon content of the substrate and the volume fraction of the fcc phase.
  • FIG. 8 is a representative macrostructure photograph of the cobalt-chromium based alloy cast base material of the present invention.
  • FIG. 9 is a diagram showing the carbon concentration distribution of the carburized layer divided into an example in the region A and an example in the region B.
  • the present inventor conducted intensive research to realize a cobalt-chromium based alloy casting base material for biomedical use capable of obtaining a uniform hardened layer having no local shortage of hardening, in particular, by diffusion hardening treatment.
  • the metal structure of the cobalt-chromium based alloy cast base material may be a structure in which a phase (also referred to as fcc phase or ⁇ phase) having a crystal structure of fcc (face-centered cubic lattice) occupies a certain amount or more.
  • a phase also referred to as fcc phase or ⁇ phase
  • fcc face-centered cubic lattice
  • the present inventor considered that the occurrence of local insufficient hardening was caused by the metal structure, and produced cobalt-chromium based alloy cast base materials (as cast) having various metal structures, which will be described later.
  • Vickers hardness hereinafter sometimes simply referred to as hardness
  • the measurement was carried out using a Vickers hardness measuring apparatus and measuring 10 arbitrary points per sample with a load of 50 gf.
  • hardness unevenness the variation in hardness generated in the same plane
  • the state of hardness unevenness and the cause of occurrence were examined for a sample (No. 7 in Examples described later) in which the hardness unevenness hardly occurred.
  • the Vickers hardness measured in the same plane was divided into a relatively high hardness and a relatively low hardness.
  • the high hardness is measured around the precipitate (carbide) existing after casting, while the relatively low hardness is measured in a region away from the precipitate. It was. This is because No. 1 shown in FIG.
  • No. 2 optical micrograph, indicating that the smaller the indentation, the harder the hardness
  • the Vickers indentation size is different between the periphery of the precipitate and the other areas. it can. No.
  • Table 1 also shows the results of dividing the Vickers hardness measured in 7 into the periphery of the precipitate (carbide) and the other region (region away from the precipitate). No. The Vickers impression photograph of No. 7 is shown in FIG. For No. 7, it can be seen that the hardness is almost constant regardless of the measurement location.
  • the present inventor examined how much fcc phase that should have high hardness after carburizing treatment should be secured in the base material structure before carburizing treatment. Specifically, as shown in Table 3 of Examples described later, various cobalt-chromium based alloy cast base materials having different volume fractions of the fcc phase were prepared by changing the component composition, and the hardness of each base material I checked for unevenness. As a result, if the volume fraction of the fcc phase in the base material structure before the carburizing treatment is 50% or more, the Vickers hardness is almost constant within the same plane after the carburizing treatment regardless of the presence or location of carbides. Thus, it was found that a uniform cured layer without local curing deficiency was obtained.
  • the volume fraction of the fcc phase is preferably 60% or more, more preferably 70% or more.
  • the volume fraction of the fcc phase is The upper limit is about 85%.
  • the ratio of the fcc phase in the base material structure may be 50% or more.
  • the hcp phase precipitates such as carbides, nitrides, carbonitrides, and intermetallic compounds may be included.
  • the present inventor examined a specific method for obtaining a structure in which the fcc phase accounts for 50% or more. As described above, it is possible to make the structure uniform by performing a heat treatment at a high temperature. However, in the present invention, since the carbides disappear and the wear resistance of the base material is deteriorated, The investigation was conducted with a particular focus on the component composition rather than the production conditions.
  • FIG. 6 is a graph obtained by rearranging the N content (nitrogen content) and the volume fraction of the fcc phase of the cobalt-chromium base alloy cast base material (note that the additional numbers in the graph are those described later) No. in Table 3 of the example is shown, and the same applies to FIGS. From FIG. 6, there is a correlation between the amount of N in the base material and the volume fraction of the fcc phase. When the amount of N is small, the fcc phase is extremely reduced, and N is contained by 0.1 mass% or more. As a result, it was found that 50% or more of the fcc phase can be stably secured.
  • FIG. 7 a graph showing the relationship between the content of C (carbon content) as a component other than N and the volume fraction of the fcc phase is shown in FIG. As is apparent from FIG. 7, it can be seen that there is no correlation between the C content of the base material and the volume fraction of the fcc phase.
  • the cobalt-chromium base alloy casting is performed.
  • the ratio of two types of fcc phase and hcp phase, which are typical crystal structures constituting the base material, can be controlled to a stable structure of fcc phase: 50% or more.
  • diffusion hardening such as carburizing treatment It is characterized in that a cured layer with high reproducibility and uniform hardness can be obtained when the treatment is performed.
  • the N amount is 0.15% by mass or more. It is preferable to do.
  • the N content is more preferably 0.20% by mass or more.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 describe that the N amount is specified, the effect is limited to improvement in strength, ductility and corrosion resistance, or plastic workability. There is no knowledge that homogenization was achieved.
  • the amount of N in the component composition, it is necessary to make the amount of N not less than a certain value as described above.
  • the upper limit of the amount of N and the contents of other elements are conventionally used for biomedical cobalt / chromium. It may be within the range of the base alloy.
  • the upper limit of the N amount is set to 0.25% by mass and the content of other elements is determined.
  • Cr 27.00-30.00% by mass
  • Mo 5.00-7.00% by mass
  • Ni 0.50% by mass or less
  • Fe 0.75% by mass or less
  • C 0 .35% by mass or less
  • N 0.1 to 0.25% by mass
  • Si 1.00% by mass or less
  • Mn 1.00% by mass or less, including the balance Co and inevitable impurities. It is done.
  • the minimum of the said C amount shall be 0.15 mass% from a viewpoint of forming a carbide
  • the method for producing the cobalt-chromium based alloy cast base material is not particularly limited. For example, after melting a component of the cobalt-chromium based alloy, for example, near net shape casting, that is, for example, a bone head type of an artificial joint Pour into a mold to obtain a base material as cast (as cast). As described above, in order to increase the amount of N in the cobalt-chromium based alloy cast base material, nitrogen gas is introduced at the time of melting, or nitrides such as Cr 2 N, CrN, FeCrN, Si 3 N 4 , MnN, etc. And the like. After casting, the surface may be somewhat ground to remove surface defects and roughness.
  • an as-cast cobalt / chromium-based alloy cast base material By subjecting an as-cast cobalt / chromium-based alloy cast base material to diffusion hardening treatment without heat treatment after forging, it can be maintained without losing carbides in the metal structure, and as a result, excellent wear resistance can be secured. . If the base material is subjected to heat treatment (particularly heating at a temperature of 1000 ° C. or more), the carbides are lost, which is not preferable.
  • a sliding alloy member for a living body constituting an artificial joint or the like can be obtained by subjecting the as-cast cobalt-chromium base alloy cast base material to diffusion hardening treatment.
  • the diffusion hardening treatment include nitriding treatment, boriding treatment, oxidation treatment, and the like in addition to the above carburizing treatment.
  • the same effect as the carburizing treatment can be obtained.
  • a base material or a base material subjected to activation treatment as described later
  • a mixed gas containing a carbon source, a nitrogen source, etc. is introduced into the furnace, and is generally adopted.
  • the treatment can be performed at a certain temperature.
  • the carburizing treatment may be performed at a base material temperature (carburizing temperature) of 450 to 550 ° C.
  • a base material temperature 450 to 550 ° C.
  • carbon is preferable because it forms a solid solution on the surface of the substrate but hardly forms chromium carbide.
  • the carburizing temperature is less than 450 ° C., carbon does not progress in solid solution, and a solid solution layer having a desired surface hardness is not formed.
  • generation of chromium carbide is accelerated
  • the carbon source in the carburizing treatment for example, one or more of CO, CO 2 , CH 4 , C 2 H 6 , C 3 H 8 , and C 4 H 10 can be used.
  • a mixed gas of the carbon source and, for example, H 2 may be diluted with an inert gas and introduced into the processing furnace.
  • N 2 , Ar, and He can be used as the inert gas.
  • the time for the carburizing treatment can be adjusted depending on the relationship between the treatment temperature and the thickness of the solid solution layer, but is usually 1 to 50 hours, and most commonly 10 to 35 hours.
  • an activation treatment may be performed to remove the passive film formed on the substrate surface. Chromium in the substrate reacts with oxygen in the air to form a passive film. This passive film tends to inhibit the penetration of carbon into the substrate surface when carburizing. Therefore, carburization can be sufficiently performed by removing the passive film by the activation treatment.
  • the activation treatment can be performed by a method using gas or a method using liquid.
  • An example of the activation treatment using gas is fluorination treatment.
  • a cobalt-chromium based alloy casting base material is placed in a furnace for heat treatment, heated to 200 ° C. to 500 ° C. in a fluorine-based gas atmosphere, and the temperature is maintained for 10 to 180 minutes. Hold. Thereby, chromium oxide on the surface is replaced with chromium fluoride.
  • fluorine-based gas suitable for the fluorination treatment examples include NF 3 , BF 3 , CF 4 , HF, SF 6 , C 2 F 6 , WF 6 , CHF 3 , SiF 4 , and ClF 3 .
  • fluorine-based gases are used alone or in combination of two or more. Usually, these fluorine-based gases are used after being diluted with an inert gas such as N 2 gas.
  • an activation treatment using a liquid a method of immersing in an acidic solution can be mentioned.
  • the acidic solution a solution in which one kind or a mixture of two or more kinds of hydrochloric acid, nitric acid, hydrogen peroxide, sulfuric acid and hydrofluoric acid can be used.
  • hydrochloric acid and nitric acid, hydrochloric acid, nitric acid and hydrogen peroxide are used.
  • a solution in which hydrochloric acid and hydrogen peroxide are mixed is preferable, and the passive film of chromium oxide on the surface can be dissolved in a short time.
  • post treatment is performed depending on the surface condition.
  • the post-treatment there are acid treatment for removing soot (in the case of carburizing treatment) adhering to the surface, surface polishing such as mirror polishing, and the like.
  • the sliding alloy member for a living body obtained by performing the diffusion hardening treatment or the like is suitably used as a sliding member for an artificial joint such as an artificial hip joint, an artificial knee joint, or an artificial elbow joint.
  • the two sliding members constituting the sliding surface are artificial joints made of a cobalt-chromium based alloy sliding member, and at least one of the cobalt-chromium based alloy sliding members (e.g., head and / or If the living body sliding alloy member of the present invention is employed for the stem, it is preferable because the effects of the present invention are fully exhibited.
  • the N (nitrogen) content of the cobalt-chromium-based alloy cast base material thus obtained was measured using an inert gas melting method.
  • the C (carbon) content was measured by a combustion infrared absorption method
  • the Si content was measured by an absorptiometric method
  • the contents of other components shown in Table 3 were measured by ICP analysis.
  • the observation surface is mirror-finished by wet polishing. Etching was performed in an acid solution, and the macro structure was observed.
  • a typical macro structure photograph (No. 7 macro structure photograph in Table 3) is shown in FIG. It was confirmed that all of the produced cast base materials had an average crystal grain size of 1000 ⁇ m or more as shown in FIG.
  • volume fraction of fcc phase of cobalt-chromium base alloy cast base material (before carburizing treatment)> Using the substrate, the volume fraction of the fcc phase was determined by X-ray diffraction.
  • activation treatment and carburization treatment were sequentially performed on the substrate.
  • the substrate is subjected to activation treatment with a fluorinated gas (held in an NF 3 gas atmosphere at 350 ° C. for 2 hours), and then a gas carburizing treatment (in a CO + H 2 mixed gas atmosphere). , Held at 500 ° C. for 32 hours).
  • the carbon concentration distribution of the carburized layer is shown as an example (comparative example) in the region (region A) where the N content is less than 0.1% by mass and the proportion of the fcc phase is less than 50% in FIG.
  • FIG. 9 shows an example (invention example) in the region (region B) in which the N amount is 0.1% by mass or more and the ratio of the fcc phase is 50% or more.
  • any cobalt-chromium-based alloy cast base material shows a high carbon concentration profile from the surface to about 20 ⁇ m.
  • No. In the profiles 1 to 4 large variations were observed between samples. This is probably because the hardness varies between samples as a result of variations in hardness depending on the measurement location in the same plane of one sample.
  • No. 5 to 11 show that the carbon profiles in the vicinity of the surface layer are almost the same regardless of the component composition, and are in a uniform solid solution distribution state.

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Abstract

　コバルト・クロム基合金からなる生体用鋳造基材であって、窒素（Ｎ）を０．１質量％以上含むと共に、金属組織におけるｆｃｃ（面心立方格子）相の体積分率が５０％以上であることを特徴とする拡散硬化処理性に優れた生体用コバルト・クロム基合金鋳造基材である。本発明によれば、組織が不均一となりやすい鋳放し状態のコバルト・クロム基合金鋳造基材を拡散硬化処理に供した場合であっても、該拡散硬化処理により均一な硬化層の形成された生体用摺動合金部材を得ることができるため、高強度かつ優れた耐摩耗性、更には優れた耐食性を安定して発揮し続ける生体用摺動合金部材などを提供できる。

Description

拡散硬化処理性に優れた生体用コバルト・クロム基合金鋳造基材、生体用摺動合金部材および人工関節
　本発明は、拡散硬化処理性に優れた生体用コバルト・クロム基合金鋳造基材、生体用摺動合金部材および人工関節に関するものであり、例えば浸炭処理、窒化処理等の拡散硬化処理により基材表面の均一な硬化を図ることのできる（本発明では、この様な特性を「拡散硬化処理性に優れた」という）生体用コバルト・クロム基合金鋳造基材、該コバルト・クロム基合金鋳造基材に上記浸炭処理、窒化処理等の拡散硬化処理を施して得られる、優れた耐摩耗性を安定して発揮する生体用摺動合金部材、および該生体用摺動合金部材を用いた人工関節に関するものである。
　コバルト・クロム基合金は、生体用金属材料の中でも生体適合性、強度、耐摩耗性、耐食性に優れているため、古くから人工股関節等の人工関節の摺動部材、インプラント部材等に用いられている。例えば特許文献１には、成分組成を規定したコバルト－クロム－モリブデン合金が示されている。また特許文献２には、塑性加工性を向上させることを目的に、成分組成およびγ相量を規定したＣｏ基合金の製造方法が示されている。
　この様なコバルト・クロム基合金を、特に生体用摺動部材に用いる場合、その表面が摩耗しやすいことから、表面硬化のための処理として、例えば浸炭処理、窒化処理等が一般に行われている。例えば特許文献３、特許文献４には、コバルト・クロム基合金材料に浸炭処理を施す方法、およびそれによって達成される特性（耐食性を低下させずに表面硬度と耐摩耗性を向上させる等）が示されている。
　また特許文献５には、Ｃｏ－Ｃｒ－Ｍｏ合金を含む金属材料に対し、拡散硬化処理を施すことが開示されており、具体的には、内部酸化法や内部窒化法、窒素、酸素または炭素を使用する付加的な隙間的拡散強化法により、合金表面の強化と硬化を図った旨が記載されている。
特開昭５４－１０２２４号公報 特開２００８－１１１１７７号公報 特表２００５－５２４７７２号公報 特開２００７－２７７７１０号公報 特許第３４７１０４１号公報
　しかしコバルト・クロム基合金からなる基材は、その製造方法、添加元素量、熱処理等によってミクロ組織（以下、金属組織、または単に組織ということがある）が大きく変化し、結果として特性も大きく変化する。その中でも特に、代表的な基材の製造方法である金属を溶かして型に流し込み、凝固させることによって得られる鋳放し状態のものは、組織が非常に不均一な状態（溶融金属が凝固する過程で生じる元素濃度の偏り（偏析）が存在する状態をいう。以下同じ）となっている。
　上記不均一な状態の組織を均一にする方法として、鋳放し状態の合金を高温で長時間熱処理することが挙げられる。一方、近年では、人工関節の代表的な摺動部材の組み合わせとして、コバルト・クロム基合金摺動部材とコバルト・クロム基合金摺動部材を組み合わせる場合があるが、この様な組み合わせの場合、該コバルト・クロム基合金中の炭素量を高め、炭素と金属の化合物である炭化物をより多く分散させることにより、耐摩耗性が高められる知見が得られている。よって、該炭化物が消失してしまう高温での熱処理を行わない場合が多い。
　上記の通り、耐摩耗性向上のため高温の熱処理を行わない傾向にあるが、該高温での熱処理を行わないままでは、組織の不均一な基材に対し、浸炭処理、窒化処理等の拡散硬化処理を施すことなる。しかし組織の不均一な基材に対して拡散硬化処理を施すと、同一処理面で、局所的な硬化不足が生じたり、硬化処理層の厚さ方向で固溶元素（例えば浸炭処理における炭素）が再現性のない元素濃度分布を示すなどして、耐摩耗性にバラツキが生じやすい、といった問題がある。
　本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、拡散硬化処理を施した場合に、基材表面の均一な硬化を十分に図ることのできる生体用コバルト・クロム基合金鋳造基材、該コバルト・クロム基合金鋳造基材に上記拡散硬化処理を施して得られる、優れた耐摩耗性を安定して発揮する生体用摺動合金部材、および該生体用摺動合金部材を用いて得られる信頼性の高い人工関節を提供することにある。
　本発明に係る生体用コバルト・クロム基合金鋳造基材とは、コバルト・クロム基合金からなる生体用鋳造基材であって、窒素（Ｎ）を０．１質量％以上含むと共に、金属組織におけるｆｃｃ（面心立方格子）相の体積分率が５０％（金属組織において、％は体積％を示す。以下同じ）以上であるところに特徴を有している。
　前記コバルト・クロム基合金の前記Ｎ量は、上限が０．２５質量％であることが好ましく、かつＮ以外の元素の含有量は、ＡＳＴＭ Ｆ７５－０７に規定の範囲内にあることが好ましい。
　本発明のコバルト・クロム基合金鋳造基材は、前記金属組織の平均結晶粒径が１０００μｍ以上のものでもある。
　本発明には、前記コバルト・クロム基合金鋳造基材であって鋳放し状態のものに、拡散硬化処理（例えば浸炭処理）を施して得られる生体用摺動合金部材も含まれる。更には、摺動面を構成する２つの摺動部材がコバルト・クロム基合金摺動部材からなる人工関節であって、前記コバルト・クロム基合金摺動部材の少なくとも１つが、前記生体用摺動合金部材である点に特徴を有する人工関節も含まれる。
　本発明によれば、組織が不均一となりやすい鋳放し状態のコバルト・クロム基合金鋳造基材を拡散硬化処理に供した場合であっても、該拡散硬化処理により均一な硬化層の形成された生体用摺動合金部材を得ることができる。その結果、高強度かつ優れた耐摩耗性、更には優れた耐食性を安定して発揮し続ける生体用摺動合金部材、および該生体用摺動合金部材を用いて得られる信頼性の高い人工関節等を提供できる。
図１は、浸炭処理後の基材（実施例におけるＮｏ．２）表面のビッカース圧痕写真である。 図２は、浸炭処理後の基材（実施例におけるＮｏ．７）表面のビッカース圧痕写真である。 図３は、浸炭処理前の基材（実施例におけるＮｏ．２）の電子線後方散乱回折（ＥＢＳＰ）法による結晶方位解析結果を示した写真である。 図４は、浸炭処理前の基材（実施例におけるＮｏ．７）の電子線後方散乱回折（ＥＢＳＰ）法による結晶方位解析結果を示した写真である。 図５は、浸炭処理前の基材（実施例におけるＮｏ．２およびＮｏ．７）表面のビッカース圧痕写真である。 図６は、基材の窒素含有量とｆｃｃ相の体積分率の関係を示したグラフである。 図７は、基材の炭素含有量とｆｃｃ相の体積分率の関係を示したグラフである。 図８は、本発明のコバルト・クロム基合金鋳造基材の代表的なマクロ組織写真である。 図９は、浸炭処理層の炭素濃度分布を、領域Ａにある例と領域Ｂにある例に分けて示した図である。
　本発明者は、特に、拡散硬化処理により、局所的な硬化不足のない均一な硬化層を得ることのできる生体用コバルト・クロム基合金鋳造基材を実現すべく鋭意研究を行った。その結果、該コバルト・クロム基合金鋳造基材の金属組織を、結晶構造がｆｃｃ（面心立方格子）である相（ｆｃｃ相、γ相ともいう）が一定量以上占める組織とすればよいことを見出した。以下、本発明について詳述する。尚、下記では、拡散硬化処理の代表例として浸炭処理を行った場合について述べているが、本発明はこれに限定されず、後述する通り、拡散硬化処理として、窒化処理やホウ化処理、酸化処理等を行った場合についても、本発明の技術的範囲に含まれる。
　まず本発明者は、局所的な硬化不足の発生が金属組織に起因しているのではと考え、種々の金属組織のコバルト・クロム基合金鋳造基材（鋳放し状態）を作製し、後述する実施例に示す方法で、浸炭処理を行った後、浸炭処理材の同一面内において、複数箇所のビッカース硬度（以下、単に硬度ということがある）を測定した。測定は、ビッカース硬度測定装置を用い、荷重５０ｇｆとして、１個の試料につき任意の１０箇所を測定した。
　その結果、同一面内において硬度がばらついた試料と、硬度のバラツキがほとんど生じなかった試料があることが分かった。そこで、同一面内において硬度がばらついた（以下、この様に、同一面内において生じた硬度のバラツキを「硬度ムラ」ということがある）試料（後述する実施例のＮｏ．２）と、上記硬度ムラがほとんど生じなかった試料（後述する実施例のＮｏ．７）を対象に、硬度ムラの状態や発生原因について調べた。
　まず、硬度ムラが生じた試料（Ｎｏ．２）について、同一面内で測定した上記複数箇所のビッカース硬度を、比較的高い硬度と比較的低い硬度に分けた結果、表１に示す通り、比較的高い硬度は、鋳造後から存在している析出物（炭化物）の周囲を測定したものであり、一方、比較的低い硬度は、該析出物から離れた領域を測定したものであることがわかった。このことは、図１として示すＮｏ．２のビッカース圧痕写真（光学顕微鏡写真、圧痕が小さいほど硬さが硬いことを示している）において、析出物の周囲とそれ以外の領域でビッカース圧痕の大きさが相違していることからも確認できる。尚、Ｎｏ．７で測定したビッカース硬度を、析出物（炭化物）の周囲とそれ以外の領域（該析出物から離れた領域）に分けた結果も表１に併記している。また、Ｎｏ．７のビッカース圧痕写真を図２に示すが、これら表１および図２から、Ｎｏ．７については、測定箇所に関係なく硬度がほぼ一定であることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　更に、上記硬度ムラの発生原因をつきとめるため、上記Ｎｏ．２の金属組織を調べた。具体的には、電子線後方散乱回折（Electron Back Scattering Pattern、ＥＢＳＰ）法により浸炭処理前のＮｏ．２の基材の結晶方位解析を実施した。その結果を図３に示す。図３（ａ）の青色領域がｆｃｃ相の領域を示しており、図３（ｂ）の赤色領域がｈｃｐ相（六方最密格子、ε相ともいう）の領域を示している。この図３から、不定形の析出物の周囲がｆｃｃ相の領域となっており、析出物から離れた領域はｈｃｐ相となっていることがわかる。
　この図３に示された組織と、前記図１に示したビッカースの圧痕写真から、浸炭処理前の組織において、ｆｃｃ相である析出物の周囲は、浸炭処理後の硬さが硬いが、析出物から離れたｈｃｐ相である領域は、浸炭処理後の硬さが上記析出物の周囲よりも低くなっていることがわかる。
　尚、ビッカース硬さ（ビッカースの圧痕）が測定箇所によらずほぼ一定であるＮｏ．７の、ＥＢＳＰによる結晶方位解析結果を図４に示す。図４において、緑色、青緑色および青色の部分は、ｆｃｃ相の領域を示している。この図４から、Ｎｏ．７については、浸炭処理前の組織が、ほとんどｆｃｃ相で占められた組織となっていることがわかる。
　硬度ムラが、浸炭処理により生じるものか（浸炭処理前についてはどうか）についても調べた。即ち、上記Ｎｏ．２およびＮｏ．７のそれぞれの浸炭処理前の基材について、上記の通り、ビッカース硬度を測定すると共にビッカース圧痕の写真を撮影した。その結果を表２と図５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　この表２と図５から、浸炭処理前は、Ｎｏ．２およびＮｏ．７のどちらにおいても、同一面内の硬さはほぼ均一であり、硬度ムラは、浸炭処理を施すことによって生じることがわかる。
　これらの結果から、浸炭処理前の基材の組織に占めるｈｃｐ相の割合がｆｃｃ相よりも著しく多いと、浸炭処理後の上記ｈｃｐ相領域の硬さが低くなるため、硬度ムラが著しくなるが、浸炭処理前の基材の組織に占めるｆｃｃ相の割合を高くすれば、浸炭処理を施したときに、硬さの高い領域を多く確保でき、かつ硬度ムラを抑制できることを見出した。
　そこで本発明者は、浸炭処理前の基材の組織において、浸炭処理後に高硬度となるｆｃｃ相をどの程度確保すればよいかについて検討した。具体的には、後述する実施例の表３に示す通り成分組成を変化させて、上記ｆｃｃ相の体積分率の異なる種々のコバルト・クロム基合金鋳造基材を作製し、各基材の硬度ムラを調べた。その結果、浸炭処理前の基材の組織に占めるｆｃｃ相の体積分率を５０％以上とすれば、浸炭処理後、炭化物の有無や存在位置に関係なく、ビッカース硬度が同一面内でほぼ一定となり、局所的な硬化不足のない均一な硬化層が得られることがわかった。
　硬度の面内均一性は、上記ｆｃｃ相の割合が多くなるほど高くなることから、ｆｃｃ相の体積分率が、好ましくは６０％以上、より好ましくは７０％以上占めるものがよい。一方、後述する通り、ＡＳＴＭ Ｆ７５－０７においてＮ含有量の上限が、強度・延性バランスを確保する観点から０．２５質量％に規定されていることを考慮すると、上記ｆｃｃ相の体積分率の上限は８５％程度となる。
　尚、本発明では、上記の通り基材の組織に占めるｆｃｃ相の割合を５０％以上とすればよく、本発明には、基材の製造過程等で必然的に残存し得るその他の組織が存在する場合も含みうる。具体的には、上記ｈｃｐ相や、炭化物、窒化物、炭窒化物、金属間化合物等の析出物などが含まれうる。
　次に本発明者は、上記ｆｃｃ相が５０％以上占める組織を得るための具体的方法について検討を行った。尚、上述した通り、高温の熱処理を施すと組織の均一化を図ることが可能であるが、炭化物が消失して基材の耐摩耗性が低下する等の不具合が生じることから、本発明では、製造条件よりも特に成分組成に着目して検討を行った。
　まず、後述する実施例の表３に示す通り、成分組成が種々のコバルト・クロム基合金鋳造基材を作製し、各基材の金属組織に占めるｆｃｃ相の割合を後述する実施例に示す方法で測定し、各成分元素と該ｆｃｃ相の割合との関係について調べた。その結果、種々の成分元素のうち、Ｎの含有量がｆｃｃ相の割合と相関があることを見出した。
　図６は、上記コバルト・クロム基合金鋳造基材のＮ量（窒素含有量）とｆｃｃ相の体積分率を整理して得たグラフである（尚、グラフ中の付記番号は、後述する実施例の表３のＮｏ．を示す。後述する図７、図９についても同じ）。この図６より、前記基材のＮ量とｆｃｃ相の体積分率の間には相関があり、Ｎ量が少ないとｆｃｃ相が極端に少なくなること、およびＮを０．１質量％以上含有させることによって、５０％以上のｆｃｃ相を安定して確保できることを見出した。
　尚、参考までに、Ｎ以外の成分としてＣの含有量（炭素含有量）とｆｃｃ相の体積分率の関係を示したグラフを図７に示す。この図７から明らかな通り、前記基材のＣ量とｆｃｃ相の体積分率との間には相関が全くみられないことがわかる。
　本発明では、この様にコバルト・クロム基合金鋳造基材におけるＮ量を０．１％以上とすることによって、鋳造したままの状態（鋳放し状態）であっても、コバルト・クロム基合金鋳造基材を構成する代表的な結晶構造であるｆｃｃ相とｈｃｐ相の２種の割合を、ｆｃｃ相：５０％以上の安定した組織に制御することができ、結果として、浸炭処理等の拡散硬化処理を施したときに、再現性の高い、硬度の均一な硬化層が得られる点に特徴がある。
　金属組織に占めるｆｃｃ相の体積分率を、前述の通り、好ましくは６０％以上と高めて硬度のより均一な硬化層を拡散硬化処理で得るには、Ｎ量を０．１５質量％以上とすることが好ましい。また、ｆｃｃ相の体積分率を、より好ましくは７０％以上と高めて硬度の一層均一な硬化層を拡散硬化処理で得るには、Ｎ量を０．２０質量％以上とすることがより好ましい。
　尚、特許文献１や特許文献２にＮ量を規定した旨記載があるが、その効果は強度、延性および耐食性の向上、または塑性加工性の向上にとどまっており、拡散硬化処理による硬度の面内均一化を図った旨の知見はない。
　本発明では、成分組成において、特にＮ量を上記の通り一定以上とする必要があるが、Ｎ量の上限、およびその他の元素の含有量については、従来より用いられている生体用コバルト・クロム基合金の範囲内とすればよい。例えば、ＡＳＴＭ Ｆ７５－０７で規定の通り、Ｎ量の上限を０．２５質量％とすると共に、その他の元素の含有量を決定することが挙げられる。具体的には、Ｃｒ：２７．００～３０．００質量％、Ｍｏ：５．００～７．００質量％、Ｎｉ：０．５０質量％以下、Ｆｅ：０．７５質量％以下、Ｃ：０．３５質量％以下、Ｎ：０．１～０．２５質量％、Ｓｉ：１．００質量％以下、およびＭｎ：１．００質量％以下を含み、残部Ｃｏおよび不可避的不純物からなるものが挙げられる。尚、上記Ｃ量の下限は、基材中に炭化物を形成させる観点から、０．１５質量％とすることが好ましい。
　上記コバルト・クロム基合金鋳造基材の製造方法は特に限定されず、例えば、成分を調整したコバルト・クロム基合金を溶製後、例えばニアネットシェイプ鋳造、即ち、例えば人工関節の骨頭型等の鋳型に流しこんで、鋳造したまま（鋳放し状態）の基材を得ることが挙げられる。上記の通り、コバルト・クロム基合金鋳造基材中のＮ量を高めるには、溶製時に窒素ガスを導入することや、Ｃｒ２Ｎ、ＣｒＮ、ＦｅＣｒＮ、Ｓｉ３Ｎ４、ＭｎＮなどの窒化物を添加すること等が挙げられる。鋳造後は、表面の欠陥や荒れを削るため表面を多少研削してもよい。
　鍛造後に熱処理を施さず鋳放し状態のコバルト・クロム基合金鋳造基材を拡散硬化処理に供することで、金属組織中の炭化物を消失させることなく維持でき、結果として優れた耐摩耗性を確保できる。上記基材に熱処理（特に１０００℃以上の温度での加熱）を施すと、炭化物が消失するため好ましくない。
　前記鋳放し状態のコバルト・クロム基合金鋳造基材を用い、拡散硬化処理を施すことにより人工関節等を構成する生体用摺動合金部材が得られる。拡散硬化処理としては、上記浸炭処理の他に、窒化処理やホウ化処理、酸化処理等が挙げられ、いずれの処理においても浸炭処理と同様の効果を得ることができる。例えば基材（または、後述するような活性化処理を施した基材）を処理炉内に配置し、炉内に炭素源、窒素源等を含む混合ガスを導入し、一般的に採用されている温度で処理を行うことができる。
　例えば浸炭処理方法としては、下記の条件で行うことが挙げられる。即ち、浸炭処理は、基材の温度（浸炭温度）を４５０～５５０℃にして行うことが挙げられる。この温度範囲であると、炭素は、基材の表面に固溶化するが、炭化クロムを形成しにくいので好ましい。浸炭温度が４５０℃未満であると、炭素の固溶化が進まず、望ましい表面硬度を有する固溶化層が形成されないので好ましくない。また、５５０℃より高い温度であると、炭化クロムの生成が促進されるので好ましくない。
　浸炭処理における炭素源には、例えばＣＯやＣＯ２、ＣＨ４、Ｃ２Ｈ６、Ｃ３Ｈ８、Ｃ４Ｈ１０の１種類または２種類以上を使用できる。上記炭素源と例えばＨ２の混合ガスを不活性ガスで希釈して処理炉内に導入することが挙げられる。不活性ガスには、Ｎ２、Ａｒ、Ｈｅを使用できる。浸炭処理の時間は、処理温度と固溶化層の厚みとの関係によって調節することができるが、通常は１～５０時間行われ、最も一般的には１０～３５時間行われる。
　上記拡散硬化処理前には、基材表面に形成された不動態膜を除去するため、活性化処理を行ってもよい。基材中のクロムは、空気中の酸素と反応して不動態膜を形成する。この不動態膜は、浸炭処理を行う際に炭素の基材表面への侵入を阻害しやすい。よって活性化処理により不動態膜を除去することで、十分に浸炭させることができる。該活性化処理は、ガスを用いた方法や、液体を用いた方法で行うことができる。
　ガスを用いた活性化処理としては、フッ化処理が挙げられる。フッ化処理は、加熱処理用の炉内にコバルト・クロム基合金鋳造基材を入れ、フッ素系ガス雰囲気中で２００℃～５００℃に加熱して、１０分～１８０分の間、その温度を保持する。これにより、表面の酸化クロムが、フッ化クロムに置換される。
　このフッ化処理に適したフッ素系ガスとしては、ＮＦ３、ＢＦ３、ＣＦ４、ＨＦ、ＳＦ６、Ｃ２Ｆ６、ＷＦ６、ＣＨＦ３、ＳｉＦ４、ＣｌＦ３等がある。これらのフッ素系ガスを、１種類で、または２種類以上を混合して使用する。通常は、これらのフッ素系ガスをＮ２ガス等の不活性ガスで希釈して使用される。
　液体を用いた活性化処理としては、酸性溶液に浸漬する方法が挙げられる。酸性溶液としては、塩酸、硝酸、過酸化水素、硫酸、フッ酸のいずれか１種類または２種類以上を混合した溶液を使用することができ、特に、塩酸と硝酸、塩酸と硝酸と過酸化水素、又は塩酸と過酸化水素を混合した溶液が好ましく、短時間で表面の酸化クロムの不動態膜を溶解することができる。
　上記拡散処理後は、表面の状態によって後処理を行う。後処理として、表面に付着した煤（浸炭処理の場合）を除去するための酸処理や、鏡面研磨等の表面研磨などがある。
　上記拡散硬化処理等を施して得られる生体用摺動合金部材は、例えば、人工股関節、人工膝関節、人工肘関節等の人工関節の摺動部材として好適に用いられる。特には、摺動面を構成する２つの摺動部材がコバルト・クロム基合金摺動部材からなる人工関節であって、前記コバルト・クロム基合金摺動部材の少なくとも１つ（例えばヘッドおよび／またはステム）に、本発明の生体用摺動合金部材を採用すれば、本発明の効果が存分に発揮されるので好ましい。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
　表３に示す１１種のコバルト・クロム基合金鋳造材（直径：１５ｍｍ、長さ：１５０ｍｍの棒材）を作製した。尚、鋳造材のＮ量およびＣ量は、溶解時の窒素分圧および黒鉛添加量により制御した。鋳造後、得られた棒材を厚さ約２ｍｍの円盤状に切断した後、ＳｉＣペーパーを用いて湿式研磨を施し、コバルト・クロム基合金鋳造基材を得た。
　この様にして得られたコバルト・クロム基合金鋳造基材のＮ（窒素）量を、不活性ガス融解法を用いて測定した。またＣ（炭素）量を燃焼赤外線吸収法、Ｓｉ量を吸光光度法、表３に示すその他の成分の含有量をＩＣＰ分析法で測定した。また、上記コバルト・クロム基合金鋳造基材の平均結晶粒径（任意の１視野内における結晶粒の円相当直径の平均値）を確認するため、湿式研磨により観察面の鏡面仕上げを行った後、酸溶液中でエッチングを施し、マクロ組織観察を行った。代表的なマクロ組織写真（表３のＮｏ．７のマクロ組織写真）を図８に示す。作製した鋳造基材は全て、この図８に示す通り平均結晶粒径が１０００μｍ以上であることを確認した。
　〈コバルト・クロム基合金鋳造基材（浸炭処理前）のｆｃｃ相の体積分率の測定〉
　上記基材を用い、Ｘ線回折によりｆｃｃ相の体積分率を求めた。即ち、Ｘ線回折装置（リガク製 ＲＩＮＴ１５００）を用い、回転速度：６０ｒｐｍ、搖動角/周期：－４５°～４５°／４ｓｅｃの条件でサンプルを回転および搖動させながら、ターゲット：Ｃｕ、ターゲット出力：４０ｋＶ－２００ｍＡ、スリット系：受光０．３ｍｍ、縦２ｍｍ、サンプリングステップ：０．０２°、計測時間：８ｓｅｃ／ステップの条件下で２θ＝４５°～５３°の範囲を測定した。得られた回折ピークのうち、下記算出式（１）に示すピークの積分強度をそれぞれ求め、下記算出式（１）よりｆｃｃ相（γ相）の体積分率Vγを算出した。各基材のｆｃｃ相の体積分率（体積％）を表３に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　次に、上記基材に対して、活性化処理、浸炭処理を順次施した。具体的には、基材に対して、フッ化ガスによる活性化処理（ＮＦ３ガス雰囲気中にて、３５０℃で２時間保持）を施した後、ガス浸炭処理（ＣＯ＋Ｈ２混合ガス雰囲気にて、５００℃で３２時間保持）を施した。
　〈同一面内の硬度のバラツキについて〉
　浸炭処理後の各試料の同一面内において、複数箇所のビッカース硬度を測定した。ビッカース硬度の測定は、ビッカース硬度測定装置を用い、荷重５０ｇｆで測定した。
　その結果、Ｎｏ．１、３および４では、上記Ｎｏ．２と同様に、同一面内で硬度にバラツキが生じたのに対し、Ｎｏ．５、６、８～１１では、上記Ｎｏ．７と同様に、同一面内での硬度が測定箇所によらずほぼ一定であった。
　〈浸炭処理層の炭素プロファイルのバラツキについて〉
　上記浸炭処理により、均一な硬化層が安定して得られているかを確認すべく、各試料の浸炭処理後の炭素濃度分布を測定した。具体的には、グロー放電発光分光分析法（ＧＤＳ）により測定した。グロー放電発光分析には、Ｊｏｂｉｎ Ｙｂｏｎ社製ＪＹ５０００ＲＦ－ＰＳＳ型ＧＤＳ装置を用い、低電圧モード（４０Ｗ）で、Ａｒ圧７７５Ｐａの真空下で測定した。
　その結果を、浸炭処理層の炭素濃度分布を、前記図６においてＮ量が０．１質量％未満でかつｆｃｃ相の割合が５０％を下回る領域（領域Ａ）にある例（比較例）と、Ｎ量が０．１質量％以上でかつｆｃｃ相の割合が５０％以上である領域（領域Ｂ）にある例（本発明例）に分けて図９に示す。
　この図９より、いずれのコバルト・クロム基合金鋳造基材も、表面から約２０μｍ付近まで炭素濃度が高いプロファイルを示していることがわかる。次に、そのプロファイルの詳細を比較すると、領域ＡにあるＮｏ．１～４のプロファイルは、試料間で大きなバラツキが認められた。これは、１試料の同一面内で測定箇所により硬さがばらついた結果、試料間においても硬さのバラツキが生じたものと思われる。これに対し、領域ＢにあるＮｏ．５～１１は、成分組成によらず、表層付近の炭素プロファイルがほぼ一致し、均一な固溶分布状態となっていることがわかる。

Claims (6)

  1. 　コバルト・クロム基合金からなる生体用鋳造基材であって、窒素（Ｎ）を０．１質量％以上含むと共に、金属組織におけるｆｃｃ（面心立方格子）相の体積分率が５０％以上であることを特徴とする拡散硬化処理性に優れた生体用コバルト・クロム基合金鋳造基材。
  2. 　前記コバルト・クロム基合金の前記Ｎ量の上限が０．２５質量％であり、かつＮ以外の元素の含有量は、ＡＳＴＭ Ｆ７５－０７に規定の範囲内にある請求項１に記載の生体用
    コバルト・クロム基合金鋳造基材。
  3. 　前記金属組織の平均結晶粒径が１０００μｍ以上である請求項１または２に記載の生体用コバルト・クロム基合金鋳造基材。
  4. 　請求項１～３のいずれかに記載のコバルト・クロム基合金鋳造基材であって鋳放し状態のものに、拡散硬化処理を施して得られる生体用摺動合金部材。
  5. 　前記拡散硬化処理が浸炭処理である請求項４に記載の生体用摺動合金部材。
  6. 　摺動面を構成する２つの摺動部材がコバルト・クロム基合金摺動部材からなる人工関節であって、前記コバルト・クロム基合金摺動部材の少なくとも１つが、請求項４または５に記載の生体用摺動合金部材であることを特徴とする人工関節。
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