WO2023027012A1 - コバルトクロム合金部材及びその製造方法、並びにこれを用いたデバイス - Google Patents
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Abstract
医療用、ガスタービン用、又はその他の産業機器用のデバイスに用いて好適なコバルトクロム合金部材を提供する。当該コバルトクロム合金部材は、質量％で、Ｎｉが２３～３２％、Ｃｏが３７～４８％、Ｍｏが８～１２％であって、残部にＣｒと不可避不純物が含まれると共に、２０≦［Ｃｒ％］＋［Ｍｏ％］＋［不可避不純物％］≦４０、を満たす組成からなり、面心立方格子（ｆｃｃ）からなる結晶構造、または面心立方格子（ｆｃｃ）及び六方晶系格子（ｈｃｐ）からなる結晶構造を有し、結晶粒径の平均値は２～１５μｍであって、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．０以上１．０以下であると共に、引張強度が８００～１２００ＭＰａかつ破断伸びが３０～８０％を示すコバルトクロム合金部材。
Description
本発明は、ステント、医療用チューブ、医療用ガイドワイヤーなどの医療用デバイスや、高温環境や腐食性環境で使用されるガスタービン用デバイス、又はその他の産業機器用デバイスに好適に用いられるコバルトクロム合金部材及びその製造方法に関する。特に、耐腐食特性と生体親和性に優れ、かつ高強度で延性に優れ、体内留置型医療用デバイスに好適なコバルトクロム合金素材の改良に関する。
医療機器に用いられる金属部材、特に、体内にインプラントされる金属部材には、耐腐食特性と生体親和性に優れ、しかも高い機械的性質を有する金属が求められ、ステンレス鋼、ニッケル・チタン合金、コバルトクロム合金等が用いられてきた。このような生体適合性の合金として、例えば、歯科鋳造用コバルトクロム合金（ＪＩＳ Ｔ６１１５）が知られており、ニッケル含有合金には歯科用ステンレス鋼線（ＪＩＳ Ｔ６１０３）が知られている。
コバルトクロム合金部材のうち、ステントは狭窄した体内脈管を拡張して維持することを目的とした中空の管状物であり、大きく分けて自己拡張型ステントとバルーン拡張型ステントがある。
自己拡張型ステントはカテーテル先端に固定し、所定の位置にてカテーテルより超弾性合金、形状記憶合金を用いることで自己拡張性を付与したものであり、例えばニッケル・チタン合金を用いたステントが実用化されている。
自己拡張型ステントはカテーテル先端に固定し、所定の位置にてカテーテルより超弾性合金、形状記憶合金を用いることで自己拡張性を付与したものであり、例えばニッケル・チタン合金を用いたステントが実用化されている。
バルーン拡張型ステントは管径圧縮によりバルーンカテーテルに固定し、所定の位置にてバルーンの拡張により管径拡張するステントであり、主にステンレス鋼ＳＵＳ３１６Ｌやコバルトクロム系合金が実用化されている。例えば血管内に狭窄が生じた場合、その狭窄部をバルーンカテーテルにより広げた後に留置され、血管内壁を内側から支持し、再狭窄を防止するために使用される。ステントの挿入に関しては、ステントは収縮状態のバルーンの外側に縮径状態でカテーテル先端に装着され、バルーン部と一緒に血管内に挿入される。バルーン部を狭窄部位に位置させた後、バルーン部を膨らませる事によりステントを拡張させ、狭窄部を拡張した状態でステントを留置させ、バルーンカテーテルが引き抜かれる。
バルーン拡張型ステント用合金としては外科インプラント材料としてＡＳＴＭＦ９０－１４（Ｃｏ－２０Ｃｒ－１５Ｗ－１０Ｎｉ合金（Ｌ６０５合金））、ＡＳＴＭＦ５６２－１３（Ｃｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－３５Ｎｉ合金（ＭＰ３５Ｎ合金））、ＳＵＳ３１６Ｌが知られている（非特許文献１、３、４参照）。
バルーン拡張型ステント用合金としては外科インプラント材料としてＡＳＴＭＦ９０－１４（Ｃｏ－２０Ｃｒ－１５Ｗ－１０Ｎｉ合金（Ｌ６０５合金））、ＡＳＴＭＦ５６２－１３（Ｃｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－３５Ｎｉ合金（ＭＰ３５Ｎ合金））、ＳＵＳ３１６Ｌが知られている（非特許文献１、３、４参照）。
一方、整形外科領域におけるインプラントした金属の破断や、循環器内科領域におけるステントの早期破断が報告され、より疲労特性に優れた金属部材への要求がある。我々は、冠動脈ステント材料として最も一般的に用いられているＬ６０５（Ｃｏ－２０Ｃｒ－１５Ｗ－１０Ｎｉ）合金、ＭＰ３５Ｎ（Ｃｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－３５Ｎｉ）合金に対して、低サイクル疲労特性を改善した合金を提案している（特許文献１参照）。この合金は組成が質量％で、Ｃｒが１０～２７％、Ｍｏが３～１２％、Ｎｉが２２～３４％で残部は実質的にＣｏ及び不可避不純物からなるが、Ｃｏは３７～４８％が望ましい。
ガイドワイヤーは血管内で用いる診断用あるいは治療用のカテーテルを血管内の所定の位置まで挿入するのを補助するものであり、芯材ワイヤーに細いワイヤーを巻き付けた構造をしている。ガイドワイヤーには先端の回転が手元の回転に追従するトルク伝達性や施術時に破断しない為に充分な強度と延性が必要とされる。なお、非特許文献２には、強度と硬さの一般的な関係が説明されている。
Comparing and Optimizing Co-Cr Tubing for Stent Applications", Medical Device Materials II, p.274-278, (2004) ASM International.
P.Zhang, S.X.Li, Z.F.Zhang, Materials Science and Engineering, A529(2011)62-73
Fort Wayne Metals, Inc.（米国インディアナ州フォートウェイン）ホームページ、材料、ハイパフォーマンス合金、L-605https://www.fwmetals.jp/materials/high-performance-alloys/l-605/
ASM Aerospace Specification Metals Inc.（米国フロリダ州Pompano Beach）ホームページ、AISI Type 316 Stainless Steel, annealed sheethttp://asm.matweb.com/search/SpecificMaterial.asp bassnum=MQ316A
現在用いられているＣｏ－Ｃｒ系合金であるＬ６０５やＴｉ－Ｎｉ合金は冷間加工が難しい材料でありＳＵＳ３１６と比較すると加工コストが非常に高くなる。
また最近では、医療用デバイスや、ガスタービン用デバイスや、その他の産業機器用デバイスに好適であって、高い機械的強度と延性を有するコバルトクロム合金部材が求められる。
特に、神経欠陥や脳血管などの微細で複雑な形状の血管にステントなどの体内留置型医療用デバイスを用いる要求があり、その為には薄く細いチューブを用いてステントの金属部分であるストラットを細くする必要があり、それでも充分な血管保持力を確保するためにはできるだけ高強度の材料が必要である。これはまた体内に留置する金属量の低減にもつながる。
ガイドワイヤーにおいてもできるだけ細いワイヤーを用いる事で、微細な血管に挿入しやすくなるが、さらに良好なトルク伝達性を実現するにはできるだけ強度が高い必要がある。さらに使用時の破断を防ぐためには延性のある材料が望ましい。
また最近では、医療用デバイスや、ガスタービン用デバイスや、その他の産業機器用デバイスに好適であって、高い機械的強度と延性を有するコバルトクロム合金部材が求められる。
特に、神経欠陥や脳血管などの微細で複雑な形状の血管にステントなどの体内留置型医療用デバイスを用いる要求があり、その為には薄く細いチューブを用いてステントの金属部分であるストラットを細くする必要があり、それでも充分な血管保持力を確保するためにはできるだけ高強度の材料が必要である。これはまた体内に留置する金属量の低減にもつながる。
ガイドワイヤーにおいてもできるだけ細いワイヤーを用いる事で、微細な血管に挿入しやすくなるが、さらに良好なトルク伝達性を実現するにはできるだけ強度が高い必要がある。さらに使用時の破断を防ぐためには延性のある材料が望ましい。
本発明の目的は、医療用デバイス、ガスタービン用デバイス、その他の産業機器用デバイスに用いて好適なコバルトクロム合金部材を提供することにある。
特に、本発明の他の目的は、ステントなどの体内留置型医療用デバイスを微細な血管に挿入し易くするガイドワイヤーに好適なコバルトクロム合金部材を提供することである。
特に、本発明の他の目的は、ステントなどの体内留置型医療用デバイスを微細な血管に挿入し易くするガイドワイヤーに好適なコバルトクロム合金部材を提供することである。
上記目的を達成するために本発明のコバルトクロム合金部材は以下の構成を採用した。
［１］質量％で、Ｎｉが２３～３２％、Ｃｏが３７～４８％、Ｍｏが８～１２％であって、残部にＣｒと不可避不純物が含まれると共に、
２０≦［Ｃｒ％］＋［Ｍｏ％］＋［不可避不純物％］≦４０、
を満たす組成からなり、
面心立方格子（ｆｃｃ）からなる結晶構造、または面心立方格子（ｆｃｃ）及び六方晶系格子（ｈｃｐ）からなる結晶構造を有し、結晶粒径の平均値は２～１５μｍであって、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．０以上１．０以下であると共に、
引張強度が８００～１２００ＭＰａ、かつ破断伸びが３０～８０％を示す
コバルトクロム合金部材。
［１］質量％で、Ｎｉが２３～３２％、Ｃｏが３７～４８％、Ｍｏが８～１２％であって、残部にＣｒと不可避不純物が含まれると共に、
２０≦［Ｃｒ％］＋［Ｍｏ％］＋［不可避不純物％］≦４０、
を満たす組成からなり、
面心立方格子（ｆｃｃ）からなる結晶構造、または面心立方格子（ｆｃｃ）及び六方晶系格子（ｈｃｐ）からなる結晶構造を有し、結晶粒径の平均値は２～１５μｍであって、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．０以上１．０以下であると共に、
引張強度が８００～１２００ＭＰａ、かつ破断伸びが３０～８０％を示す
コバルトクロム合金部材。
［２］［１］に記載のコバルトクロム合金部材は、好ましくは、
前記組成からなるコバルトクロム合金素材を所定形状に冷間で塑性加工したコバルトクロム合金加工まま材に対して、前記コバルトクロム合金素材の再結晶温度を超える熱処理温度で熱処理して得られるとよい。
［３］［１］又は［２］に記載のコバルトクロム合金部材は、好ましくは、質量％で、Ｎｉが２５～２９％、Ｃｏが３７～４８％、Ｍｏが９～１１％であって、残部にＣｒと不可避不純物が含まれると共に、
２３≦［Ｃｒ％］＋［Ｍｏ％］＋［不可避不純物％］≦３８、
を満たす組成からなるとよい。
［４］［３］に記載のコバルトクロム合金部材は、
前記組成からなるコバルトクロム合金素材を所定形状に冷間で塑性加工したコバルトクロム合金加工まま材に対して、前記コバルトクロム合金素材の再結晶温度を超える熱処理温度で熱処理として、８００℃以上１１００℃以下で、１分以上６０分間以下で熱処理されるとよい。
前記組成からなるコバルトクロム合金素材を所定形状に冷間で塑性加工したコバルトクロム合金加工まま材に対して、前記コバルトクロム合金素材の再結晶温度を超える熱処理温度で熱処理して得られるとよい。
［３］［１］又は［２］に記載のコバルトクロム合金部材は、好ましくは、質量％で、Ｎｉが２５～２９％、Ｃｏが３７～４８％、Ｍｏが９～１１％であって、残部にＣｒと不可避不純物が含まれると共に、
２３≦［Ｃｒ％］＋［Ｍｏ％］＋［不可避不純物％］≦３８、
を満たす組成からなるとよい。
［４］［３］に記載のコバルトクロム合金部材は、
前記組成からなるコバルトクロム合金素材を所定形状に冷間で塑性加工したコバルトクロム合金加工まま材に対して、前記コバルトクロム合金素材の再結晶温度を超える熱処理温度で熱処理として、８００℃以上１１００℃以下で、１分以上６０分間以下で熱処理されるとよい。
［５］［１］乃至［４］の何れかに記載のコバルトクロム合金部材において、
前記不可避不純物は、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｎｂ、Ｗ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｂ、およびＣの含有量が質量％で、Ｔｉが１．０％以下、Ｍｎが１．０％以下、Ｆｅが１．０％以下、Ｎｂが１．０％以下、Ｗが１．０％以下、Ａｌが０．５％以下、Ｚｒが０．１％以下、Ｂが０．０１％以下およびＣが０．１％以下であるとよい。
前記不可避不純物は、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｎｂ、Ｗ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｂ、およびＣの含有量が質量％で、Ｔｉが１．０％以下、Ｍｎが１．０％以下、Ｆｅが１．０％以下、Ｎｂが１．０％以下、Ｗが１．０％以下、Ａｌが０．５％以下、Ｚｒが０．１％以下、Ｂが０．０１％以下およびＣが０．１％以下であるとよい。
［６］［１］乃至［５］の何れかに記載の組成を有するコバルトクロム合金部材において、
前記冷間で塑性加工された所定形状はチューブ状であり、
結晶粒径の平均値は２～１５μｍであって、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．１以上０．８以下であると共に、
引張強度が８００～１０００ＭＰａ、かつ破断伸びが３０～８０％を示す
コバルトクロム合金部材であるとよい。
［７］［１］乃至［５］の何れかに記載の組成を有するコバルトクロム合金部材において、
前記冷間で塑性加工された所定形状はワイヤー状であり、
結晶粒径の平均値は４～１５μｍであって、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．０以上１．０以下であると共に、
引張強度が１０００～１２００ＭＰａ、かつ破断伸びが３０～６０％を示す
コバルトクロム合金部材であるとよい。
前記冷間で塑性加工された所定形状はチューブ状であり、
結晶粒径の平均値は２～１５μｍであって、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．１以上０．８以下であると共に、
引張強度が８００～１０００ＭＰａ、かつ破断伸びが３０～８０％を示す
コバルトクロム合金部材であるとよい。
［７］［１］乃至［５］の何れかに記載の組成を有するコバルトクロム合金部材において、
前記冷間で塑性加工された所定形状はワイヤー状であり、
結晶粒径の平均値は４～１５μｍであって、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．０以上１．０以下であると共に、
引張強度が１０００～１２００ＭＰａ、かつ破断伸びが３０～６０％を示す
コバルトクロム合金部材であるとよい。
［８］［１］乃至［７］の何れか１項に記載のコバルトクロム合金部材を使用したデバイスであるとよい。好ましく、このデバイスは医療用デバイス、ガスタービン用デバイス、又はその他の産業機器用デバイスであるとよい。
［９］［８］に記載の前記デバイスは、ステント、チューブ、ワイヤー、インプラントの何れかの医療用デバイスであるとよい。
［１０］［９］に記載の前記デバイスは、尾筒、燃焼筒、スプレーバー、フレームホルダー、アフターバーナー、テールパイプなどの航空用および産業用ガスタービンエンジンの燃焼器および排気構成部品の何れかのガスタービン用デバイスであるとよい。
［１１］［９］に記載の前記デバイスは、廃棄物焼却炉、ボイラ、高温反応容器および回転式仮焼炉、並びに石油化学製品の製造プラントおよび合成ガスプラントに用いられる産業機器用デバイスであるとよい。
［１０］［９］に記載の前記デバイスは、尾筒、燃焼筒、スプレーバー、フレームホルダー、アフターバーナー、テールパイプなどの航空用および産業用ガスタービンエンジンの燃焼器および排気構成部品の何れかのガスタービン用デバイスであるとよい。
［１１］［９］に記載の前記デバイスは、廃棄物焼却炉、ボイラ、高温反応容器および回転式仮焼炉、並びに石油化学製品の製造プラントおよび合成ガスプラントに用いられる産業機器用デバイスであるとよい。
［１２］質量％で、Ｎｉが２３～３２％、Ｃｏが３７～４８％、Ｍｏが８～１２％であって、残部にＣｒと不可避不純物が含まれると共に、
２０≦［Ｃｒ％］＋［Ｍｏ％］＋［不可避不純物％］≦４０、
を満たす組成からなるコバルトクロム合金素材を準備し、
前記準備したコバルトクロム合金素材を１１００℃～１３００℃で均質化処理し、
前記均質化処理したコバルトクロム合金素材を、チューブ状又はワイヤー状の形状に冷間で塑性加工を施し、コバルトクロム合金加工まま材を得て、
前記冷間で塑性加工されたコバルトクロム合金加工まま材に対して、前記コバルトクロム合金素材の再結晶温度を超え１１００℃以下で、１分以上６０分間以下の熱処理を行ない、面心立方格子（ｆｃｃ）からなる結晶構造、または面心立方格子（ｆｃｃ）及び六方晶系格子（ｈｃｐ）からなる結晶構造を有し、結晶粒径の平均値は２～１５μｍであって、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．０以上１．０以下であることを特徴とするコバルトクロム合金部材を得る
コバルトクロム合金部材の製造方法。
２０≦［Ｃｒ％］＋［Ｍｏ％］＋［不可避不純物％］≦４０、
を満たす組成からなるコバルトクロム合金素材を準備し、
前記準備したコバルトクロム合金素材を１１００℃～１３００℃で均質化処理し、
前記均質化処理したコバルトクロム合金素材を、チューブ状又はワイヤー状の形状に冷間で塑性加工を施し、コバルトクロム合金加工まま材を得て、
前記冷間で塑性加工されたコバルトクロム合金加工まま材に対して、前記コバルトクロム合金素材の再結晶温度を超え１１００℃以下で、１分以上６０分間以下の熱処理を行ない、面心立方格子（ｆｃｃ）からなる結晶構造、または面心立方格子（ｆｃｃ）及び六方晶系格子（ｈｃｐ）からなる結晶構造を有し、結晶粒径の平均値は２～１５μｍであって、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．０以上１．０以下であることを特徴とするコバルトクロム合金部材を得る
コバルトクロム合金部材の製造方法。
本発明のコバルトクロム合金部材は、冷間で塑性加工した後の再結晶温度を超えた熱処理により、面心立方格子（ｆｃｃ）からなる結晶構造、または面心立方格子（ｆｃｃ）及び六方晶系格子（ｈｃｐ）からなる結晶構造を有し、結晶粒径の平均値は２～１５μｍであって、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．０以上１．０以下となるため、強度や延性が改善されるなどの機械的特性に優れており、既存製品よりも信頼性が高い。このことより、例えば本発明のコバルトクロム合金部材を用いてステントのような体内留置型医療用デバイスを作製すると、装着時のステント信頼性が高まり、患部への装着がより容易となる。
本発明のコバルトクロム合金部材では、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏを主成分とする合金を冷間で塑性加工した後、再結晶温度以上での熱処理を施すことにより、面心立方格子（ｆｃｃ）相が安定化される。これにより、形成されたｆｃｃ相では、コバルトクロム合金部材の変形に際して、ｆｃｃ双晶変形および変形誘起によるｆｃｃから六方晶系格子（ｈｃｐ）への変態が生じ、高い加工硬化能と優れた機械的強度・延性を示す。
なお、本発明のコバルトクロム合金部材において、Ｍｏ，Ｎｂ等の溶質原子をさらに含有する場合には、転位芯ないしは拡張転位の積層欠陥に偏析させて交差すべりを起き難くすることができ、加工硬化により、機械的強度がさらに高くなる。
なお、本発明のコバルトクロム合金部材において、Ｍｏ，Ｎｂ等の溶質原子をさらに含有する場合には、転位芯ないしは拡張転位の積層欠陥に偏析させて交差すべりを起き難くすることができ、加工硬化により、機械的強度がさらに高くなる。
［本発明の概要］
本発明のコバルトクロム合金部材は、特定の組成からなるコバルトクロム合金素材をチューブ状やワイヤー状などの所定形状に冷間で塑性加工（以下、単に「冷間加工」ともいう）したコバルトクロム合金加工まま材に対して、再結晶温度を超えた特定の熱処理をすることで、面心立方格子（ｆｃｃ）からなる結晶構造、または面心立方格子（ｆｃｃ）及び六方晶系格子（ｈｃｐ）からなる結晶構造を有し、結晶粒径の平均値は２～１５μｍであって、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．０以上１．０以下であると共に、引張強度が８００～１２００ＭＰａ、かつ破断伸びが３０～８０％を示す部材が得られる。特に、本発明のコバルトクロム合金部材は、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．０以上１．０以下である部材が得られることに特徴を有する。これにより、高い加工硬化能と優れた機械的強度・延性を示すコバルトクロム合金部材が得られる。
以下、本発明の詳細について説明する。
本発明のコバルトクロム合金部材は、特定の組成からなるコバルトクロム合金素材をチューブ状やワイヤー状などの所定形状に冷間で塑性加工（以下、単に「冷間加工」ともいう）したコバルトクロム合金加工まま材に対して、再結晶温度を超えた特定の熱処理をすることで、面心立方格子（ｆｃｃ）からなる結晶構造、または面心立方格子（ｆｃｃ）及び六方晶系格子（ｈｃｐ）からなる結晶構造を有し、結晶粒径の平均値は２～１５μｍであって、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．０以上１．０以下であると共に、引張強度が８００～１２００ＭＰａ、かつ破断伸びが３０～８０％を示す部材が得られる。特に、本発明のコバルトクロム合金部材は、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．０以上１．０以下である部材が得られることに特徴を有する。これにより、高い加工硬化能と優れた機械的強度・延性を示すコバルトクロム合金部材が得られる。
以下、本発明の詳細について説明する。
［本発明の詳細］
（コバルトクロム合金素材）
本発明のコバルトクロム合金素材は、Ｎｉが２３～３２％、Ｃｏが３７～４８％、Ｍｏが８～１２％であって、残部にＣｒと不可避不純物が含まれると共に２０≦［Ｃｒ％］＋［Ｍｏ％］＋［不可避不純物％］≦４０を満たす組成からなる。
不可避不純物とは、意図的に添加した成分ではなく、材料あるいは工程に由来して不可避的に混入した成分をいう。不可避不純物の成分は、特に限定されないが、例えば、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｎｂ、Ｗ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｂ、又はＣ等であり、含まれなくてもよい。
また、本発明のコバルトクロム合金素材は、特定の組成範囲を有すれば特に限定されず、後述するように、均質化処理されたものであってもよく、熱間圧延や熱間鍛造等の熱間加工されたものであってもよく、切削加工などにより特定の形状に加工されたものであってもよい。
（コバルトクロム合金素材）
本発明のコバルトクロム合金素材は、Ｎｉが２３～３２％、Ｃｏが３７～４８％、Ｍｏが８～１２％であって、残部にＣｒと不可避不純物が含まれると共に２０≦［Ｃｒ％］＋［Ｍｏ％］＋［不可避不純物％］≦４０を満たす組成からなる。
不可避不純物とは、意図的に添加した成分ではなく、材料あるいは工程に由来して不可避的に混入した成分をいう。不可避不純物の成分は、特に限定されないが、例えば、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｎｂ、Ｗ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｂ、又はＣ等であり、含まれなくてもよい。
また、本発明のコバルトクロム合金素材は、特定の組成範囲を有すれば特に限定されず、後述するように、均質化処理されたものであってもよく、熱間圧延や熱間鍛造等の熱間加工されたものであってもよく、切削加工などにより特定の形状に加工されたものであってもよい。
本発明のコバルトクロム合金素材の組成範囲を限定した理由を以下に説明する。
尚、コバルトクロム合金素材の各成分の含有量は、コバルトクロム合金素材全体を１００質量％としたときの含有量（質量％、以下単に「％」と示す。）である。
また、本発明の数値範囲は、上限値と下限値を含む。以下に示す組成範囲だけでなく、温度処理の範囲、引張強度の範囲、破断伸びや均一伸びの範囲においても同様とする。但し、『超える』とか『未満』のように、数値範囲に上限値又は下限値を含まないことを明記した場合はこの限りでない。
尚、コバルトクロム合金素材の各成分の含有量は、コバルトクロム合金素材全体を１００質量％としたときの含有量（質量％、以下単に「％」と示す。）である。
また、本発明の数値範囲は、上限値と下限値を含む。以下に示す組成範囲だけでなく、温度処理の範囲、引張強度の範囲、破断伸びや均一伸びの範囲においても同様とする。但し、『超える』とか『未満』のように、数値範囲に上限値又は下限値を含まないことを明記した場合はこの限りでない。
Ｎｉ（ニッケル）は、面心立方格子相を安定化し、加工性を維持し、耐食性を高め、低サイクル疲労寿命を改善し、冷間加工後の再結晶温度を超えた熱処理により強度や延性を改善する効果がある。しかし、本発明のコバルトクロム合金素材のＣｏ、Ｃｒ、Ｍｏの組成範囲において、Ｎｉの含有量が２３％未満では当該熱処理による強度や延性の改善効果を得ることが困難であると共に、３２％を越えても当該熱処理による強度や延性の改善効果を得ることが困難であることから、本発明のＮｉ含有量は、２３～３２％であり、好ましくは、２５～２９％である。これにより、強度及び延性の改善効果が一層得られる。
Ｃｏ（コバルト）は、それ自体加工硬化能が大きく、切り欠け脆さを減じ、疲労強度を高め、高温強度を高めると共に、低サイクル疲労寿命を改善し、冷間加工後の再結晶温度を超えた熱処理により強度や延性を改善する効果がある。
Ｃｏの含有量は、３７％未満ではその効果が弱く、本組成では４８％を越えるとマトリクスが硬くなり過ぎて加工困難となると共に、冷間加工後の再結晶温度を超えた熱処理により強度や延性を改善する効果がなくなる。このため、本発明のＣｏの含有量は、３７～４８％であり、好ましくは４０～４５％である。これにより、強度及び延性の改善効果が一層得られる。
Ｃｏの含有量は、３７％未満ではその効果が弱く、本組成では４８％を越えるとマトリクスが硬くなり過ぎて加工困難となると共に、冷間加工後の再結晶温度を超えた熱処理により強度や延性を改善する効果がなくなる。このため、本発明のＣｏの含有量は、３７～４８％であり、好ましくは４０～４５％である。これにより、強度及び延性の改善効果が一層得られる。
Ｍｏ（モリブデン）は、マトリクスに固溶してこれを強化する効果、加工硬化能を増大させる効果、及びＣｒとの共存において耐食性を高める効果がある。しかし、Ｍｏの含有量が８％未満では所望する効果が得られず、１２％を越えると加工性が急激に低下すること、及び脆いσ相が生成しやすくなる。このことから、本発明のＭｏの含有量は、８～１２％であり、好ましくは、９～１１％である。これにより、強度及び延性の改善効果が一層得られる。
Ｃｒ、Ｍｏ、及び不可避不純物の合計含有量が、コバルトクロム合金素材全体を１００％として、２０％未満では六方晶系格子（ｈｃｐ）相が安定になり、４０％を越えると、面心立方格子（ｆｃｃ）相が不安定になり体心立方格子（ｂｃｃ）層が出現しやすくなる。つまり、Ｃｒ、Ｍｏ、及び不可避不純物の合計含有量が２０～４０％でない場合、ｆｃｃ相が安定化しにくく、これにより得られたコバルトクロム合金部材を変形した際、ｆｃｃ双晶変形や、変形誘起によるｆｃｃからｈｃｐへの変態が生じにくく、優れた延性と共に低サイクル疲労寿命が得られない。このことから、本発明のＣｒ、Ｍｏ、及び不可避不純物の合計含有量は、２０～４０％であり、好ましくは２３～３８％である。これにより、優れた延性と共に低サイクル疲労寿命が得られる。
尚、不可避不純物の含有量は、０％であってもよく、０％を超える場合には、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの組成割合を基準に全体が１００％となるように不可避不純物の組成割合が調整される。
尚、不可避不純物の含有量は、０％であってもよく、０％を超える場合には、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの組成割合を基準に全体が１００％となるように不可避不純物の組成割合が調整される。
Ｃｒ（クロム）は耐食性を確保するのに不可欠な成分であり、またマトリクスを強化する効果がある。不可避不純物が０％の場合、本発明のＣｒの含有量は、好ましくは１２～２８％であり、より好ましくは１４～２７％であり、更に好ましくは１８～２２％である。１２％以上で優れた耐食性が得られやすく、２８％以下で、加工性及び靱性が急激に低下しにくい。これにより、加工性及び靱性を確保しながら、より優れた耐食性が得られる。
Ｔｉ（チタン）は強い脱酸、脱窒、脱硫の効果があるが、多過ぎると合金中に介在物が増えたり、η相（Ｎｉ３Ｔｉ）が析出して靱性が低下することから、本発明のＴｉの含有量は、不可避不純物として１．０％以下であることが望ましい。
Ｍｎ（マンガン）は脱酸、脱硫の効果、及び面心立方格子相を安定化する効果があるが、多過ぎると耐食性、耐酸化性を劣化させるため、本発明のＭｎの含有量は、１．５％以下であることが望ましい。より望ましくは不可避不純物としての上限は１．０％以下である。
Ｆｅ（鉄）は、面心立方格子相を安定化し加工性を向上させる働きがあるが、多過ぎると耐酸化性が低下するため、本発明のＦｅの含有量は、不可避不純物として１．０％以下であることが望ましい。
Ｃ（炭素）はマトリクスに固溶するほか、Ｃｒ、Ｍｏ等と炭化物を形成し、結晶粒の粗大化の防止効果があるが、多過ぎると靭性の低下、耐食性の劣化等が生じるため、本発明のＣの含有量は、０．１％以下であることが望ましい。
Ｎｂ（ニオブ）はマトリクスに固溶してこれを強化し、加工硬化能を増大させる効果があるが、３．０％を越えるとσ相やδ相（Ｎｉ３Ｎｂ）が析出して靭性が低下することから、本発明のＮｂの含有量は、３．０％以下であることが望ましい。より望ましくは不可避不純物としての上限は１．０％以下である。
Ｗ（タングステン）は、マトリクスに固溶してこれを強化し、加工硬化能を著しく増大させる効果があるが、５．０％を越えるとσ相を析出して靭性が低下することから、本発明のＷの含有量は、５．０％以下であることが望ましい。より望ましくは、不可避不純物としての上限は１．０％以下である。
Ａｌ（アルミ）は、脱酸、及び耐酸化性を向上させる効果があるが、多過ぎると耐食性の劣化等が生じるため、本発明のＡｌの含有量は、０．５％以下であることが望ましい。
Ｚｒ（ジルコニウム）は、高温での結晶粒界強度を上げて、熱間加工性を向上させる効果があるが、多過ぎると逆に加工性が悪くなるため、本発明のＺｒの含有量は、０．１％以下であることが望ましい。
Ｂ（ホウ素）は、熱間加工性を改善する効果があるが、多過ぎると逆に熱間加工性が低下し割れやすくなるため、本発明のＢの含有量は、０．０１％以下であることが望ましい。
（コバルトクロム合金加工まま材）
本発明のコバルトクロム合金加工まま材は、上記コバルトクロム合金素材を所定形状に冷間加工して得られる。
本発明では、冷間加工中に双晶変形や誘起変態が生じることで、ｆｃｃ変形双晶やｈｃｐ相（ε相）が導入され、高い密度の帯状の変形帯組織が形成される。これにより、非常に高い強度が得られる。その他、本発明では冷間加工により、結晶粒が微細化され、さらに高い強度が得られやすい。
本発明のコバルトクロム合金加工まま材は、上記コバルトクロム合金素材を所定形状に冷間加工して得られる。
本発明では、冷間加工中に双晶変形や誘起変態が生じることで、ｆｃｃ変形双晶やｈｃｐ相（ε相）が導入され、高い密度の帯状の変形帯組織が形成される。これにより、非常に高い強度が得られる。その他、本発明では冷間加工により、結晶粒が微細化され、さらに高い強度が得られやすい。
所定形状はとしては、特に限定されないが、例えば、チューブ状、ワイヤー状であることが好ましい。これにより、チューブやワイヤー形状の医療用又は航空宇宙用のデバイスに用いることができる。
（コバルトクロム合金部材）
本発明のコバルトクロム合金部材は、上記コバルトクロム合金加工まま材を結晶温度以上の特定の熱処理をして得られる。
本発明のコバルトクロム合金部材は、上記コバルトクロム合金素材と同様の組成を有し、質量％で、Ｎｉが２３～３２％、Ｃｏが３７～４８％、Ｍｏが８～１２％であって、残部にＣｒと不可避不純物が含まれると共に、２０≦［Ｃｒ％］＋［Ｍｏ％］＋［不可避不純物％］≦４０を満たす組成からなり、好ましくは、質量％で、Ｎｉが２５～２９％、Ｃｏが３７～４８％、Ｍｏが９～１１％であって、残部にＣｒと不可避不純物が含まれると共に、２３≦［Ｃｒ％］＋［Ｍｏ％］＋［不可避不純物％］≦３８を満たす組成からなるとよい。
本発明のコバルトクロム合金部材は、上記コバルトクロム合金加工まま材を結晶温度以上の特定の熱処理をして得られる。
本発明のコバルトクロム合金部材は、上記コバルトクロム合金素材と同様の組成を有し、質量％で、Ｎｉが２３～３２％、Ｃｏが３７～４８％、Ｍｏが８～１２％であって、残部にＣｒと不可避不純物が含まれると共に、２０≦［Ｃｒ％］＋［Ｍｏ％］＋［不可避不純物％］≦４０を満たす組成からなり、好ましくは、質量％で、Ｎｉが２５～２９％、Ｃｏが３７～４８％、Ｍｏが９～１１％であって、残部にＣｒと不可避不純物が含まれると共に、２３≦［Ｃｒ％］＋［Ｍｏ％］＋［不可避不純物％］≦３８を満たす組成からなるとよい。
不可避不純物は、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｎｂ、Ｗ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｂ、およびＣの含有量が質量％で、Ｔｉが１．０％以下、Ｍｎが１．０％以下、Ｆｅが１．０％以下、Ｎｂが１．０％以下、Ｗが１．０％以下、Ａｌが０．５％以下、Ｚｒが０．１％以下、Ｂが０．０１％以下およびＣが０．１％以下であるとよい。
これにより、高い加工硬化能と優れた機械的強度・延性が得られやすい。
これにより、高い加工硬化能と優れた機械的強度・延性が得られやすい。
本発明のコバルトクロム合金部材は、面心立方格子（ｆｃｃ）からなる結晶構造、または面心立方格子（ｆｃｃ）及び六方晶系格子（ｈｃｐ）からなる結晶構造を有する。
すなわち、本発明では、熱処理をすることでコバルトクロム合金加工まま材におけるｆｃｃ変形双晶又はｈｃｐ相が、ｆｃｃ相に変化する。ｆｃｃ相が形成されることで、コバルトクロム合金部材を変形させた際、再び、ｆｃｃ双晶変形又は変形誘起によるｆｃｃからｈｃｐへの変態が生じる。このような変形や変態が生じる本発明のコバルトクロム合金部材は、機械的強度及び延性に優れる。
すなわち、本発明では、熱処理をすることでコバルトクロム合金加工まま材におけるｆｃｃ変形双晶又はｈｃｐ相が、ｆｃｃ相に変化する。ｆｃｃ相が形成されることで、コバルトクロム合金部材を変形させた際、再び、ｆｃｃ双晶変形又は変形誘起によるｆｃｃからｈｃｐへの変態が生じる。このような変形や変態が生じる本発明のコバルトクロム合金部材は、機械的強度及び延性に優れる。
本発明のコバルトクロム合金部材は、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．０以上１．０以下である。
ＫＡＭ値は、例えば、後方電子散乱回折（ＥＢＳＤ）測定によって得られる結晶方位の局所的な変化であり、次式（１）で定義される局所方位差（Kernel Average Misorientation: KAM）で表すことができる。
（１）
ここで、αｉ，ｊは測定点ｉとｊの間の結晶方位差を示す。具体的な計算手順は、例えば佐々木孔英他、『微視的な塑性ひずみ分布と結晶方位差の関係』日本金属学会誌、第７４巻、４６７頁－４７４頁（２０１０）に記載されている。ＫＡＭ値は、転位などの格子欠陥密度の高い領域や結晶格子面の湾曲が著しい領域で高い値をとる。
ＫＡＭ値により、結晶粒内の歪分布を評価することができる。本発明では、ＫＡＭ値が０．０以上１．０以下と低く、転位などの格子欠陥密度が低いことで、本発明のコバルトクロム合金部材は機械的強度に優れる。また、結晶粒子が均一化されやすいことで、結晶性に優れ、均質化された機械的特性が得られやすい。
ＫＡＭ値は、例えば、後方電子散乱回折（ＥＢＳＤ）測定によって得られる結晶方位の局所的な変化であり、次式（１）で定義される局所方位差（Kernel Average Misorientation: KAM）で表すことができる。
ここで、αｉ，ｊは測定点ｉとｊの間の結晶方位差を示す。具体的な計算手順は、例えば佐々木孔英他、『微視的な塑性ひずみ分布と結晶方位差の関係』日本金属学会誌、第７４巻、４６７頁－４７４頁（２０１０）に記載されている。ＫＡＭ値は、転位などの格子欠陥密度の高い領域や結晶格子面の湾曲が著しい領域で高い値をとる。
ＫＡＭ値により、結晶粒内の歪分布を評価することができる。本発明では、ＫＡＭ値が０．０以上１．０以下と低く、転位などの格子欠陥密度が低いことで、本発明のコバルトクロム合金部材は機械的強度に優れる。また、結晶粒子が均一化されやすいことで、結晶性に優れ、均質化された機械的特性が得られやすい。
本発明のコバルトクロム合金部材の結晶粒径の平均値は、２μｍ以上１５μｍ以下であり、好ましくは４μｍ以上１５μｍ以下であり、より好ましくは４μｍ以上１０μｍ以下である。これにより、高い機械的強度が確保されやすい。
結晶粒径の平均値は、ＥＢＳＤによるエリアフラクション法により算出される。詳細には、結晶粒径の平均値は、ＪＩＳ Ｇ０５５１「鋼-結晶粒度の顕微鏡試験方法」やＡＳＴＭ Ｅ１１２－１３「Standard Test Methods for Determining Average Grain Size（平均結晶粒度決定のための標準試験方法）に準拠し算出できる。
結晶粒径の平均値は、ＥＢＳＤによるエリアフラクション法により算出される。詳細には、結晶粒径の平均値は、ＪＩＳ Ｇ０５５１「鋼-結晶粒度の顕微鏡試験方法」やＡＳＴＭ Ｅ１１２－１３「Standard Test Methods for Determining Average Grain Size（平均結晶粒度決定のための標準試験方法）に準拠し算出できる。
本発明のコバルトクロム合金部材では、引張強度が８００～１２００ＭＰａである。
コバルトクロム合金部材では、破断伸びが３０～８０％であり、好ましくは３０～６０％であり、更に好ましくは５０～６０％である。
引張強度、破断伸びは、例えば、島津製作所製オートグラフを用いた引張試験により測定される。
上記物性を有するコバルトクロム合金部材は、機械的強度及び延性に優れる。
コバルトクロム合金部材では、破断伸びが３０～８０％であり、好ましくは３０～６０％であり、更に好ましくは５０～６０％である。
引張強度、破断伸びは、例えば、島津製作所製オートグラフを用いた引張試験により測定される。
上記物性を有するコバルトクロム合金部材は、機械的強度及び延性に優れる。
コバルトクロム合金部材では、均一伸びが２５～６０％であることが好ましく、より好ましくは３０～６０％であり、更に好ましくは５０～６０％である。
均一伸びは、例えば、島津製作所製オートグラフを用いた引張試験により測定される。
上記物性を有するコバルトクロム合金部材は、機械的強度及び延性により優れる。
均一伸びは、例えば、島津製作所製オートグラフを用いた引張試験により測定される。
上記物性を有するコバルトクロム合金部材は、機械的強度及び延性により優れる。
特に、本発明のコバルトクロム合金部材が、内部が中空で周面がコバルトクロム合金で囲われたチューブ状である場合、結晶粒径の平均値は２～１５μｍであって、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．１以上０．８以下であると共に、引張強度が８００～１０００ＭＰａ、かつ破断伸びが３０～８０％を示すことが好ましい。
本発明のコバルトクロム合金部材が、断面形状が円形断面、楕円形断面、平板状断面、凹状や凸状の異形断面等のワイヤー状である場合、結晶粒径の平均値は４～１５μｍであって、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．０以上１．０以下であると共に、引張強度が１０００～１２００ＭＰａ、かつ破断伸びが３０～６０％を示すことが好ましい。
これにより、より高い強度と優れた延性が得られる。
本発明のコバルトクロム合金部材が、断面形状が円形断面、楕円形断面、平板状断面、凹状や凸状の異形断面等のワイヤー状である場合、結晶粒径の平均値は４～１５μｍであって、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．０以上１．０以下であると共に、引張強度が１０００～１２００ＭＰａ、かつ破断伸びが３０～６０％を示すことが好ましい。
これにより、より高い強度と優れた延性が得られる。
本発明のコバルトクロム合金部材は、以下の条件の熱処理により得られることが好ましい。
本発明の熱処理の温度は、コバルトクロム合金素材の再結晶温度を超え１１００℃以下であることが好ましく、より好ましくは８００℃以上１１００℃以下であり、更に好ましくは９００℃以上１１００℃以下である。コバルトクロム合金素材の再結晶温度は、例えば本実施例の組成であるＣｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－２６Ｎｉ合金では７８０℃～８２０℃の範囲にあるが、コバルトクロム合金素材の合金組成によっては７５０℃～１０００℃の範囲にあることもある。
再結晶化温度以上とすることで、再結晶化され、ｆｃｃ相が安定化する。１１００℃以下とすることで、結晶粒径の粗大化が抑えられる。
これにより、上記範囲の引張強度、均一伸び、破断伸びを有し、高い機械的強度及び延性を有するコバルト合金部材が得られる。
本発明の熱処理の温度は、コバルトクロム合金素材の再結晶温度を超え１１００℃以下であることが好ましく、より好ましくは８００℃以上１１００℃以下であり、更に好ましくは９００℃以上１１００℃以下である。コバルトクロム合金素材の再結晶温度は、例えば本実施例の組成であるＣｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－２６Ｎｉ合金では７８０℃～８２０℃の範囲にあるが、コバルトクロム合金素材の合金組成によっては７５０℃～１０００℃の範囲にあることもある。
再結晶化温度以上とすることで、再結晶化され、ｆｃｃ相が安定化する。１１００℃以下とすることで、結晶粒径の粗大化が抑えられる。
これにより、上記範囲の引張強度、均一伸び、破断伸びを有し、高い機械的強度及び延性を有するコバルト合金部材が得られる。
本発明の熱処理の時間は、１分以上６０分間以下であることが好ましい。１分以上とすることで、充分に再結晶化され、ｆｃｃ相が安定化する。６０分以下とすることで、結晶粒径の粗大化が抑えられる。
これにより、上記範囲の引張強度、均一伸び、破断伸びを有し、高い機械的強度及び延性を有するコバルト合金部材が得られやすい。
これにより、上記範囲の引張強度、均一伸び、破断伸びを有し、高い機械的強度及び延性を有するコバルト合金部材が得られやすい。
特に、コバルトクロム合金部材は、コバルトクロム合金加工まま材に対して、前記コバルトクロム合金素材の再結晶温度を超える熱処理温度で熱処理として、８００℃以上１１００℃以下で、１分以上６０分間以下で熱処理して得られることが好ましい。
本発明のコバルトクロム合金部材は、帯状の変形帯組織を有してもよい。本発明の帯状の変形帯組織とは、冷間加工により生じた多数の転位が密集した転位セルの集合体組織であり、冷間加工時に導入されたｆｃｃ変形双晶やｈｃｐ相（ε相）近傍にある組織である。
本発明のコバルトクロム合金部材は、積層欠陥エネルギーが低く、変形に際し部分転位が運動しプレート状の微細なｆｃｃ双晶およびｈｃｐ相が形成することによって、高い加工硬化能が得られる。また、原子半径の大きさが１．２５ÅであるＣｏ、Ｎｉ、Ｃｒに比べ、原子半径が大きいかあるいは近似しているＭｏ，Ｎｂ等の溶質原子が、転位芯ないしは拡張転位の積層欠陥に強く引き付けられて偏析して交差すべりが起き難くなるため、高い加工硬化能が発現する。
また、本発明のコバルトクロム合金部材の高い加工硬化能は体温付近のみならず高温下においても発現するため、高温強度特性も高いという特徴を有している。そこで、コバルトクロム合金部材の用途は、医療用に限定されるものではなく、航空宇宙用や蒸気タービン用等の産業機器用として本発明のコバルトクロム合金部材はより過酷な条件下での使用に耐えるものである。
（コバルトクロム合金部材の製造方法）
コバルトクロム合金部材の製造方法は、コバルトクロム合金素材を準備する工程と、上記準備したコバルトクロム合金素材を１１００℃～１３００℃で均質化処理する工程と、上記均質化処理したコバルトクロム合金素材を、チューブ状又はワイヤー状の形状に冷間で塑性加工を施し、コバルトクロム合金加工まま材を得る工程と、上記冷間で塑性加工されたコバルトクロム合金加工まま材を、上記コバルトクロム合金素材の再結晶温度を超え１１００℃以下で、１分以上６０分間以下の熱処理を行う工程を含む。上記コバルトクロム合金素材の再結晶温度は、例えば８００℃である。
これにより、高い機械的強度及び延性を有するコバルトクロム合金部材が得られる。
コバルトクロム合金部材の製造方法は、コバルトクロム合金素材を準備する工程と、上記準備したコバルトクロム合金素材を１１００℃～１３００℃で均質化処理する工程と、上記均質化処理したコバルトクロム合金素材を、チューブ状又はワイヤー状の形状に冷間で塑性加工を施し、コバルトクロム合金加工まま材を得る工程と、上記冷間で塑性加工されたコバルトクロム合金加工まま材を、上記コバルトクロム合金素材の再結晶温度を超え１１００℃以下で、１分以上６０分間以下の熱処理を行う工程を含む。上記コバルトクロム合金素材の再結晶温度は、例えば８００℃である。
これにより、高い機械的強度及び延性を有するコバルトクロム合金部材が得られる。
コバルトクロム合金素材を準備する工程では、上記コバルト合金素材が用いられる。
冷間で塑性加工を施す工程では、チューブ状又はワイヤー状に冷間加工した上記コバルトクロム合金加工まま材が得られる。
コバルトクロム合金加工まま材に対して熱処理を行う工程では、上記コバルトクロム合金部材が得られる。
冷間で塑性加工を施す工程では、チューブ状又はワイヤー状に冷間加工した上記コバルトクロム合金加工まま材が得られる。
コバルトクロム合金加工まま材に対して熱処理を行う工程では、上記コバルトクロム合金部材が得られる。
均質化処理では、コバルトクロム合金素材に対して、１１００℃～１３００℃で熱処理を行うことで、各組成を均一に分散させる。これにより、後工程の冷間加工において機械的特性の均一性が確保される。
均質化処理温度を１１００℃以上とすることで、効率よく材料の均質化が可能となり、１３００℃以下とすることで、結晶粒子が過度に粗大化するのを防ぐことができ、かつ、材料表面の著しい酸化を防ぐことができる。その他の均質化処理の条件は、得られるコバルトクロム合金部材の物性を損なわない範囲で適宜設定可能である。
均質化処理されるコバルトクロム合金素材は、上記特定の組成を有するコバルトクロム合金素材であればよく、例えば、高周波溶解により作製された合金インゴットであってもよい。
また、均質化処理後のコバルトクロム合金素材は、丸棒状などの冷間加工しやすい形状に熱間加工されてもよい。
均質化処理温度を１１００℃以上とすることで、効率よく材料の均質化が可能となり、１３００℃以下とすることで、結晶粒子が過度に粗大化するのを防ぐことができ、かつ、材料表面の著しい酸化を防ぐことができる。その他の均質化処理の条件は、得られるコバルトクロム合金部材の物性を損なわない範囲で適宜設定可能である。
均質化処理されるコバルトクロム合金素材は、上記特定の組成を有するコバルトクロム合金素材であればよく、例えば、高周波溶解により作製された合金インゴットであってもよい。
また、均質化処理後のコバルトクロム合金素材は、丸棒状などの冷間加工しやすい形状に熱間加工されてもよい。
また、本発明のコバルトクロム合金部材の製造方法では、コバルトクロム合金素材をステント用の板材に冷間加工したコバルトクロム合金加工まま材に対して、再結晶温度以上１１００℃以下の熱処理後、２００℃以上再結晶温度以下の温度で時効処理がなされてもよい。これにより、転位芯ないしは拡張転位の積層欠陥にＭｏ等の溶質原子が引き付けられ転位を固着する、いわゆる静的ひずみ時効により、一層高い強度特性が得られる。
本発明のコバルトクロム合金素材は、上記コバルトクロム合金素材と同様の組成を有する合金インゴットを、高周波溶解にて作製し、１１００℃～１３００℃で熱間鍛造及び均質化処理をし、熱間圧延と切削加工により直径８ｍｍ、長さ２７０ｍｍの丸棒を作成することで得られる。
本発明の上記製造方法により、面心立方格子（ｆｃｃ）からなる結晶構造、または面心立方格子（ｆｃｃ）及び六方晶系格子（ｈｃｐ）からなる結晶構造を有し、結晶粒径の平均値は２～１５μｍであって、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．０以上１．０以下であることを特徴とするコバルトクロム合金部材が得られる。
本発明の第１の実施例は、本発明のコバルトクロム合金素材を用いて、チューブ状の部材としたものである。
即ち、上記のコバルトクロム合金素材を冷間加工する事で直径１．６ｍｍ、厚さ０．１ｍｍ，長さ１ｍのチューブ材を得た。このチューブ材がコバルトクロム合金加工まま材に相当する。さらにこのチューブ材に、所定の熱処理を施すことによって延性を付与して、チューブ材としてのコバルトクロム合金部材を得た。
即ち、上記のコバルトクロム合金素材を冷間加工する事で直径１．６ｍｍ、厚さ０．１ｍｍ，長さ１ｍのチューブ材を得た。このチューブ材がコバルトクロム合金加工まま材に相当する。さらにこのチューブ材に、所定の熱処理を施すことによって延性を付与して、チューブ材としてのコバルトクロム合金部材を得た。
本実施例に使用されたコバルトクロム合金素材の組成を表１に示す。単位は質量％である。
実施例１～４では、Ｃｒ２０質量％とＭｏ１０質量％と含有量を一定にし、Ｎｉの含有量に対しＣｏの含有量を変化させた。Ｎｉの含有量は、２３～３２質量％の範囲で変化させた。
比較例１～４では、比較材料として、それぞれ、市販されているＣｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－３５Ｎｉ合金（以下、単に「ＭＰ３５Ｎ合金」という）、Ｃｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－２０Ｎｉ合金、Ｃｏ－２０Ｃｒ－１５Ｗ－１０Ｎｉ合金（以下、単に「Ｌ６０５合金」という」）、ＳＵＳ３１６Ｌ（Ｈａｙｅｓ社製）を用いた。実施例１～４では、面心立方格子（ｆｃｃ）からなる結晶構造、または面心立方格子（ｆｃｃ）及び六方晶系格子（ｈｃｐ）からなる結晶構造を有することを確認している。
比較例１～４では、比較材料として、それぞれ、市販されているＣｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－３５Ｎｉ合金（以下、単に「ＭＰ３５Ｎ合金」という）、Ｃｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－２０Ｎｉ合金、Ｃｏ－２０Ｃｒ－１５Ｗ－１０Ｎｉ合金（以下、単に「Ｌ６０５合金」という」）、ＳＵＳ３１６Ｌ（Ｈａｙｅｓ社製）を用いた。実施例１～４では、面心立方格子（ｆｃｃ）からなる結晶構造、または面心立方格子（ｆｃｃ）及び六方晶系格子（ｈｃｐ）からなる結晶構造を有することを確認している。
棒状に熱間加工後、１２００℃で１分間熱処理をした実施例１～４の組成のコバルトクロム合金素材及び比較例１～４の組成の合金について、歪み振幅０．０１での低サイクル疲労試験を行った。
試験結果を図１に示した。実施例１～４では、いずれも疲労寿命が３０００回以上と良好であった。特に、２３質量％のＮｉ（実施例４）、２６質量％のＮｉ（実施例３）、２９質量％のＮｉ（実施例２）のコバルトクロム合金素材は、比較例１～４のいずれの既製品に比べ、低サイクル疲労寿命に改善が認められた。
また、棒状に熱間加工後、１２００℃で１分間熱処理をした実施例１～４の組成のコバルトクロム合金素材及び比較例１～４の組成の合金について、ヱイ・アンド・デイ製テンシロン引張試験機を用いて歪み速度２．５×１０－４ｓ－１で引張試験を実施し、その結果を表２に示した。実施例１～４に係るコバルトクロム合金素材では、８４８～８８６ＭＰａの引張強度を示し、ＭＰ３５Ｎ合金（比較例１）と同等のコバルトクロム合金特有の高い引張強度を示した。
図２は、コバルトクロム合金素材において、最も優れた疲労寿命を有する、実施例３に係るＣｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－２６Ｎｉ合金素材の冷間加工により作製したコバルトクロム合金加工まま材(上)、１０５０℃で５分間熱処理したコバルトクロム合金部材（下）としてのチューブの外観写真で、図２Ａは全体写真、図２Ｂは要部の拡大写真である。サイズは外径１．６ｍｍ、厚さ０．１ｍｍ、長さ９８０～１２８０ｍｍであり、良好な表面性状を有している。
図３は作製したＣｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－２６Ｎｉ合金のチューブ材であって、冷間加工あがりの状態のコバルトクロム合金加工まま材（以下、単に「加工まま材」ともいう）と、加工まま材に対して、６５０℃、７５０℃、８５０℃、９５０℃、１０５０℃で５分間熱処理をしたコバルトクロム合金部材（以下、単に「熱処理材」ともいう）製チューブの引張強度測定結果を示した図面で、横軸が歪［％］、縦軸が応力［ＭＰａ］を示している。引張試験は島津製作所製オートグラフを用い、試験速度１．２ｍｍ／ｓ、標点間距離１１０ｍｍで行った。
また表３には、図３から得られた０．２％耐力［ＭＰａ］、引張強度［ＭＰａ］、破断伸び［％］を示した。６５０℃、７５０℃で熱処理したもの（単に、「６５０℃、７５０℃熱処理材」等ともいう。）は加工まま材に比べて高い引張強度と低い延性を示した。８５０℃以上の温度で熱処理により引張強度は低下するが延性は高くなり、１０５０℃，５分の熱処理したものは破断伸び６３．７％、降伏応力が５６１．１ＭＰａ、引張強度は１０４０．６ＭＰａであった。
図４にＣｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－２６Ｎｉ合金のチューブ材についての、降伏応力（YS）、引張強度（UTS）、破断伸び（Total elongation：全伸び）と熱処理温度（Annealing temperature）の関係を示した。尚、降伏応力は０．２％耐力（σ０．２）として示した。熱処理温度が８５０℃以上になると降伏応力と引張強度が低下するとともに、破断伸びが顕著に大きくなる。
図５はＣｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－２６Ｎｉ合金のチューブ材（加工まま材）、及び６５０℃、７５０℃、８５０℃、９５０℃、１０５０℃で５分間熱処理をした熱処理材における降伏応力（σ０．２）と引張強度（σＵＴＳ）、破断伸び（Total elongation：全伸び）の値をＬ６０５合金の文献値（非特許文献２参照）と比較した図面である。縦軸は降伏応力と引張強度［ＭＰａ］、横軸は破断伸び歪み［％］である。実線が本実施例に係るコバルトクロム合金部材としてのチューブを示し、点線がＬ６０５合金チューブを示す。引張強度の文献値と比較すると、本発明のチューブの降伏応力は同程度の伸びを示すＬ６０５合金チューブよりも高い。また同程度の降伏応力を示すＬ６０５よりも大きな伸びを示す。また８５０℃以上の温度で５分間熱処理した材料はＬ６０５材と同程度の強度で、より大きな破断伸びを示す。
図５はＣｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－２６Ｎｉ合金のチューブ材（加工まま材）、及び６５０℃、７５０℃、８５０℃、９５０℃、１０５０℃で５分間熱処理をした熱処理材における降伏応力（σ０．２）と引張強度（σＵＴＳ）、破断伸び（Total elongation：全伸び）の値をＬ６０５合金の文献値（非特許文献２参照）と比較した図面である。縦軸は降伏応力と引張強度［ＭＰａ］、横軸は破断伸び歪み［％］である。実線が本実施例に係るコバルトクロム合金部材としてのチューブを示し、点線がＬ６０５合金チューブを示す。引張強度の文献値と比較すると、本発明のチューブの降伏応力は同程度の伸びを示すＬ６０５合金チューブよりも高い。また同程度の降伏応力を示すＬ６０５よりも大きな伸びを示す。また８５０℃以上の温度で５分間熱処理した材料はＬ６０５材と同程度の強度で、より大きな破断伸びを示す。
図６はＣｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－２６Ｎｉ合金素材をチューブ状に冷間加工した加工まま材、およびこれを６５０℃、７５０℃、８５０℃、９５０℃、１０５０℃の温度で５分間熱処理した熱処理材についての後方電子散乱回折（ＥＢＳＤ）法により得られたＩＱマップである。ＩＱマップとは、イメージクォリティーマップとも呼ばれ、結晶性の良し悪しを記すマップである。ＥＢＳＤパターンをＨｏｕｇｈ変換（直線を点に変換する手法）した際のＨｏｕｇｈ空間上のバンドを示すピークの強度をプロットしたもので、バンドが鮮明なほどパターンの発生領域の結晶性が良くＩＱは高い値をとる。
図６で線状に見えるのは結晶粒界または転位、積層欠陥などの結晶性の悪い領域である。加工まま材や、６５０℃、７５０℃熱処理材は転位密度が高く、加工組織が残存しているが、８５０℃以上の温度で熱処理した熱処理材は再結晶組織となっている。また熱処理温度が高くなると結晶粒径が大きくなっている。
図６で線状に見えるのは結晶粒界または転位、積層欠陥などの結晶性の悪い領域である。加工まま材や、６５０℃、７５０℃熱処理材は転位密度が高く、加工組織が残存しているが、８５０℃以上の温度で熱処理した熱処理材は再結晶組織となっている。また熱処理温度が高くなると結晶粒径が大きくなっている。
図７はＣｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－２６Ｎｉ合金素材をチューブ状に冷間加工した加工まま材およびこれを６５０℃、７５０℃、８５０℃、９５０℃、１０５０℃の温度で５分間熱処理した熱処理材についてのＥＢＳＤにより得られたＫＡＭ値を示すＫＡＭマップである。ＫＡＭ値は上記式（１）より算出され、図中の数値は視野内の平均のＫＡＭ値である。
加工まま材、６５０℃、７５０℃熱処理材は転位密度が高く、加工組織が残存しており平均のＫＡＭ値が１以上と高いが、８５０℃以上の温度で熱処理した熱処理材はＫＡＭ値が１以下と低く欠陥密度の低い再結晶組織となっている。また熱処理温度が高くなると結晶粒径が大きくなっている。
即ち、加工まま材のＫＡＭ値は、１．３２±０．７４であるのに対して、再結晶温度よりも低い温度である６５０℃熱処理材は１．２６±０．７１、７５０℃熱処理材は１．２５±０．６９である。他方で、再結晶温度よりも高い温度である８５０℃熱処理材は０．４８±０．３０、９５０℃熱処理材は０．４７±０．３０、１０５０℃熱処理材は０．３２±０．１５である。
加工まま材、６５０℃、７５０℃熱処理材は転位密度が高く、加工組織が残存しており平均のＫＡＭ値が１以上と高いが、８５０℃以上の温度で熱処理した熱処理材はＫＡＭ値が１以下と低く欠陥密度の低い再結晶組織となっている。また熱処理温度が高くなると結晶粒径が大きくなっている。
即ち、加工まま材のＫＡＭ値は、１．３２±０．７４であるのに対して、再結晶温度よりも低い温度である６５０℃熱処理材は１．２６±０．７１、７５０℃熱処理材は１．２５±０．６９である。他方で、再結晶温度よりも高い温度である８５０℃熱処理材は０．４８±０．３０、９５０℃熱処理材は０．４７±０．３０、１０５０℃熱処理材は０．３２±０．１５である。
図８はＣｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－２６Ｎｉ合金素材をチューブ状に冷間加工した加工まま材、およびこれを６５０℃、７５０℃、８５０℃、９５０℃、１０５０℃の温度で５分間熱処理した熱処理材の結晶粒径を示した。結晶粒径は、ＥＢＳＤで測定した結晶方位マップ（指定した結晶方位の分布状況を示すマップ）から算出した。
加工まま材の平均結晶粒径は、５．１μｍであるのに対して、再結晶温度よりも低い温度である６５０℃熱処理材は５．３μｍ、７５０℃熱処理材は４．３μｍである。他方で、再結晶温度よりも高い温度である８５０℃熱処理材は２．３μｍ、９５０℃熱処理材は３．２μｍ、１０５０℃熱処理材は７．６μｍである。８５０℃の熱処理では再結晶により２．３μｍの微細な結晶粒が得られている。
加工まま材の平均結晶粒径は、５．１μｍであるのに対して、再結晶温度よりも低い温度である６５０℃熱処理材は５．３μｍ、７５０℃熱処理材は４．３μｍである。他方で、再結晶温度よりも高い温度である８５０℃熱処理材は２．３μｍ、９５０℃熱処理材は３．２μｍ、１０５０℃熱処理材は７．６μｍである。８５０℃の熱処理では再結晶により２．３μｍの微細な結晶粒が得られている。
本発明の第２の実施例は、本発明の実施例３のコバルトクロム合金素材を用いて、ワイヤー状の部材としたものである。即ち、コバルトクロム合金素材について、冷間加工により、直径０．５ｍｍ、長さ１ｍのワイヤー材を得た。このワイヤー材がコバルトクロム合金加工まま材に相当する。さらにこのワイヤー材に、所定の熱処理を施すことによって延性を付与して、ワイヤー材としてのコバルトクロム合金部材を得た。
図９は冷間加工で作製したワイヤー状のコバルトクロム加工まま材の外観の写真で、図９Ａは全体写真、図９Ｂは要部の拡大写真である。直径０．５ｍｍ、長さは１０００ｍｍであり、良好な外観を呈している。
図９は冷間加工で作製したワイヤー状のコバルトクロム加工まま材の外観の写真で、図９Ａは全体写真、図９Ｂは要部の拡大写真である。直径０．５ｍｍ、長さは１０００ｍｍであり、良好な外観を呈している。
図１０は、作製したＣｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－２６Ｎｉ合金素材をワイヤー状に冷間加工したコバルトクロム加工まま材に対して、６５０℃、８５０℃、１０５０℃で５分間保持の熱処理をした熱処理材について、引張強度測定結果を示した図面で、横軸が歪［％］、縦軸が応力［ＭＰａ］を示している。引張試験は島津製作所製オートグラフを用い、試験速度１．２ｍｍ／ｓ、標点間距離１１０ｍｍで行った。同条件にて作製されたＮｏ．１，２では、同様の結果が得られた。
表４は本発明のワイヤー状に冷間加工したコバルトクロム合金加工まま材、およびこのワイヤー状の加工まま材に対して、４５０℃、６５０℃、８５０℃、１０５０℃で５分間熱処理をしたコバルトクロム合金部材としてのワイヤー、並びに比較材ワイヤーの引張強度［ＭＰａ］と破断伸び［％］を示したものである。
表５は、本発明の一実施例にかかるコバルトクロム合金部材としてのワイヤーの引張強度と破断伸びのＳＵＳ３１６Ｌ、Ｌ６０５合金、およびＭＰ３５Ｎ合金との比較である。表５で作製したコバルトクロム合金部材は、表４で作製したコバルトクロム合金部材と同様の条件により作製され、同様の結果が得られた。
比較例 ＳＵＳ３１６Ｌ：引張強度４８０ＭＰａ、破断伸び４０％、
表５中の「比較例Ｌ６０５」及び「比較例ＭＰ３５Ｎ」の数値（％）は、冷間加工率を示す。
表５中の「比較例Ｌ６０５」及び「比較例ＭＰ３５Ｎ」の数値（％）は、冷間加工率を示す。
本発明の一実施例にかかるコバルトクロム合金部材としてのワイヤーは、ガイドワイヤーとして最も広く用いられているＳＵＳ３１６Ｌを上回る強度を示し、Ｌ６０５合金及びＭＰ３５Ｎのワイヤーとは同程度の引張強度と破断伸びを示した（図１０、表５）。
図１１にはＣｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－２６Ｎｉ合金ワイヤーについて降伏応力、引張強度、破断伸びと熱処理温度の関係を示した。熱処理温度が８５０℃以上になると降伏応力と引張強度が低下するとともに、破断伸びが顕著に大きくなる。
図１２にはＣｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－２６Ｎｉ合金素材をワイヤー状に冷間加工した加工まま材、およびこれを４５０℃、６５０℃、８５０℃、１０５０℃の温度で５分間熱処理した熱処理材についてのＥＢＳＤにより得られたＩＱマップである。加工まま材、４５０℃、６５０℃熱処理材は転位密度が高く、加工組織が残存しているが、８５０℃以上の温度で熱処理した熱処理材は再結晶組織となっている。また熱処理温度が高くなると結晶粒径が大きくなっている。
図１３にはＣｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－２６Ｎｉ合金素材をワイヤー状に冷間加工した加工まま材、およびこれを４５０℃、６５０℃、８５０℃、１０５０℃の温度で５分間熱処理した熱処理材についてのＥＢＳＤにより得られたＫＡＭマップである。
即ち、加工まま材のＫＡＭ値は、１．７６±０．９３であるのに対して、再結晶温度よりも低い温度である４５０℃熱処理材は２．３４±１．０７、６５０℃熱処理材は２．０４±１．０５である。他方で、再結晶温度よりも高い温度である８５０℃熱処理材は０．３３±０．４３、１０５０℃熱処理材は０．９６±０．６１である。
加工まま材、４５０℃、６５０℃熱処理材はＫＡＭ値が１．７６～２．０１と高く、転位密度が高く、加工組織が残存しているが、再結晶温度よりも高い温度である８５０℃以上の温度で熱処理した試料はＫＡＭ値が１以下に低下しており、転位などの欠陥の密度が低下している。
即ち、加工まま材のＫＡＭ値は、１．７６±０．９３であるのに対して、再結晶温度よりも低い温度である４５０℃熱処理材は２．３４±１．０７、６５０℃熱処理材は２．０４±１．０５である。他方で、再結晶温度よりも高い温度である８５０℃熱処理材は０．３３±０．４３、１０５０℃熱処理材は０．９６±０．６１である。
加工まま材、４５０℃、６５０℃熱処理材はＫＡＭ値が１．７６～２．０１と高く、転位密度が高く、加工組織が残存しているが、再結晶温度よりも高い温度である８５０℃以上の温度で熱処理した試料はＫＡＭ値が１以下に低下しており、転位などの欠陥の密度が低下している。
図１４はＣｏ－２０Ｃｒ－１０Ｍｏ－２６Ｎｉ合金素材をチューブ状に冷間加工した加工まま材とこれを４５０℃、６５０℃、８５０℃、１０５０℃の温度で５分間熱処理した熱処理材について、ＥＢＳＤで測定した結晶方位マップから算出した結晶粒径を示した。
即ち、加工まま材の平均結晶粒径は、９．０４μｍであるのに対して、再結晶温度よりも低い温度である４５０℃熱処理材は１０．３μｍ、６５０℃熱処理材は７．７８μｍである。他方で、再結晶温度よりも高い温度である８５０℃熱処理材は４．４３μｍ、１０５０℃熱処理材は１２．１μｍである。再結晶温度よりも高い温度である８５０℃の熱処理では再結晶により４．４μｍの微細な結晶粒が得られている。
即ち、加工まま材の平均結晶粒径は、９．０４μｍであるのに対して、再結晶温度よりも低い温度である４５０℃熱処理材は１０．３μｍ、６５０℃熱処理材は７．７８μｍである。他方で、再結晶温度よりも高い温度である８５０℃熱処理材は４．４３μｍ、１０５０℃熱処理材は１２．１μｍである。再結晶温度よりも高い温度である８５０℃の熱処理では再結晶により４．４μｍの微細な結晶粒が得られている。
以上詳細に説明したように、本発明の合金組成を有するコバルトクロム合金素材を冷間加工により、チューブやワイヤーのような所定形状に作製してから、コバルト合金素材の再結晶温度を超える熱処理をすることで高強度と高延性を有するコバルトクロム合金部材が得られる。このようなコバルトクロム合金部材は、疲労寿命の長いコバルトクロム合金部材を用いている関係で、医療用デバイス、ガスタービン用デバイス、又はその他の産業機器用デバイスでの利用に適している。
医療用デバイスとしては、ステント、カテーテル、締結ケーブル、ガイドロッド、整形外科用ケーブル、心臓弁、インプラント等の体内留置型医療用デバイスがある。その他の医療用デバイスとしては、骨ドリルビットや胆石の除去用ワイヤーとしても使用できる。
ガスタービン用デバイスとしては、尾筒、燃焼筒、スプレーバー、フレームホルダー、アフターバーナー、テールパイプなどの航空用および産業用ガスタービンエンジンの燃焼器および排気構成部品がある。産業機器用デバイスとしては、廃棄物焼却炉、ボイラ、高温反応容器および回転式仮焼炉、並びに石油化学製品の製造プラントおよび合成ガスプラントに用いられる。
ガスタービン用デバイスとしては、尾筒、燃焼筒、スプレーバー、フレームホルダー、アフターバーナー、テールパイプなどの航空用および産業用ガスタービンエンジンの燃焼器および排気構成部品がある。産業機器用デバイスとしては、廃棄物焼却炉、ボイラ、高温反応容器および回転式仮焼炉、並びに石油化学製品の製造プラントおよび合成ガスプラントに用いられる。
Claims (12)
- 質量％で、Ｎｉが２３～３２％、Ｃｏが３７～４８％、Ｍｏが８～１２％であって、残部にＣｒと不可避不純物が含まれると共に、
２０≦［Ｃｒ％］＋［Ｍｏ％］＋［不可避不純物％］≦４０、
を満たす組成からなり、
面心立方格子（ｆｃｃ）からなる結晶構造、または面心立方格子（ｆｃｃ）及び六方晶系格子（ｈｃｐ）からなる結晶構造を有し、結晶粒径の平均値は２～１５μｍであって、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．０以上１．０以下であると共に、
引張強度が８００～１２００ＭＰａ、かつ破断伸びが３０～８０％を示す
コバルトクロム合金部材。 - 前記組成からなるコバルトクロム合金素材を所定形状に冷間で塑性加工したコバルトクロム合金加工まま材に対して、前記コバルトクロム合金素材の再結晶温度を超える熱処理温度で熱処理して得られる
請求項１に記載のコバルトクロム合金部材。 - 質量％で、Ｎｉが２５～２９％、Ｃｏが３７～４８％、Ｍｏが９～１１％であって、残部にＣｒと不可避不純物が含まれると共に、
２３≦［Ｃｒ％］＋［Ｍｏ％］＋［不可避不純物％］≦３８、
を満たす組成からなる
請求項１又は２に記載のコバルトクロム合金部材。 - 前記組成からなるコバルトクロム合金素材を所定形状に冷間で塑性加工したコバルトクロム合金加工まま材に対して、前記コバルトクロム合金素材の再結晶温度を超える熱処理温度で熱処理として、８００℃以上１１００℃以下で、１分以上６０分間以下で熱処理して得られる
請求項３に記載のコバルトクロム合金部材。 - 前記不可避不純物は、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｎｂ、Ｗ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｂ、およびＣの含有量が質量％で、Ｔｉが１．０％以下、Ｍｎが１．０％以下、Ｆｅが１．０％以下、Ｎｂが１．０％以下、Ｗが１．０％以下、Ａｌが０．５％以下、Ｚｒが０．１％以下、Ｂが０．０１％以下およびＣが０．１％以下である
請求項１乃至４の何れか１項に記載のコバルトクロム合金部材。 - 前記冷間で塑性加工された所定形状はチューブ状であり、
結晶粒径の平均値は２～１５μｍであって、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．１以上０．８以下であると共に、
引張強度が１０００～１２００ＭＰａ、かつ破断伸びが３０～８０％を示す
請求項１乃至５の何れか１項に記載のコバルトクロム合金部材。 - 前記冷間で塑性加工された所定形状はワイヤー状であり、
結晶粒径の平均値は４～１５μｍであって、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．０以上１．０以下であると共に、
引張強度が１０００～１２００ＭＰａ、かつ破断伸びが３０～６０％を示す
請求項１乃至５の何れか１項に記載のコバルトクロム合金部材。 - 請求項１乃至７の何れか１項に記載のコバルトクロム合金部材を使用したデバイス。
- 前記デバイスは、ステント、チューブ、ワイヤー、インプラントの何れかの医療用デバイスである
請求項８に記載のデバイス。 - 前記デバイスは、尾筒、燃焼筒、スプレーバー、フレームホルダー、アフターバーナー、テールパイプなどの航空用および産業用ガスタービンエンジンの燃焼器および排気構成部品の何れかのガスタービン用デバイスである
請求項８に記載のデバイス。 - 前記デバイスは、廃棄物焼却炉、ボイラ、高温反応容器および回転式仮焼炉、並びに石油化学製品の製造プラントおよび合成ガスプラントでの用途の産業機器用デバイスである
請求項８に記載のデバイス。 - 質量％で、Ｎｉが２３～３２％、Ｃｏが３７～４８％、Ｍｏが８～１２％であって、残部にＣｒと不可避不純物が含まれると共に、
２０≦［Ｃｒ％］＋［Ｍｏ％］＋［不可避不純物％］≦４０、
を満たす組成からなるコバルトクロム合金素材を準備し、
前記準備したコバルトクロム合金素材を１１００℃～１３００℃で均質化処理し、
前記均質化処理したコバルトクロム合金素材を、チューブ状又はワイヤー状に冷間で塑性加工を施し、コバルトクロム合金加工まま材を得て、
前記冷間で塑性加工されたコバルトクロム合金加工まま材に対して、前記コバルトクロム合金素材の再結晶温度を超え１１００℃以下で、１分以上６０分間以下の熱処理を行ない、面心立方格子（ｆｃｃ）からなる結晶構造、または面心立方格子（ｆｃｃ）及び六方晶系格子（ｈｃｐ）からなる結晶構造を有し、結晶粒径の平均値は２～１５μｍであって、局所的な結晶方位変化量（ＫＡＭ値）が０．０以上１．０以下であることを特徴とするコバルトクロム合金部材を得る
コバルトクロム合金部材の製造方法。
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| WO2022014564A1 (ja) * | 2020-07-17 | 2022-01-20 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | コバルトクロム合金部材及びその製造方法、並びに医療用又は航空宇宙用デバイス |
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- 2022-08-22 WO PCT/JP2022/031532 patent/WO2023027012A1/ja unknown
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| ENP | Entry into the national phase |
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