WO2022264617A1 - セラミックス生体材料、生体部品及び生体部品の製造方法 - Google Patents

セラミックス生体材料、生体部品及び生体部品の製造方法 Download PDF

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WO2022264617A1
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WO
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ceramic
silicon nitride
ceramic biomaterial
biomaterial according
sintered body
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PCT/JP2022/014971
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English (en)
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一博 新谷
歩 兼氏
幸夫 宗田
俊一 衛藤
仁 河野
Original Assignee
株式会社フェローテックマテリアルテクノロジーズ
学校法人金沢工業大学
学校法人金沢医科大学
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    • A—HUMAN NECESSITIES
    • A61—MEDICAL OR VETERINARY SCIENCE; HYGIENE
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    • A61L27/00—Materials for grafts or prostheses or for coating grafts or prostheses
    • A61L27/02—Inorganic materials
    • A61L27/10—Ceramics or glasses
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/58—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides
    • C04B35/584—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides based on silicon nitride
    • C04B35/587—Fine ceramics

Definitions

  • the present invention relates to ceramic biomaterials.
  • Patent Document 1 discloses an alumina-zirconia composite ceramic material as a biomaterial.
  • alumina-zirconia composite ceramic materials have problems such as sudden chipping and squeaking noise caused by brittleness, which are common to ceramic materials. Further, when the aforementioned ceramic material is used for an artificial bone that is likely to wear due to sliding, there is room for further improvement in terms of wear resistance.
  • the present invention has been made in view of this situation, and one of its purposes is to provide a new ceramic biomaterial suitable for biomedical parts.
  • the ceramic biomaterial of one aspect of the present invention contains silicon nitride and a sintering aid, and is composed of a sintered body having a bending strength of 1196 MPa or more.
  • silicon nitride 88.0 to 98.0% by mass of silicon nitride may be contained.
  • a sintering aid may be contained in an amount of 2.0 to 12.0% by mass.
  • the silicon nitride may contain ⁇ -type columnar crystals. This suppresses microscopic chipping and destruction such as cracks.
  • the sintering aid may contain at least one or more oxides selected from the group consisting of rare earth oxides and aluminum oxide.
  • a sintered body having a fracture toughness of 7.0 or more may be used. As a result, it can be used for biomedical parts with high hardness and excellent wear resistance.
  • the total content of iron and calcium, which are inevitable impurities, may be 500 ppm or less. As a result, a ceramic biomaterial having high strength and excellent wear resistance can be realized.
  • It may be processed into a shape suitable for joints. As a result, it can be used as a joint that requires high strength and wear resistance.
  • the wear resistance is improved by the structure of fine particles.
  • the ratio I (101) /I (210) of the peak intensity I (101) of the silicon nitride (101) plane and the peak intensity I ( 210 ) of the (210) plane by the X-ray diffraction method of the sintered body is 1. It is preferable to have an organization of 3 or more.
  • the (101) plane of the hexagonal system is a plane inclined by about 20 degrees with respect to the base of the hexagonal prism, and the (210) plane is a plane parallel to the side surface of the hexagonal prism. Therefore, if the peak intensity ratio I (101) /I (210) is large, it suggests that there are many spherical particles having (101) faces, and if it is small, there are many columnar grains having (210) faces. Therefore, when I (101) /I (210) is greater than 1.0, preferably 1.3 or more, and more preferably 1.5 or more, the proportion of spherical particles smaller than columnar particles increases, Improves wear resistance.
  • This biomedical part is a biomedical part embedded in a living body made of the aforementioned ceramic biomaterial, and the surface roughness (arithmetic mean roughness Sa) of the sliding portion between the biomedical part and other parts is 0. 0.025 ⁇ m or less. Thereby, a biomedical part having excellent wear resistance can be realized.
  • Yet another aspect of the present invention is a method for manufacturing a biological component.
  • a silicon nitride powder having a total content of iron and calcium, which are inevitable impurities, of 300 ppm or less in total and a sintering aid powder are mixed, and the temperature is 1600 to 1900 ° C. and the pressure is 20 to 35 MPa.
  • a new ceramic biomaterial suitable for biomedical parts can be realized.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of an artificial hip joint, which is an example of a biomedical component according to an embodiment;
  • FIG. It is a figure which shows the fluctuation
  • FIG. 4 is an exploded perspective view of a jig for fixing a disk;
  • FIG. 4 is an exploded perspective view of a jig for fixing pins;
  • It is a conceptual diagram of a sliding test performed while pressing a pin against a disk.
  • FIG. 10 is a diagram showing the relationship between the wear amount and the sliding distance of the disk according to Comparative Example 1 and Reference Example 1;
  • FIG. 5 is a diagram showing the relationship between the amount of pin wear and the sliding distance according to Reference Example 1 and Example 1; 8(a) is a SEM image of the ceramic biomaterial according to Reference Example 1 observed with a scanning electron microscope (SEM), and FIG. 8(b) is an SEM image of the ceramic biomaterial according to Example 1. It is a figure which shows.
  • the ceramic biomaterial according to the present embodiment can be used for various biomedical parts implanted in the living body as a bone support or substitute.
  • biomedical parts as a substitute for parts such as hip joints and knee joints where bones slide
  • wear resistance is required in addition to the strength of the biomedical parts themselves. is preferred.
  • An example in which the biomedical component according to the present embodiment is applied to a hip joint will be described below.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of an artificial hip joint, which is an example of a biological component according to this embodiment.
  • the hip prosthesis 10 shown in FIG. 1 has a head 16 fixed to one end of a stem 14 inserted into the femur 12 and a cup 24 and cup insert 26 fixed to the acetabulum 22 of the pelvis 18.
  • Cup 24 may also be referred to as a socket.
  • Cup insert 26 may also be referred to as a liner.
  • the spherical femoral head 16 and the hemispherical bowl-shaped cup insert 26 are made of a ceramic biomaterial.
  • the thickness of the cup insert 26 itself needs to be increased. As a result, the inner diameter of the cup insert 26 is reduced, and the outer diameter of the femoral head 16 attached to the cup insert 26 is also reduced. As a result, so-called dislocation, in which the femoral head 16 comes off the cup insert 26, is likely to occur. Therefore, by manufacturing a biomedical component from a material with relatively high strength such as the ceramic biomaterial according to the present embodiment, the thickness of the cup insert 26 is reduced and the diameter of the femoral head 16 is increased. 10 can be achieved.
  • a raw material powder is prepared by mixing 88.0 to 98.0% by mass of silicon nitride main material powder with 2.0 to 12.0% by mass of a sintering aid component. This mixing can be performed, for example, by a wet ball mill or the like.
  • Raw materials of silicon nitride contain unavoidable impurities such as metals, oxygen, and carbon (Fe, Al, Ca, Cl, O, C, Si, Na, Mg, etc.) in addition to the main components. By suppressing this amount, we realized the possibility of realizing a ceramic biomaterial with high strength and excellent wear resistance.
  • the amount of unavoidable impurities contained in the silicon nitride raw material powder is preferably 5000 ppm or less, preferably 500 ppm or less, and more preferably 50 ppm or less.
  • the specific surface area of the raw material powder of silicon nitride is preferably 6 [m 2 /g] or more, preferably 9 to 13 [m 2 /g].
  • the ⁇ fraction (ratio of ⁇ phase to the whole) of silicon nitride is preferably 90% or more, preferably 94% or more.
  • the sintering aid can be selected from those used for sintering silicon nitride.
  • the sintering aid is one or more of aluminum oxide (alumina), magnesium oxide (magnesia), yttrium oxide (yttria), and other lanthanoid metal oxides (rare earth oxides).
  • alumina aluminum oxide
  • magnesium oxide magnesium oxide
  • yttrium oxide yttria
  • other lanthanoid metal oxides rare earth oxides
  • the amount of the sintering aid component is 2.0 to 12.0% by mass, preferably 4.0 to 10.0% by mass, more preferably 4.0 to 8.0% by mass of the total raw material powder.
  • the amount of unavoidable impurities contained in the raw material powder of the sintering aid is preferably 100 ppm or less, preferably 50 ppm or less.
  • the raw material powder is sintered under high temperature and pressure to form a sintered body.
  • This sintering can be performed, for example, by hot pressing.
  • Hot pressing is performed in a non-oxidizing atmosphere such as an argon or nitrogen atmosphere, but may be performed in pressurized nitrogen.
  • the hot press temperature is preferably in the range of 1600-1900°C. If the temperature is too low, sintering will be insufficient, and if it is too high, thermal decomposition of the main raw material will occur. Appropriate pressure is in the range of 20 to 35 MPa.
  • the duration of hot pressing depends on the temperature and dimensions, but is usually about 1 to 4 hours.
  • Hot pressure sintering can also be performed by HIP (hot isostatic pressing). The sintering conditions in this case can also be appropriately set by those skilled in the art.
  • the flexural strength [MPa] based on JIS R1601 and the fracture toughness K IC [MPa ⁇ m 1/2 ] based on JIS R1607 were measured for the ceramic biomaterial composed of the sintered body produced by the above method. Also, in order to compare the wear resistance, the wear amount was measured by the following wear test.
  • FIG. 2 is a diagram showing dynamic load fluctuations in the test.
  • the variation range of stress is 0.27-2.73 MPa.
  • a pin and disc of predetermined shape are prepared to contact and slide against each other.
  • the disk made of the ceramic biomaterial according to this embodiment is a disk component with a diameter of 40 mm and a thickness of 3 mm.
  • the pin made of the ceramic biomaterial according to the present embodiment is a columnar part having a length of 15 mm and a circular end surface with a diameter of 4 mm that contacts the disk.
  • FIG. 3 is an exploded perspective view of a jig for fixing the disc.
  • FIG. 4 is an exploded perspective view of a jig for fixing pins.
  • FIG. 5 is a conceptual diagram of a sliding test performed while pressing a pin against the disk.
  • the disc 30 is placed in the circular concave portion 32a of the disc receiving jig 32 via the cushioning material 34, and the ring-shaped disc holding jig 36 is secured to the disc receiving jig 32 using the bolts 38. , the disc 30 is clamped and fixed between the disc receiving jig 32 and the disc holding jig 36 .
  • the collet 42 is inserted into the taper hole of the collet receiving jig 44, and a threaded collet holding jig 46 is attached to the collet receiving jig 44. to fix it.
  • a collet receiving jig 44 is fixed to a strain gauge plate 48 .
  • the strain gauge plate 48 is fastened to the L-shaped block 52 with bolts 54 via spacers 50 .
  • the pin 40 protruding from the collet holding jig 46 is pressed against the disc 30 fixed to the disc receiving jig 32, and the disc receiving jig 32 is rotated and the L-shaped block is rotated. 52 is moved in a direction parallel to the rotation axis of disk 30 (direction along the rotation axis) by an external driving device. Then, the movement of the L-shaped block 52 is controlled so that the pin 40 is pressed while sliding against the disk 30 with a predetermined load fluctuation.
  • the sliding environment was a wet abrasion test using purified simulated synovial fluid by adding 0.08 g of sodium hyaluronate (derived from cock's comb) to 200 mL of physiological saline.
  • the test conditions were a sliding speed of 20 mm/s, a load fluctuation cycle of 40 s, and a simulated synovial fluid temperature of 37.0 ⁇ 2.0°C.
  • the pin was made of zirconia material and the disk was made of alumina-zirconia composite ceramics, and the wear test described above was performed.
  • the pin and disk are made of silicon nitride ceramics.
  • silicon nitride 90% by mass of a raw material (Sample 1) manufactured by a commercially available direct nitridation method, 6% by mass of a raw material of yttria as a sintering aid, and 6% by weight of a raw material of alumina as a sintering aid. 4% by mass of each was weighed, and a sintered body was produced at a firing temperature of 1700° C. according to the manufacturing method described above.
  • Silicon nitride manufactured by a commercially available direct nitriding method has an ⁇ conversion rate (ratio of ⁇ phase shown in the whole) of 91% and an average particle diameter (value measured by a laser diffraction/scattering method (Microtrac)) of 1.5%. 1 ⁇ m, a specific surface area (measured by the BET method) of 6 m 2 /g, and as impurities, iron (Fe) is 2000 ppm, aluminum (Al) is 1000 ppm, calcium (Ca) is 2000 ppm, and carbon (C) is 0.1. % and 1.5% oxygen (O).
  • ⁇ conversion rate ratio of ⁇ phase shown in the whole
  • an average particle diameter value measured by a laser diffraction/scattering method (Microtrac)
  • FIG. 6 is a diagram showing the relationship between the amount of disk wear and the sliding distance according to Comparative Example 1 and Reference Example 1.
  • FIG. 6 In the wear test, the mass of the disc and pin was measured for each predetermined sliding distance, and the amount of wear per unit area was calculated and graphed. As shown in FIG. 6, compared with the zirconia-based sintered body of Comparative Example 1, the silicon nitride-based sintered body of Reference Example 1 has an amount of wear suppressed to about half. .
  • Tables 1 and 2 show the firing temperature, raw material composition, bending strength and fracture toughness of the ceramic biomaterials according to Reference Example 1 and Examples 1 to 11.
  • Example 1 94% by mass of a raw material (Sample 2) manufactured by a commercially available imide pyrolysis method as a raw material of silicon nitride, 4% by mass of a raw material of yttria as a sintering aid, and a raw material of alumina as a sintering aid. 2% by mass were weighed, and a sintered body was produced at a firing temperature of 1750° C. according to the manufacturing method described above.
  • Silicon nitride produced by the commercially available imide pyrolysis method has an ⁇ conversion rate of 95% or more, a specific surface area of 9 to 13 m 2 /g, and contains 10 ppm or less of iron, 1 ppm of aluminum, 1 ppm or less of calcium, and carbon ( C) at 0.1% and oxygen (O) at 2.0% or less.
  • FIG. 7 is a diagram showing the relationship between the amount of pin wear and the sliding distance according to Reference Example 1 and Example 1.
  • FIG. 7 As shown in FIG. 7, compared with the silicon nitride sintered body of Reference Example 1, the wear amount of the silicon nitride sintered body of Example 1 is suppressed to about half. Understand.
  • the amount of the sintering aid in the sintered body according to Example 1 is lower than that of the sintered body according to Reference Example 1, and the silicon nitride raw material of Example 1
  • a certain sample 2 has a very low amount of unavoidable impurities compared to sample 1, which is the raw material of silicon nitride in reference example 1, and the raw material powder is fine, so it is conceivable that the structure of the sintered body will also be fine. .
  • the ceramic biomaterial according to Example 1 has greatly improved bending strength and fracture toughness compared to Reference Example 1, and contributes to downsizing and thinning of bioparts.
  • Example 2 The main differences between the ceramic biomaterial according to Example 2 and Example 1 are that the amount of sintering aid is 10% by mass and the firing temperature is 1700°C.
  • the ceramic biomaterial according to Example 2 has lower bending strength and fracture toughness than those of Example 1, but the values are higher than those of the ceramic biomaterial according to Reference Example 1. In other words, it can be seen that it is preferable to use sample 2 as the raw material of silicon nitride.
  • Examples 3 to 6 The main difference between the ceramic biomaterials according to Examples 3 to 6 and that of Example 1 is that the amount of sintering aid is 2 to 4 and 8 to 12% by mass.
  • the ceramic biomaterials according to Examples 3 to 6 have high bending strength and fracture toughness as in Example 1.
  • the amount of the sintering aid is most preferably 6% as shown in Example 1.
  • the thickness of the grain boundary layer changes depending on the amount of sintering aid added. Considering the physical properties and the smooth structure, it can be seen that the amount of the sintering aid of 6% of Example 1 is suitable.
  • Example 7 to 10 The ceramic biomaterials according to Examples 7 to 10 are mainly different from Example 1 in that the amount of sintering aid is 4 to 8 and 12% by mass and the firing temperature is 1700 ° C. This is the difference.
  • the ceramic biomaterials according to Examples 7 to 10 have high bending strength and fracture toughness as in Example 1.
  • Example 11 The main difference between the ceramic biomaterial according to Example 11 and that of Example 1 is that the firing temperature is 1800°C.
  • the ceramic biomaterial according to Example 11 has slightly lower bending strength and fracture toughness than those of Example 1, but the values are higher than those of the ceramic biomaterial according to Reference Example 1.
  • the ceramic biomaterial according to the present embodiment contains silicon nitride and a sintering aid, and is composed of a sintered body having a bending strength of 1196 MPa or more and a fracture toughness of 7.0 or more. This makes it possible to achieve strength, high hardness, and wear resistance suitable for biomedical parts. In addition, by improving the fracture toughness, occurrence of sudden chipping in vivo is suppressed.
  • a ceramic biomaterial containing 88.0 to 98.0% by mass of silicon nitride and 2.0 to 12.0% by mass of sintering aid is preferable. .
  • the ceramic biomaterial according to the present embodiment contains columnar crystals of ⁇ -type silicon nitride after firing. This suppresses microscopic chipping and destruction such as cracks.
  • FIG. 8(a) is a SEM image of the ceramic biomaterial according to Reference Example 1 observed with a scanning electron microscope (SEM)
  • FIG. 8(b) is an SEM image of the ceramic biomaterial according to Example 1. It is a figure which shows.
  • the tissue shown in FIGS. 8(a) and 8(b) was prepared by mirror-polishing the surface of the ceramic biomaterial with diamond slurry and subjecting the surface to plasma etching (RF power: 40 W, etching gas: CF 4 +O 2 ) for 10 minutes. It is an SEM image observed by a scanning electron microscope (SEM) at an acceleration voltage of 20 kV after processing.
  • SEM images shown in FIGS. 8A and 8B have a magnification of 15000 times and an observation field of view of 8.5 ⁇ m in width ⁇ 6.5 ⁇ m in height (area of 55.25 ⁇ m 2 ).
  • the number of particles having a major axis of 1 ⁇ m or less in the longitudinal direction is 135, and the number per unit area is 2.4 [particles/ ⁇ m 2 ]. .
  • the number of particles with a major axis of 1 ⁇ m or less in the longitudinal direction is 350, and the number per unit area is 6.3 [particles/ ⁇ m 2 ]. is. Therefore, it is considered that when the number of particles is large, the structure becomes finer and wear resistance is improved. In addition, suppression of squeaking noise and phase transition are less likely to occur.
  • the number of particles with a major axis of 1 ⁇ m or less in the longitudinal direction is preferably 2.5 [particles/ ⁇ m 2 ] or more, preferably 4.5 [particles/ ⁇ m 2 ] or more. Good to have. Thereby, the wear resistance is improved by the structure of fine particles.
  • Silicon nitride ( ⁇ -Si 3 N 4 ) has a hexagonal crystal structure, the (101) plane is a plane inclined about 20 degrees with respect to the base of the hexagonal prism, and the (210) plane is a hexagonal It is a plane parallel to the side of the column. Therefore, for each of the polycrystals of the sintered bodies according to Reference Example 1 and Example 1, the intensity of the diffraction peak of a specific plane orientation was measured by the X-ray diffraction method. Specifically, the peak intensity I (101) of the (101) plane and the peak intensity I ( 210) of the (210) plane of each of the sintered bodies of Reference Example 1 and Example 1 were measured.
  • the peak intensity (relative intensity) I of 33.7° corresponding to the (101) plane of the sintered body of Reference Example 1 (101) is 30081, and the peak intensity of 36.1° corresponding to the (210) plane
  • the (relative intensity) I (210) was 29300 and the ratio I (101) /I (210) was 1.0.
  • the peak intensity (relative intensity) I (101) corresponding to the (101) plane of the sintered body of Example 1 is 50387
  • the peak intensity (relative intensity) I (210) corresponding to the (210) plane is 28797. and the ratio I (101) /I (210) was 1.7.
  • the ceramic biomaterial according to the present embodiment when using the ceramic biomaterial according to the present embodiment to produce a biomedical part to be embedded in a living body, it is preferable to polish the surface of the part that slides with other parts with a diamond slurry. Furthermore, it is preferable to perform a treatment such as an abrasion test in which ceramics are rubbed against each other.
  • the surface roughness (arithmetic mean roughness Sa) of the sliding portion is preferably 0.025 ⁇ m or less.
  • the root-mean-square height Sq of the sliding portion may be 0.030 ⁇ m or less.
  • the maximum height Sz may be 0.300 ⁇ m or less.
  • a silicon nitride powder having a total content of iron and calcium, which are inevitable impurities, of 300 ppm or less in total, and a sintering aid powder are mixed together at a temperature of 1600 to 1900°C. It is preferable to sinter under an environment of pressure 20 to 35 MPa. As a result, it is possible to manufacture biomedical parts in which microscopic chipping and breakage such as cracks are suppressed.
  • Alumina-zirconia composite ceramics sold as biomaterials are composed of about 80% alumina and about 20% zirconia.
  • Zirconia is said to be a ceramic that reacts with water (bodily fluids) and undergoes phase transformation, etc., and there is concern about its long-term stability when implanted in the body.
  • alumina and zirconia in the structure of composite ceramics have different physical properties (hardness, strength, etc.) from each other, and microscopic unevenness is generated during processing, which makes it easy for bacteria to adhere.
  • the ceramic biomaterial according to the present embodiment is mainly composed of silicon nitride, does not substantially contain zirconia, and is unlikely to undergo phase transformation or the like when reacting with water (body fluids).
  • the ceramic biomaterial according to the present embodiment since it is made of a single material, it is difficult for microscopic unevenness to occur during processing, and it is difficult for bacteria to adhere.
  • the thickness of the grain boundary layer changes depending on the amount of sintering aid added. Therefore, it became clear that the amount of the sintering aid of 6% of Example 1 is suitable in consideration of the physical properties and the smooth structure.
  • the present invention has been described with reference to the above-described embodiments and examples, but the present invention is not limited to the above-described embodiments.
  • the present invention also includes those which are carried out. Further, it is also possible to appropriately rearrange the combinations and the order of steps in the embodiments based on the knowledge of a person skilled in the art, and to add modifications such as various design changes to the embodiments. Embodiments described may also fall within the scope of the present invention.
  • the present invention can be used for biological parts.

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Abstract

ある態様のセラミックス生体材料は、窒化珪素及び焼結助剤を含有し、曲げ強度が１１９６ＭＰａ以上の焼結体で構成されている。このセラミックス生体材料は、窒化珪素を８８．０～９８．０質量％含有してもよい。また、焼結助剤を２．０～１２．０質量％含有してもよい。

Description

セラミックス生体材料、生体部品及び生体部品の製造方法
　本願発明は、セラミックス生体材料に関する。
　従来、人間や動物といった生体内への埋設を目的とした生体材料が様々に考案されている。例えば、人工股関節骨頭や人工臼蓋といった摺動により摩耗が起きやすい人工骨や、化学的安定性を必要とする人工歯根などの生体材料が知られている。例えば、特許文献１には、生体材料としてアルミナ－ジルコニア系複合セラミックス材料が開示されている。
米国特許第９３５３０１０号明細書
　しかしながら、アルミナ－ジルコニア系複合セラミックス材料は、セラミックス材料に共通してみられる、脆性を原因とする突発的な欠けやスクイーキングノイズの発生といった問題がある。また、前述のセラミックス材料を摺動により摩耗が起きやすい人工骨に用いた場合、耐摩耗性について更なる改善の余地がある。
　本発明はこうした状況に鑑みてなされたものであり、その目的とするところの一つは、生体部品に適した新たなセラミックス生体材料を提供することにある。
　上記課題を解決するために、本発明のある態様のセラミックス生体材料は、窒化珪素及び焼結助剤を含有し、曲げ強度が１１９６ＭＰａ以上の焼結体で構成されている。
　この態様によると、生体部品に適した強度と耐摩耗性を実現できる。
　窒化珪素を８８．０～９８．０質量％含有してもよい。焼結助剤を２．０～１２．０質量％含有してもよい。
　窒化珪素は、β形の柱状結晶を含んでもよい。これにより、クラックといった微視的な欠けや破壊が抑制される。
　焼結助剤は、希土類酸化物及び酸化アルミニウムからなる群より選択される少なくとも一種以上の酸化物を含んでもよい。これにより、単独で焼結が難しい窒化珪素を主成分とした生体材料を実現できる。
　破壊靱性が７．０以上の焼結体で構成されていてもよい。これにより、高硬度かつ耐摩耗性に優れた生体部品に利用できる。
　不可避不純物である鉄及びカルシウムの含有量が全体で５００ｐｐｍ以下であってもよい。これにより、強度が高く耐摩耗性に優れたセラミックス生体材料を実現できる。
　関節に適した形状に加工されていてもよい。これにより、高強度で耐摩耗性が求められる関節として利用できる。
　焼結体を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察したＳＥＭ像の観察視野において、長手方向の長径が１μｍ以下の粒子の個数が４．５［個／μｍ２］以上である組織を有しているとよい。これにより、微細な粒子による組織によって耐摩耗性が向上する。
　焼結体のＸ線回折法による窒化珪素の（１０１）面のピーク強度Ｉ（１０１）と（２１０）面のピーク強度Ｉ（２１０）との比Ｉ（１０１）／Ｉ（２１０）が１．３以上である組織を有しているとよい。六方晶系の（１０１）面は、六角柱の底面に対して約２０度傾く面であり、（２１０）面は、六角柱の側面に平行な面である。そのため、各ピーク強度の比Ｉ（１０１）／Ｉ（２１０）が大きければ（１０１）面を有する球状粒子が多く、小さければ（２１０）面を有する柱状粒子が多いことを示唆する。したがって、Ｉ（１０１）／Ｉ（２１０）が１．０より大きく、好ましくは１．３以上、更に好ましくは１．５以上であれば、柱状粒子より小さい球状粒子が存在する割合が多くなり、耐摩耗性が向上する。
　本発明の別の態様は生体部品である。この生体部品は、前述のセラミックス生体材料からなる、生体内に埋設される生体部品であって、該生体部品と他の部品との摺動部分の面粗さ（算術平均粗さＳａ）が０．０２５μｍ以下である。これにより、耐摩耗性に優れた生体部品が実現できる。
　本発明の更に別の態様は、生体部品の製造方法である。この方法は、不可避不純物である鉄及びカルシウムの含有量が全体で３００ｐｐｍ以下の窒化珪素の粉末と、焼結助剤の粉末とを混合し、温度１６００～１９００℃、圧力２０～３５ＭＰａの環境下で焼結する。
　この態様によると、クラックといった微視的な欠けや破壊の低減が可能な生体部品を製造できる。
　なお、以上の構成要素の任意の組合せ、本発明の表現を方法、装置、システムなどの間で変換したものもまた、本発明の態様として有効である。また、上述した各要素を適宜組み合わせたものも、本件特許出願によって特許による保護を求める発明の範囲に含まれうる。
　本発明によれば、生体部品に適した新たなセラミックス生体材料を実現できる。
本実施の形態に係る生体部品の一例である人工股関節の模式図である。 試験における動荷重の変動を示す図である。 ディスクを固定する治具の分解斜視図である。 ピンを固定する治具の分解斜視図である。 ディスクにピンを押しつけながら行う摺動試験の概念図である。 比較例１及び参考例１に係るディスクの摩耗量と摺動距離との関係を示す図である。 参考例１及び実施例１に係るピンの摩耗量と摺動距離との関係を示す図である。 図８（ａ）は、参考例１に係るセラミックス生体材料を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察したＳＥＭ像を示す図、図８（ｂ）は、実施例１に係るセラミックス生体材料のＳＥＭ像を示す図である。
　以下、図面を参照しながら、本発明を実施するための形態について詳細に説明する。なお、図面の説明において同一の要素には同一の符号を付し、重複する説明を適宜省略する。
　本実施の形態に係るセラミックス生体材料は、骨の支持や代替として生体内に埋植される様々な生体部品に使用され得る。特に、股関節や膝関節といった骨同士が摺動する部分の代替として生体部品を使用する場合、生体部品自体の強度に加えて耐摩耗性が求められるため、このような関節部位に本実施の形態に係るセラミックス生体材料は好適である。以下では、本実施の形態に係る生体部品を股関節に適用した例について説明する。
　（人工股関節）
　図１は、本実施の形態に係る生体部品の一例である人工股関節の模式図である。図１に示す人工股関節１０は、大腿骨１２にインサートされたステム１４の一端に固定されている骨頭１６と、骨盤１８の寛骨臼２２に固定されたカップ２４及びカップインサート２６と、を有する。カップ２４はソケットと称することもある。また、カップインサート２６はライナーと称することもある。本実施の形態に係る人工股関節１０は、球形の骨頭１６及び半球碗状のカップインサート２６をセラミックス生体材料で構成した場合を想定している。
　カップインサート２６の材料強度が低いと、カップインサート２６自体を厚肉化する必要がある。その結果、カップインサート２６の内径が小さくなり、カップインサート２６に装着される骨頭１６の外径も小さくなる。その結果、骨頭１６がカップインサート２６から外れる、いわゆる脱臼が生じやすくなる。そこで、本実施の形態に係るセラミックス生体材料のように比較的強度が高い材料で生体部品を製造することで、カップインサート２６を薄肉化し、それに伴う骨頭１６の大径化により脱臼しにくい人工股関節１０を実現できる。
　（焼結体の製造方法）
　本発明者らは、人工関節のような生体材料に適したセラミックスを見出すために鋭意検討した結果、主成分である窒化珪素（Ｓｉ３Ｎ４）に焼結助剤を加えた焼結体が生体材料に適していることを見出した。はじめに、セラミックス生体材料に適した焼結体の製造方法について説明する。
　まず、窒化珪素８８．０～９８．０質量％の主原料粉末を、焼結助剤成分２．０～１２．０質量％と混合して原料粉末を調製する。この混合は、例えば、湿式ボールミル等により行うことができる。
　窒化珪素の原料は、主要成分以外に金属や酸素、炭素等の不可避不純物（Ｆｅ，Ａｌ，Ｃａ，Ｃｌ，Ｏ，Ｃ，Ｓｉ，Ｎａ，Ｍｇ等）を含んでおり、本願発明者らは、この量を抑えることで、強度が高く耐摩耗性に優れたセラミックス生体材料を実現できる可能性に想到した。例えば、窒化珪素の純度が９５．０％以上、好ましくは９９．０％以上、更に好ましくは９９．５％以上の原料粉末を用いるとよい。また、窒化珪素の原料粉末に含まれる不可避不純物の量は、５０００ｐｐｍ以下、好ましくは５００ｐｐｍ以下、更に好ましくは５０ｐｐｍ以下であるとよい。窒化珪素の原料粉末の比表面積は、６［ｍ２／ｇ］以上、好ましくは９～１３［ｍ２／ｇ］であるとよい。また、窒化珪素のα分率（全体に占めるα相の割合）が９０％以上、好ましくは９４％以上であるとよい。
　焼結助剤は、窒化珪素の焼結に使用されているものから選択することができる。焼結助剤は酸化アルミニウム（アルミナ）、酸化マグネシウム（マグネシア）、酸化イットリウム（イットリア）、その他のランタノイド金属の酸化物（希土類酸化物）から得られた１種若しくは２種以上である。例えば、アルミナとイットリアの混合物、若しくはこれに更にマグネシアを添加した混合物、若しくはイットリアとマグネシアの混合物等である。焼結助剤成分の配合量は、全原料粉末の２．０～１２．０質量％、好ましくは４．０～１０．０質量％、更に好ましくは４．０～８．０質量％の範囲であるとよい。また、焼結助剤の原料粉末に含まれる不可避不純物の量は、１００ｐｐｍ以下、好ましくは５０ｐｐｍ以下であるとよい。
　次に、原料粉末を高温加圧下で焼結させ、焼結体とする。この焼結は、例えば、ホットプレスにより行うことができる。ホットプレスは、非酸化性雰囲気である例えばアルゴンや窒素雰囲気中で行うが、加圧窒素中で行ってもよい。ホットプレス温度は１６００～１９００℃の範囲内がよい。温度が低すぎると焼結が不十分となり、高すぎると主原料の熱分解が起こるようになる。加圧力は２０～３５ＭＰａの範囲内が適当である。ホットプレスの持続時間は温度や寸法にもよるが、通常は１～４時間程度である。高温加圧焼結は、ＨＩＰ（ホットアイソスタティクプレス）により行うこともできる。この場合の焼結条件も、当業者であれば適宜設定できる。
　前述の方法で製造した焼結体で構成されたセラミックス生体材料について、ＪＩＳ　Ｒ１６０１に基づく曲げ強度［ＭＰａ］、ＪＩＳ　Ｒ１６０７に基づく破壊靱性ＫＩＣ［ＭＰａ・ｍ１／２］を測定した。また、耐摩耗性を比較するために以下の摩耗試験で摩耗量を測定した。
　（摩耗試験）
　ＩＳＯ１４２４２「Implants for surgery Wear of total hip joint prostheses」を参照して摩耗試験を行った。試験は、人工関節部品を想定して歩行時の環境を模した荷重変動条件下で行った。図２は、試験における動荷重の変動を示す図である。応力の変動範囲は０．２７～２．７３ＭＰａである。摩耗試験においては、互いに接触して摺動する所定形状のピン及びディスクを準備する。本実施の形態に係るセラミックス生体材料で作製されたディスクは、直径４０ｍｍ、厚みが３ｍｍの円板部品である。また、同じく本実施の形態に係るセラミックス生体材料で作製されたピンは、長さが１５ｍｍ、ディスクと接触する先端面が直径４ｍｍの円である円柱部品である。
　図３は、ディスクを固定する治具の分解斜視図である。図４は、ピンを固定する治具の分解斜視図である。図５は、ディスクにピンを押しつけながら行う摺動試験の概念図である。図３に示すように、ディスク３０をディスク受け治具３２の円形の凹部３２ａに緩衝材３４を介して載置し、リング状のディスク押さえ治具３６をボルト３８を用いてディスク受け治具３２に固定することで、ディスク受け治具３２とディスク押さえ治具３６との間にディスク３０が挟持され、固定される。
　また、図４に示すように、ピン４０をコレット４２に挿入した後、コレット４２をコレット受け治具４４のテーパ穴に挿入し、ねじ切りされたコレット押さえ治具４６をコレット受け治具４４に取り付けて固定する。コレット受け治具４４は、ひずみゲージプレート４８に固定される。ひずみゲージプレート４８は、スペーサ５０を介してＬ字ブロック５２にボルト５４で締結される。
　そして、図５に示すように、ディスク受け治具３２に固定されたディスク３０に対して、コレット押さえ治具４６から突き出したピン４０を押しつけ、ディスク受け治具３２を回転させるとともに、Ｌ字ブロック５２を外部の駆動装置によりディスク３０の回転軸と平行な方向（回転軸に沿った方向）に移動する。そして、ピン４０が所定の荷重変動でディスク３０に摺動しながら押圧されるようにＬ字ブロック５２の移動を制御する。
　なお、摺動環境は、生理食塩水２００ｍＬにヒアルロン酸ナトリウム（鶏冠由来）０．０８ｇを加え、精製した擬似関節液を用いた湿式摩耗試験とした。試験条件は、摺動速度が２０ｍｍ／ｓ、荷重変動の１サイクルが４０ｓ、擬似関節液の温度が３７．０±２．０℃である。
　（比較例１）
　生体材料として販売されている材料を用いて、ピンをジルコニア材料で構成し、ディスクをアルミナ－ジルコニア系複合セラミックスで構成し、前述の摩耗試験を行った。
　（参考例１）
　ピン及びディスクを窒化珪素系のセラミックスで構成した。窒化珪素の原料として市販の直接窒化法にて製造された原料（試料１）を９０質量％、焼結助剤であるイットリアの原料を６質量％、同じく焼結助剤であるアルミナの原料を４質量％それぞれ秤量し、前述の製造方法に基づいて焼成温度１７００℃で焼結体を作製した。市販の直接窒化法にて製造された窒化珪素は、α化率（全体に示すα相の割合）が９１％、平均粒径（レーザ回折・散乱法（マイクロトラック）による測定値）が１．１μｍ、比表面積（ＢＥＴ法による測定値）が６ｍ２／ｇであり、不純物として鉄（Ｆｅ）を２０００ｐｐｍ、アルミニウム（Ａｌ）を１０００ｐｐｍ、カルシウム（Ｃａ）を２０００ｐｐｍ、炭素（Ｃ）を０．１％、酸素（Ｏ）を１．５％、含有している。
　図６は、比較例１及び参考例１に係るディスクの摩耗量と摺動距離との関係を示す図である。摩耗試験は、所定の摺動距離毎にディスクやピンの質量を測定し、単位面積当たりの摩耗量を算出しグラフ化した。図６に示すように、比較例１のジルコニア系の焼結体と比較して、参考例１の窒化珪素系の焼結体の方が、摩耗量を半分程度に抑えられていることがわかる。
　表１、表２は、参考例１、実施例１乃至１１に係るセラミックス生体材料の焼成温度、原料組成、曲げ強度及び破壊靱性を示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　参考例１に係るセラミックス生体材料は、耐摩耗性は改善しているものの曲げ強度及び破壊靱性に改善の余地がある。
　（実施例１）
　窒化珪素の原料として市販のイミド熱分解法にて製造された原料（試料２）を９４質量％、焼結助剤であるイットリアの原料を４質量％、同じく焼結助剤であるアルミナの原料を２質量％それぞれ秤量し、前述の製造方法に基づいて焼成温度１７５０℃で焼結体を作製した。市販のイミド熱分解法にて製造された窒化珪素は、α化率９５％以上、比表面積が９～１３ｍ２／ｇであり、不純物として鉄を１０ｐｐｍ、アルミニウム１ｐｐｍ、カルシウムを１ｐｐｍ以下、炭素（Ｃ）を０．１％、酸素（Ｏ）を２．０％以下、含有している。
　図７は、参考例１及び実施例１に係るピンの摩耗量と摺動距離との関係を示す図である。図７に示すように、参考例１の窒化珪素系の焼結体と比較して、実施例１の窒化珪素系の焼結体の方が、摩耗量を半分程度に抑えられていることがわかる。この理由は様々考えられるが、実施例１に係る焼結体の焼結助剤の量が参考例１に係る焼結体よりも低減されていることや、実施例１の窒化珪素の原料である試料２が、参考例１の窒化珪素の原料である試料１と比較して、不可避不純物の量が非常に低く、原料粉末が細かいため、焼結体の組織も細かくなるということが考えられる。
　また、実施例１に係るセラミックス生体材料は、参考例１と比較して曲げ強度や破壊靱性が大きく向上しており、生体部品の小型化、薄型化に寄与する。
　（実施例２）
　実施例２に係るセラミックス生体材料は、実施例１と比較して、焼結助剤の量が１０質量％である点と、焼成温度が１７００℃である点が主な相違点である。実施例２に係るセラミックス生体材料は、実施例１と比較して曲げ強度と破壊靱性が低下するが、参考例１に係るセラミックス生体材料よりは値が高い。つまり、窒化珪素の原料として試料２を用いることが好ましいことがわかる。
　（実施例３乃至６）
　実施例３乃至６に係るセラミックス生体材料は、実施例１と比較して、焼結助剤の量が２～４、８～１２質量％である点が主な相違点である。実施例３乃至６に係るセラミックス生体材料は、実施例１と同様に高い曲げ強度と破壊靱性を有する。また、焼結助剤の量は、実施例１に示すように６％が最も好ましいことがわかる。加えて、焼結助剤の添加量によって、粒界層の厚みが変化することも明らかとなった。物性や平滑な組織を考慮すると、焼結助剤の量は、実施例１の６％が好適であることがわかる。
　（実施例７乃至１０）
　実施例７乃至１０に係るセラミックス生体材料は、実施例１と比較して、焼結助剤の量が４～８、１２質量％である点と、焼成温度が１７００℃である点が主な相違点である。実施例７乃至１０に係るセラミックス生体材料は、実施例１と同様に高い曲げ強度と破壊靱性を有する。
　（実施例１１）
　実施例１１に係るセラミックス生体材料は、実施例１と比較して、焼成温度が１８００℃である点が主な相違点である。実施例１１に係るセラミックス生体材料は、実施例１と比較して曲げ強度と破壊靱性が少し低下するが、参考例１に係るセラミックス生体材料よりは値が高い。
　このように、本実施の形態に係るセラミックス生体材料は、窒化珪素及び焼結助剤を含有し、曲げ強度が１１９６ＭＰａ以上、破壊靱性が７．０以上の焼結体で構成されている。これにより、生体部品に適した強度と高硬度、耐摩耗性を実現できる。また、破壊靱性が向上することで、生体内での突発的な欠けの発生が抑制される。特に、実施例１乃至１１に示すように、窒化珪素を８８．０～９８．０質量％含有し、焼結助剤を２．０～１２．０質量％含有しているセラミックス生体材料が好ましい。
　なお、本実施の形態に係るセラミックス生体材料は、焼成後において、β形の窒化珪素の柱状結晶を含んでいる。これにより、クラックといった微視的な欠けや破壊が抑制される。
　（焼結体の組織）
　次に、セラミックス生体材料を構成する焼結体の組織について説明する。図８（ａ）は、参考例１に係るセラミックス生体材料を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察したＳＥＭ像を示す図、図８（ｂ）は、実施例１に係るセラミックス生体材料のＳＥＭ像を示す図である。
　図８（ａ）、図８（ｂ）に示す組織は、セラミックス生体材料の表面をダイヤモンドスラリーで鏡面研磨し、表面をプラズマエッチング（ＲＦパワー：４０Ｗ、エッチングガス：ＣＦ４＋Ｏ２）により１０分間処理し、加速電圧２０ｋＶの走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察したＳＥＭ像である。図８（ａ）、図８（ｂ）に示すＳＥＭ像は、倍率１５０００倍で観察視野が横８．５μｍ×縦６．５μｍ（面積５５．２５μｍ２）である。
　図８（ａ）に示す参考例１に係る材料のＳＥＭ像と、図８（ｂ）に示す実施例１に係る材料のＳＥＭ像とを比較すると、柱状粒子以外の球状粒子の粒径に違いがあることがわかる。本発明者らは、耐摩耗性の相違に粒径の小さい球状粒子の個数が影響を与えている可能性に想到した。具体的には、参考例１及び実施例１のセラミックス生体材料を構成する焼結体を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察したＳＥＭ像の観察視野において、長手方向の長径が１μｍ以下の粒子の個数に着目した。
　図８（ａ）に示す参考例１のＳＥＭ像においては、長手方向の長径が１μｍ以下の粒子の個数が１３５個であり、単位面積当たりの個数は２．４［個／μｍ２］である。一方、図８（ｂ）に示す実施例１のＳＥＭ像においては、長手方向の長径が１μｍ以下の粒子の個数が３５０個であり、単位面積当たりの個数は６．３［個／μｍ２］である。したがって、この個数が多いと組織が細かくなり、耐摩耗性が向上すると考えられる。また、スクイーキングノイズ（squeaking noise）の抑制や相転移も発生しにくくなる。具体的には、長手方向の長径が１μｍ以下の粒子の個数が２．５［個／μｍ２］以上の組織であるとよく、好ましくは、４．５［個／μｍ２］以上の組織を有しているとよい。これにより、微細な粒子による組織によって耐摩耗性が向上する。
　（配向性）
　次に、好ましい結晶の配向性について説明する。窒化珪素（β－Ｓｉ３Ｎ４）は、六方晶系の結晶構造を有し、（１０１）面は、六角柱の底面に対して約２０度傾く面であり、（２１０）面は、六角柱の側面に平行な面である。そこで、参考例１及び実施例１に係る焼結体の多結晶のそれぞれに対して、Ｘ線回折法による特定の面方位の回折ピークの強度を測定した。詳述すると、参考例１及び実施例１の焼結体のそれぞれの（１０１）面のピーク強度Ｉ（１０１）と（２１０）面のピーク強度Ｉ（２１０）とを測定した。
　その結果、参考例１の焼結体の（１０１）面に相当する３３．７°のピーク強度（相対強度）Ｉ（１０１）は３００８１、（２１０）面に相当する３６．１°のピーク強度（相対強度）Ｉ（２１０）は２９３００であり、比Ｉ（１０１）／Ｉ（２１０）は１．０であった。一方、実施例１の焼結体の（１０１）面に相当するピーク強度（相対強度）Ｉ（１０１）は５０３８７、（２１０）面に相当するピーク強度（相対強度）Ｉ（２１０）は２８７９７であり、比Ｉ（１０１）／Ｉ（２１０）は１．７であった。
　各ピーク強度の比Ｉ（１０１）／Ｉ（２１０）が大きければ（１０１）面を有する球状粒子が多く、小さければ（２１０）面を有する柱状粒子が多いことを示唆する。したがって、Ｉ（１０１）／Ｉ（２１０）が１．０より大きく、好ましくは１．３以上、更に好ましくは１．５以上であれば、柱状粒子より小さい球状粒子が存在する割合が多くなり、耐摩耗性が向上する。
　また、本実施の形態に係るセラミックス生体材料を用いて、生体内に埋設される生体部品を作製する場合、他の部品との摺動部分となる表面をダイヤモンドスラリー研磨するとよい。さらに、セラミックス同士をこすり合わせる摩耗試験のような処理を行うとよい。具体的には、摺動部分の面粗さ（算術平均粗さＳａ）が０．０２５μｍ以下であるとよい。また、摺動部分の二乗平均平方根高Ｓｑが０．０３０μｍ以下であってもよい。また、最大高さＳｚが０．３００μｍ以下であってもよい。これにより、耐摩耗性に優れ、抗菌効果を有する生体部品が実現できる。
　また、生体部品の製造方法という観点では、不可避不純物である鉄及びカルシウムの含有量が全体で３００ｐｐｍ以下の窒化珪素の粉末と、焼結助剤の粉末とを混合し、温度１６００～１９００℃、圧力２０～３５ＭＰａの環境下で焼結するとよい。これにより、クラックといった微視的な欠けや破壊が抑制された生体部品を製造できる。
　（体内での安定性）
　生体材料として販売されているアルミナ－ジルコニア系複合セラミックスは、アルミナが約８割、ジルコニアが約２割で構成されている。ジルコニアは水（体液）と反応し、相変態等が起こりやすいセラミックスと言われており、体内に埋植した際、長期的な安定性に不安がある。また、複合セラミックスの組織内におけるアルミナとジルコニアは、互いに物性（硬度や強度等）に違いがあり、加工時に微細な凹凸が生じることで、菌が付着しやすい。
　一方、本実施の形態に係るセラミックス生体材料は、主成分が窒化珪素で構成されており、ジルコニアを実質的に含まず、水（体液）との反応で相変態等は起こりにくい。また、単一材であるため、加工時に微細な凹凸が生じにくく、菌が付着しにくい。加えて、焼結助剤の添加量によって、粒界層の厚みが変化する。そのため、物性や平滑な組織を考慮すると、焼結助剤の量は、実施例１の６％が好適であることが明らかとなった。
　以上、本発明を上述の実施の形態や実施例を参照して説明したが、本発明は上述の実施の形態に限定されるものではなく、各実施の形態の構成を適宜組み合わせたものや置換したものについても本発明に含まれるものである。また、当業者の知識に基づいて実施の形態における組合せや工程の順番を適宜組み替えることや各種の設計変更等の変形を実施の形態に対して加えることも可能であり、そのような変形が加えられた実施の形態も本発明の範囲に含まれうる。
　本発明は、生体部品に利用できる。
　１０　　　　人工股関節、　１２　大腿骨、　１４　ステム、　１６　骨頭、　１８　骨盤、　２２　寛骨臼、　２４　カップ、　２６　カップインサート、　３０　ディスク、　４０　ピン。

Claims (11)

  1. 　窒化珪素及び焼結助剤を含有し、曲げ強度が１１９６ＭＰａ以上の焼結体で構成されたセラミックス生体材料。
  2. 　前記窒化珪素を８８．０～９８．０質量％含有し、
    　前記焼結助剤を２．０～１２．０質量％含有することを特徴とする請求項１に記載のセラミックス生体材料。
  3. 　前記窒化珪素は、β形の柱状結晶を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載のセラミックス生体材料。
  4. 　前記焼結助剤は、希土類酸化物及び酸化アルミニウムからなる群より選択される少なくとも一種以上の酸化物を含むことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載のセラミックス生体材料。
  5. 　破壊靱性が７．０以上の焼結体で構成されたことを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載のセラミックス生体材料。
  6. 　不可避不純物である鉄及びカルシウムの含有量が全体で５００ｐｐｍ以下であることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載のセラミックス生体材料。
  7. 　関節に適した形状に加工されていることを特徴とする請求項１乃至６のいずれか１項に記載のセラミックス生体材料。
  8. 　前記焼結体を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察したＳＥＭ像の観察視野において、長手方向の長径が１μｍ以下の粒子の個数が４．５［個／μｍ２］以上である組織を有することを特徴とする請求項１乃至７のいずれか１項に記載のセラミックス生体材料。
  9. 　前記焼結体のＸ線回折法による窒化珪素の（１０１）面のピーク強度Ｉ（１０１）と（２１０）面のピーク強度Ｉ（２１０）との比Ｉ（１０１）／Ｉ（２１０）が１．３以上である組織を有することを特徴とする請求項１乃至８のいずれか１項に記載のセラミックス生体材料。
  10. 　請求項１乃至９のいずれか１項に記載のセラミックス生体材料からなる、生体内に埋設される生体部品であって、
    　該生体部品と他の部品との摺動部分の面粗さ（算術平均粗さＳａ）が０．０２５μｍ以下であることを特徴とする生体部品。
  11. 　不可避不純物である鉄及びカルシウムの含有量が全体で３００ｐｐｍ以下の窒化珪素の粉末と、焼結助剤の粉末とを混合し、温度１６００～１９００℃、圧力２０～３５ＭＰａの環境下で焼結することを特徴とする生体部品の製造方法。
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B.S. BAL; M.N. RAHAMAN;: "Orthopedic applications of silicon nitride ceramics", ACTA BIOMATERIALIA, ELSEVIER, AMSTERDAM, NL, vol. 8, no. 8, 19 April 2012 (2012-04-19), AMSTERDAM, NL, pages 2889 - 2898, XP028500396, ISSN: 1742-7061, DOI: 10.1016/j.actbio.2012.04.031 *

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