JPH03146631A - ガス霧化により製造される分散強化コバルト―クロム―モリブデン合金から製造される人工補装具 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は実質的な割合のクロムおよびモリブデンを他の
合金成分、特に酸化物の微細分散を与える成分と共に含
有し、ガス霧化法（ｇａｓ　ａｔｏ＋ｗｉｚａｔｉｏｎ
　）により製造される、コバルトを基体とする合金から
製造される人工補装具に関する。

本発明の合金は当技術分野で“スーパーアロイ°゛とし
て知られている群に含まれる。

“スーパーアロイ”°という語は、特に高い強度、良好
な機械的特性および耐食性ならびに安定なミクロ組織を
備えた合金を一般に表わす技術用語である。特に興味深
いものは、きわめて高い温度での熱処理ののち高い強度
特性（および安定なミクロ＆Ｉｌ織）をさらに保存する
合金である。

既知のバイタリウム（Ｖｉｔａｌｌｉｕｍ、登録商標）
合金は多数の整形外科用品として有効に用いられている
耐食性の高いコバルト／クロム合金である。

バイタリウム合金の一般的組成は下記のものである 元−素　　　　　　　Ｉｔに 炭素　　　０．２５ ケイ素　　　　　　０．７５ マンガン　　　　　０．７０ クロム　　　　　　２８．００ モリブデン　　　　５．５０ コバルト　　　　　６４．８０ バイタリウム合金はその多数の好ましい特性は、たとえ
ば高い周囲温度強度および疲れ強さ、耐摩耗性、生物適
合性、ならびに特に耐食性のため整形外科用に、特に人
工補装具として広く用いられている、整形外科用移植材
料の分野で特に有用な開発は、移植体の固着性を高める
ためにバイタリウム合金の表面に多層の球状バイタリウ
ム合金の形の多孔質被膜を施すことである。しかし多孔
質鋳 被膜の出現によって焼結に必要な高温のため鍛造バイタ
リウム合金の疲れ強さが若干失われる可能性がある。従
って、疲れ強さが最大となる股関節移植体用のバイクリ
ラム型合金を掃供する必要がある。

一定の合金の特性はその組成、および各種合金成分が最
終合金に形成される様式に依存することは知られている
０合金製造の一方法は°“機械的合金法”°として知ら
れ、この方法は均一に分散した酸化物を含む均質複合粒
子を製造するのに理想的である。この方法は“機械的合
金法による分散強化スーパーアロイ”と題する雑文（ジ
ジイ・ニス・ベンジャミン、メタルルジカル・トランザ
クションズ、１巻、１９７０年１０月、２９４３頁）に
記載されている。

米国特許第３，５９１，３６２号明細書（１９７１年７
月６日発行、ジョン・ニス・ベンジャミン）に、機械的
合金法により製造された複合合金粉末が示されている。

合金組成物にある種の選ばれた酸化物を含有させること
によって最終合金の特性を改良することができ、機械的
合金法により製造された酸化物分散強化（ｏ、ｏ、ｓ、
）スーパーアロイは、熱的損傷に抵抗しかつ合金の設計
に際していっそう大きな自由度を与える安定な酸化物の
分散物が存在することにより高温強度および安定性を示
す。

たとえば、Ｏ，Ｄ、Ｓ、機械的合金法により製造された
改良コバルト−クロムスーパーアロイは、バイタリウム
合金に一般的な高い耐食性のみではなく、優れた室温強
度（引張りおよび疲れ）特性をも備えており、これらの
特性は過酷な温度条件に暴露されたのちも実質的に保有
される。しかし、この改良された合金は優れた強度特性
および高温安定性を備えており、これによりいかなる先
行技術の合金よりもきわめて優れたものとなってはいる
が、これは一般の高温作業用としては延性が不十分であ
る。

意外にも本発明者らは、少量の酸化物および窒化物を含
む合金を上記の機械的合金法ではなくガス霧化および適
切な熱的機械的処理により製造すると、大幅に高められ
た延性および結果的に良好な高温作業性を備えた合金が
得られることを見出した。

金属のガス霧化法は特定の粉末特性、たとえば特定の平
均粒度、粒度分布、および粒子形状を備えた合金粉末を
製造するための既知の方法である。

休 これらの特性は粉末の圧縮により製造される回走合金の
機械的特性に影響を与える。−船釣なガス霧化法はたと
えばＡＳＭハンドブック１．第９版、７巻、粉末冶金学
、２５〜３８頁（米国金属学会、オハイオ州メタルズ・
パーク、１９８４年）に記載されている。

本発明によれば、高温処理後に微細な等軸結島構造をも
つ、高強度、耐食性、高温安定性、生物適合性のある延
性合金を鍛造することにより製造される人工補装具であ
って、ガス霧化により製造され、本質的に下記の重量％
組成 クロム　　　　　　　２６−３０ モリブデン　　　　　５−７ マンガン　　　　　　１以下 ケイ素　　　　　　　１以下 鉄　　　　　　　　　０．７５以下 ニッケル　　　　　　１．０以下 炭素　　　　　　　　０．３５以下 窒素　　　　　　　　０．３０以下 酸素　　　　　　　　０．００３−０．２０酸化物形成
金属　　　０．０３−２．０からなり、残部は痕跡量の
付随する不純物を除いてコバルトであり；上記において
酸化物形成金属はマグネシウム、カルシウム、アルミニ
ウム、イツトリウム、ランタン、チタン及びジルコニウ
ムからなる群から選択された金属であり、これは高温安
定性、非成長性の微細な酸化物粒子を形成し、この酸化
物はマトリックス金属の酸化物よりも大きな生成の自由
エネルギーをもち、分散相中に存在し；この合金がガス
霧化による製造、熱的機械的処理及びさらに高温処理の
のち１１０３〜１３９７９Ｐａ（１６０〜２００ｋｓｉ
）の極限引張強さ、５１７〜６９０ＭＰａ　（７５〜１
００ｋｓｉ）の０．２％オフセント降伏強さ、３７〜６
０％の伸び、及び１０７サイクル（回転ビーム）におい
て４８３〜６５５ＭＰａ（７０〜９５ｋｓｉ）の疲れ強
さをもつ、前記人工補装具が提供される。

ここで用いられる“痕跡量の付随する不純物”という表
現は、目的とする合金成分の純度がいかなるものであっ
ても少量保有されるのが避けられないがその存在が最終
合金の特性に実質的な影響を与えることはない物質を意
味するものとする。

人工補装具の製造に用いられる実際の方法は、好ましく
は標準的な鍛造法、たとえば股関節幹の製造に慣用され
るものである６本発明の特に好ましい形態は前記により
製造された、多孔質被膜を施された人工補装具である０
代表的な人工補装具の例は人工股関節である。

本発明方法により製造されたＯＤＳ合金において微細な
酸化物分散物を与える酸化物は、マトリックス金属、す
なわちコバルト−クロム−モリブデン基体金属よりも大
きな生成の自由エネルギーをもつ耐火性酸化物である。

さらに酸化物は分散相中で非成長性の微粒子を形成すべ
く調製されなければならない、適切な耐火性酸化物の例
はマグネシウム、カルシウム、アルミニウム、イツトリ
ウム、ランタン、チタン及びジルコニウムの酸化物であ
る。好ましい耐火性酸化物形成金属はアルミニウム、ラ
ンタンおよびイツトリウムである。特に好ましい本発明
の合金は、酸化物形成金属がアルミニウム、ランタンま
たはそれらの混合物であるものである。

微細な酸化物分散物の存在により合金が強化され、ガス
霧化による製造および熱的機械的処理によって延性が高
められる。得られる改良合金をこ本発明の好ましい形態
は、 重量％組成が クロム モリブデン マンガン 会み造された合金の ２６．４７−２７．２７ ５．５０−６．０１ ０．７３−０．７８ ケイ素　　　　　　　　０．７０−０゜７１鉄　　　　
　　　　　　　　　０．０６６−０．５２０ニッケル　
　　　　　　０．００２−０．１８７炭素　　　　　　
　　　０．０９−０．１１窒素　　　　　　　　　０．
１０−０．２６酸素　　　　　　　　０．００３５−０
．０１６アルミニウム　　　　　　０．４０−０．８１
ランタン　　　　　　　　０．１５以下であり、残部は
痕跡量の付随する不純物を除き、コバルトである、前記
の高強度、耐食性、高温室本発明の特に好ま 金の重量％組成が クロム モリブデン マンガン ケイ素 鉄 ニッケル 炭素 しい形態は、含翰造された合 ２７．２４ ５．９７ ０．７４ ０．７１ Ｏ；２１５ ０．０５３ ０、Ｏ９ 窒素　　　　　　　　０．２１ 酸素　　　　　　　　０．００３８ アルミニウム　　　　　０．４５ ランタン　　　　　　　０．０２２ であり、残部が痕跡量の付随する不純物を除いてコバル
トであり、ガス霧化による製造、熱的機械的処理、およ
びさらに高温処理後に５８．７％の伸び％組成が クロム モリブデン マンガン ケイ素 鉄 ニッケル 炭素 窒素 酸素 アルミニウム ２６．８１ ５．９７ ０．７４ ０．７０ ０．５２ ０、０９４ ０．０９ ０．２２ ０．０１４２ ０．４７ ランタン　　　　　　　０．１５ であり、残部が痕跡量の付随する不純物を除いてコバル
トであり、ガス霧化による製造、熱的機械的処理、およ
びさらに高温処理後に５１．０％の伸びの示すものであ
る人工補装具である。

本発明の高強度、耐食性、高温安定性、延性のＣＡＤＳ
合金はガス霧化により粉末状で製造され、得られる粉末
が熱的機械的処理により圧縮されて固体合金が得られ、
これをたとえば鍛造により加工して人工補装具を製造す
ることができる。

ガス霧化は目的とする合金成分をたとえば実質的に窒素
、不活性ガスまたはそれらの混合物からなる雰囲気下に
誘導溶融することにより溶融させることによって行われ
る０合金成分は混合物に前記の順序で装入される０次い
で溶融して混合物を当技術分野で知られているガス霧化
法に従ってガス霧化する。

ガス霧化を実施するのに適した装置を添付の図面に概略
的に示す。

添付の図面は、本発明に従ってガス霧化処理を行うのに
適した装置の断面概略図である。

図面に示した装置は溶融室１からなり、ここに炉２が含
まれ、ここで合金成分が窒素雰囲気下に溶融されて溶融
混合物３を形成する。炉から溶融物はタンプッシュ４へ
注入され、これから出る溶融混合物流はノズル５により
制御されて排出流６となり、霧化帯域７で終結する。溶
融金属の霧化は、プレナム８から供給され、高圧（たと
えば７００〜７５０ｐ、ｓ、ｉ、）下にノズル９を通っ
て霧化帯域へ供給される不活性ガス（たとえば窒素）に
よって行われ、これは霧化帯域で熔融合金を霧化して均
質な粉末１０となし、これは微粒子カーテンとして垂あ 直塔１１内を塔の基底に寄る液体窒素で冷却された採集
車１２へ下降する。ガスは垂直塔の側壁にある排気管１
３を通って排出される。

以下の実施例および実験結果は本発明によるＣＡＤＳ合
金の製造および試験を示す。

実施例１ 下記の重量％組成をもつ合金を与える合金成分の１５’
（］ボンド（約６８ｋｇ）混合物を以下の方法により窒
素雰囲気下で誘導溶融した。

クロム　　　　　　　２６．４７ モリブデン　　　　　　５．５ マンガン　　　　　　　０．７８ ケイ素　　　　　　　０．７１ アルミニウム　　　　　０．４０ ニッケル　　　　　　０．００２ 鉄　　　　　　　　　　　　　０．０６６炭素　　　　
　　　　　０．０９ 酸素　　　　　　　　　０．０１６ 窒素　　　　　　　　　０．ｌＯ ランタン　　　　　　　０．０４ コバルト　　　　　　　残　部 コバルト、クロム、モリブデンおよび炭素の原料成分を
炉に装填した（図面参照）、＆ｌ成物の最終分析に際し
て現われる鉄およびニッケルは故意に添加したものでは
なく、コバルトおよびクロムを含有する合金には常に少
量存在する点を留意すべきである６本発明の合金、特に
人工補装具に用いられるものの場合、ニッケル含量は可
能な限り低く保たれる。

上記装填物を入れた炉を２５０μ曙の圧力にまで排気し
、次いで０．５気圧の窒素を送入した。

合金粉末を１４８２℃（２７００″Ｆ）の温度で誘導溶
融させた。

マンガンおよびケイ素成分を溶融物に添加した。

溶融物の温度を調べ、約１５１０℃（２７５０°Ｆ）以
下に保った。

アルミニウムどよびランタンを溶融物に添加した。

アルミニウムおよびランタンを合金混合物中で溶融させ
た直後に溶融混合物をタンプッシュ（図面参照）に注入
し、溶融物をノズルから送り出し、約７００ｐ、ｓ、ｉ
、　（約４９ｋｇ／ｃｄ）の圧力のアルゴンガスで霧化
した。

篩分けして粗大な＋６０メツシユの粒子を除いたのち、
上記で製造されたガス霧化粉末を軟鋼製の缶に充填し、
次いテコれを２０４°Ｃ（４００°Ｆ）テ１０ミクロン
／分の漏出速度に排気し、密封した０次いでコ°ノ合金
を１４００　）　７（７）プレス中テ１１２ｔ’ｃ　（
２０５０’Ｆ）または１１７７°Ｃ（２１５０°Ｆ）の
温度において押出比９：ｌで押出した。いずれの場合も
押出しの前にビレットを押出し温度に４時間加熱した。

潤滑処理は油を基剤とするグラファイトにより行われた
。いずれの温度においても押出しに際して問題は起こら
なかった。いずれの場合も押出棒の寸法は軟鋼缶材料を
含めて直径３８．１ｍ（１，５インチ）であった。

次いで押出棒を酸洗いして缶材料を除去し、熱加工用に
調製した。

押出し後に棒を熱スェージ加工および鍛造し、合金の熱
加工性を評価した。

現在、鍛造高力（Ｆｉｌｓ、登録商標）バイクリラム合
金から鍛造股関節人工補装具の製造に採用されているも
のと同一の操作順序により上記の合金を加工した。

押出された棒を長さ約２２インチ（約５６ＣＩｌ）の実
質的に等しい２片に切断し、各月を８７１°Ｃ（１６０
０°Ｆ）に０．５時間およびスェージ加工温度に１時間
予熱したのちそれぞれ約１０６６℃（１９５０°Ｐ）お
よび１１２１°Ｃ（２０５０°Ｆ）で１時間、スェージ
加工した。押出棒は３４．９＋＋＋ｍ（１，３７５イン
チ）から、４種のバスすなわち３１．７ｍｍ（１，２４
８インチ）、２７．７ｍｍ（１，０８９インチ）、２３
．６＋＋ａ＋＋（０，９２９インチ）、次いで２１．０
＋ｍ５（０，８２５インチ）を採用してスェージ加工さ
れ、その際各パス後に再加熱を行った。

１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）および１１２１°Ｃ（２
０５０°Ｆ）でスェージ加工した棒をそれぞれ１盛６６
°Ｃ（１９５０°Ｆ）および１１２１″Ｃ（２０５０°
Ｆ）で、ＦＨＳハイタリウム合金に関する標準的な股関
節幹人工補装具鍛造法を採用して鍛造した。

合金粉末の組成、および鍛造された合金の金属組繊学的
特性および強度特性を評価し、結果を下記の手順に従っ
て判定した。

このＣＡＤＳ合金粉末の組成（％）は先きに示した。

主な合金元素の含量は、外科用移植体の製造に用いられ
るコバルト−クロム−モリブデン合金に関する下記の化
学組成制限を示したＡＳＴＭ　Ｆ７９９−８２明細の範
囲内に含まれる。

化２１■したＥ住 クロム　　　　２６．０　　　　３０．０モリブデン　
　　５７ ニッケル　　　　　　　　　　　１．０鉄　　　　　　
　　　　　　　　　　　　０．５炭素　　　　　　　　
　　　　　０．３５ケイ素　　　　　　　　　　　１．
０ マンガン　　　　　　　　　　　１．０炭素（Ｎ）　　
　　　　　　　　　　　０．２５＾コバル　瑯 Ａ　　Ｎ＜０．１０の場合は報告する必要がない。

８１００％と他の明示した元素の総％の差にほぼ等しい
、差によるコバルト％は報告する必要がない。

実施例１０合金と一般のＦＨｓバイタリウムさの組成の
差はアルミニウムおよびランタンが存在すること、なら
びにニッケル含量が低いことである。

アルミニウムおよびランタン（酸化物形成元素）霧化の
前に溶融混合物に故意に添加された。低いニッケル含量
は原料を慎重に選ぶことにより達成された。窒素含量は
目的とする最適量（約ｏ、２２％）よりも若干低く、こ
れはアルゴン霧化による予想外の窒素損失によるもので
あった。以下の実施例においては窒素含量は窒素霧化法
を採用することにより０．２１〜０．２６重量％の範囲
内に保たれた。ガス霧化された粉末の篩分析は下記のと
おりであった。

１２　　　２８　　　　３０　　　　１６　　　　　８
　　　　６実際の一６０メツシュの粉末収率は最初の原
料１５０ボンド（約６８ｋｇ　）から約５５％であった
。

粉末のミクロ組織検査により、樹木状ａｍを含む球状粒
子であることが示された。

このＧＡＤＳ合金を押出により圧縮し、スェージ加工お
よび鍛造により熱的機械的に処理して最終的な鍛造股関
節幹にすることができた。これはこの合金が良好な加工
性をもつことを示す。

結晶粒組織を観察するために、鍛造股関節幹につき、鍛
造し放しで焼結サイクル〔２時間／１２１Ｂ’Ｃ（２２
２５°Ｆ）　＋０．５時間／１２９３°Ｃ（２３６０°
Ｆ））および〔２時間／１２１８°Ｃ（２２２５°Ｆ）
＋０．５時間／１３４３°Ｃ（２４５０°Ｆ））処理条
件でミクロＩＪｌｌａ検査を行った。

金属ｍ識字的検査試料を９５％塩酸および５％過酸化水
素（３０％）中でエツチングした。

鍛造し放しのＧＡＤＳ合金のミクロ組織を鋳造およびＦ
ＨＳパイタリウム合金のものと比較した。ＧＡＤＳおよ
びＦＨＳバイタリウム合金は共に微細な等軸結島構造Ａ
ＳＴＭ＃１０および９を示した。これらはそれぞれ、合
金が熱加工中に再結晶したことを示す変形双晶を含んで
いた。これに対し鋳造合金はインベストメント鋳造に特
徴的なきわめて粗大な樹木状組織をもつ。

焼結サイクル熱処理後にこれら３種の合金間の差は最も
著しくなった。　ＦＨＳパイタリウム合金および鋳造パ
イタリウム合金はともに焼結温度に暴露されたのち著し
いミクロ組織変化を生じたが、ＣＡＤＳ合金は実際上未
変化のままであった。

ＣＡＤＳ合金はなお微細な等軸結島構造（ＡＳＴＭ＃　
８　）を示したが、ＦＨＳバイタリウム合金の場合は著
しい結晶粒成長が起こった（ＡＳＴＭ＃　１　）、鋳造
パイタリウム合金については、鋳造材料を強化する樹木
状炭化物が熔解し、または溶融し始めていた。

試験によって、ＣＡＤＳ合金は有意の結晶粒構造の変化
なしに１３４３’Ｃ（２４５０°Ｆ）に焼鈍しうろこと
も示された。これらの結果はこの合金が熱安定性である
ことを示す。これは結晶粒成長に対する抑制剤として作
用する酸化物および窒化物による。

１０６６°Ｃ（１９５０°Ｆ）および１１２１’Ｃ（２
０５０°Ｆ）で鍛造したＧＡ［ｌＳ合金間には有意の結
晶粒組織の差は認められなかった。

鍛造し放し、焼結サイクル処理、および多孔質被覆の各
条件下で片持ちぼり折曲げ疲れ試験を行った。この試験
は空気中で３０）１ｚにおいてジンターフまたはＥＳＨ
疲れ試験機（Ａ＝１）により行われた。

結果を下記の表Ｉに示す。

上記のデータはＣＡＤＳ合金が焼結条件下で鋳造および
ＦＨＳパイタリウム合金よりも強靭である（約２倍）こ
とを示す。

回転ビーム式疲れ試験を鍛造し放しおよび焼結サイクル
処理の各条件で行った。データを下記の表■に示す。

金−主 試１１目Ｅ号 条−件 注釈： （１）　　この試験はより低い応力水準においてランア
試験片を用いて行われた。

（２）　　１２１８°Ｃ（２２２５°Ｆ）で１時間。

（３）　　ＲＯ＝ランアウト（１０００万回まで破損な
し）。

（４）　　ＧＳＦ＝ゲージセクション破損。

（５）疲れ限界 試験片Ｎ（Ｌｌ、２．６および７は１０６６°Ｃ（１９
５０°Ｆ）て試験片３．４．５は１１２１°Ｃ（２０５
０°Ｆ）で鍛造された表−ｊＬｌｌ 応 力 サイクル ２４ （４７） １０．０００ ＲＯ（３１＋Ｓ） ′ウ ドした ：鍛造された。

上記のデータをＦＩＩＳバイタリウム合金および鋳造バ
イタリウム合金について得たデータと比較すると、鍛造
し放しのＣＡＤＳ合金が疲れ強さにおいてＦＩＩＳバイ
タリウム合金に匹敵し、鋳造ハイタリウム合金よりも強
いことが示される。焼結した状態では、ＣＡＤＳ合金は
鋳造およびＦＨＳバイタリウム合金よりも大幅に強く、
これは片持ちぼり疲れ試験において得たデータと一致す
る。多孔質被覆条件下では、ＣＡＤＳ合金の疲れ強さ（
１０７サイクルで４８３ＭＰａ（７０ｋｓｉ）　）も鋳
造バイタリウム合金のもの（１ｏ１サイクルで２７６Ｍ
Ｐａ　（４０ｋｓ　ｉ））より大幅に高かった。

これは先行技術による股関節人工補装具よりも約７５％
の強度改善に相当する。以上のデータからみて、１０６
６°Ｃ（１９５０°Ｆ）で鍛造したＣＡＤＳ合金の疲れ
特性は、１１２１’Ｃ（２０５０°Ｆ）テ鍛造したＣＡ
ＤＳ合金のものに匹敵した。

ＣＡＤＳ合金の優れた耐食性を調べるために、脱泡した
０、９％塩化ナトリウム中で３７°Ｃにおいて平滑な試
料につき焼結サイクル処理条件下で陽極分極試験を行っ
た。　ＦＨ５および鋳造バイタリウム合金も対照として
同一条件下で試験した。試料をそれらの自由腐食電位か
ら＋７００ｍｖ　（酸化膜ｔａ傷の電位領域）まで走査
し、次いで膜修復の証拠が認められるまで逆方向に走査
した。自由腐食電位（Ｅ、６．、）およびピッチング防
止電位（Ｅ、）を各合金につき測定した。

ＣＡＤＳ合金の平均陽極骨（ｊ走査（電位対正規化電流
）は鋳造およびＦＨＳバイタリウム合金のものとほとん
ど等しかった。これら３種の材料それぞれにおいて逆走
査に際して認められたヒステリシスはわずかであった。

これは膜の修復が効果的に行われたことを示す。

自由腐食電位（Ｅｃ、、、）およびピッチング防止電位
（Ｅ、）を下記の表ｍにまとめる。電位はすべて飽和カ
ロメル電極に対比して示す。

表−１ 鋳造およびＦＨＳバイタリウム合金と比較したＧＡＤＳ
人　　の　　　　＼　　Ｉ 条件　：０．９％ＮａＣ１，３７°Ｃ 実施例２〜５ 後記の組成をもつ合金成分の１００ポンド（約４５ｋｇ
）バッチ４回分を以下と同様な様式で固体合金製品に加
工した。

各バッチを誘導溶融し、添付の図面に概略的に示した方
法で窒素雰囲気下に霧化した。

霧化した粉体をそれぞれ一６０メツシュに節分けし、次
いで軟鋼缶に装填した。軟鋼缶〔外径１４４．３閤（４
，５インチ）×内径１０１．６ｍｍ（４，０インチ）〕
はサンドプラスチングされ、フラップホイールで研磨さ
れ、同一の霧化粉末でパージされて、内側を完全に清浄
化された。圧縮体を２０４°Ｃ（４００″Ｆ）で漏出速
度】Ｏミグ０フフ分に排気し、次いで密封した。

密封した缶を１４００　）ンのプレスにより直径３８．
１ｍｍ（１，５インチ）に押出した。押出条件は下記の
とおりであった。

押出温度　　　　　１１２１　’Ｃ（２０５０″Ｆ）押
出比　　　　　　９：ｌ グイ寸法　　　　　３８．１胴（１，５インチ）潤滑処
理　　　　　油性グラファイト ソーキング時間　　１１２１°Ｃ（２０５０’Ｆ）　７
：　４　時間缶を除去したのち、押出棒を１１２１°Ｃ
（２０５０”Ｆ）　マたは１１７７°Ｃ（２１５０°Ｆ
）テ直径１６．６ｍｍ（０，６５！Ｍ　７＋）ニスエー
ジ加工した。このスェージ加工した棒を同しスェージ加
工温度で１２．７＋ｎｍ（０，５インチ）ｘ１５．９Ｍ
（０，６２５インチ）の棒製品に鍛造した。

スェージ加工および鍛造処理は下記のとおり行われた。

ス１ニジ動じ２ 押出棒の寸法　　　　直径３２．４＋ｙ＋　（１，２７
５インチ）１／２時間／８７１°Ｃ（１６００”Ｆ）＋
１時間／１１２１”Ｃ（２０５０°Ｆ）１１２１　’Ｃ
（２０５０°Ｆ）および１１７７’Ｃ（２１５０°Ｆ） 減少率　　　　　　　２５％ 再加熱　　　　　　　スェージ加工温度での各パスの後
総減少率　　　　　　７５％ 仕上り寸法　　　　　１６．６ａ＋＋ａ（，６５５イン
チ）パス回数　　　　　　５ 犯−遣 スエージ加工棒の寸法　１６．６ｍｍ（，６５５インチ
）温度　　　　　　　　１１２１°Ｃ（２０５０°Ｆ）
および１１７７°Ｃ（２１５０″Ｆ） １２．７ｍｍ（，５インチ）Ｘ１５．９ｍ＋＊（，６２
５インチ） 次いで室温での引張試験および疲れ試験を行った。

引張試験および疲れ試験の双方の試ギ４につき光学顕微
鏡を用いて結晶構造を調べた。

′４試料それぞれにおいて重量％組成は下記のと焼鈍 グイ寸法 スェージ加工温度 おりてあった。

実施例 凰−Ｃｏ　　　　虹　　　助　　勤　　鉦　　＾１２　
　残部　２７．２４　　５．９７　．７４　．７１　　
Ｊ４５３　　残部　２７．２７　　５．９７　．７３　
．７１　．５５４　　残部　２７．０２　　６．０１　
．７５　．７０　．８１５　　残部　２６．８１　　５
．９７　　。７４　．７０　．４７実施例 Ｎａ　　　Ｎｉ　　　　ハ　　　艶　　虹　　Ｌ　　只
２　．０５３　　．２１５　　．０９　．００３８　．
２１　．０２２３　．０４８　　．１９９　　．０９　
．００３５　．２６　　−＊４　．１８７　　．３５９
　　．１１　．００３８　．２１　　−＊５　．０９４
　　．５２０　　．０９　．０１４２　．２２　．１５
＊　添加しなかった。

上記のように、４例それぞれにおける主合金元素−クロ
ムおよびモリブデン−は標１ｐｏｓバイタリウム合金の
場合と同様にそれぞれ約２７．０重量％および６．０重
量％に調節された。実施例２は窒素含量が高い点を除い
て実施例１の場合と同様な組成であった。実施例３およ
び４はそれぞれ実施例２の場合よりも高いアルミニウム
水準をもち、ランタンを含まなかった。実施例５は実施
例２の場合よりもはるかに高い水準のランタンを含んで
いた。

４例の粉末度分布は下記のように類似していた。

ｆ　ヌｌ　０　。　−。

桃 ミクロ組織検査によれば、均質に分布した分散質（酸化
物および窒化物）を含む鍛造し放しのＧＡＤＳ合金はＡ
ＳＴＭ　＃　１０以下のきわめて微細な結晶粒度をもつ
ことが示された。鍛造し放しのＧＡＤＳ合金の結晶粒度
は１１２１°Ｃ（２０５０°Ｃ）または１１７７°Ｃ（
２１５０’Ｆ）の鍛造温度、あるいは種々のランタンお
よびアルミニウム含量によってほとんど影響を受けない
ことが認められた。

焼結サイクル処理〔２時間／１２１８°Ｃ（２２２５°
Ｃ）＋１７２時間／１２９３°Ｃ（２３６０°Ｆ））の
のち、ＧＡＤＳ合金に起こった結晶粒の成長は限られて
いた。ランタン含量がより高い実施例５の合金の結晶粒
度（Ａ３７Ｍ８〜９）は実施例２．３および４のものよ
りも若干率さいことが認められた（ＡＳＴＭ＃　８　）
　。

比較的高い倍率においては、分散質（酸化物および窒化
物）は実施例２および５の合金中に均質に分布していた
。しかしアルミニウム（ＡＪ　ｚ　Ｏ３）は実施例３お
よび４０合金の粒界にクラスターを形成する傾向を示し
た。焼結後［；ＡＤＳ合金の結晶粒度は鍛造温度１１２
１℃（２０５０°Ｆ）対１１７７℃（２１５０°Ｆ）に
より影響されなかった。　ＦＨＳパイタリウム合金の場
合と同様に、ＣＡＤＳ合金にも変形双晶が存在していた
。

によるＧＡＤＳ八　の Ａ、ｌＬ牲立 実施例１〜５の合金についての引張試験の結果を下記の
表■およびＶに示す、　１１２１°Ｃ（２０５０”Ｆ）
で鍛造した合金は鍛造したものまたは焼結サイクル処理
したちのいずれも、１１７７°Ｃ（２１５０°Ｆ）鍛造
したものよりも高い強度を示した。実施例３および４の
合金と比べて実施例２および５の合金の強度の方が大き
いのは、酸化ランタン含量による可能性が最も大きいと
思われた。実施例１の合金と比べて実施例２の合金の強
度の方が有意に改良されているのは、主としてその窒化
物水準によるものであった。

表■に示すように、実施例２〜５の鍛造し放しの合金の
引張延性は実施例１の合金のものよりも大幅に低かった
。破断した引張試料の表面を注意深く調べることにより
、実施例２〜５の合金から機械加工された試料には深い
円周機械加工マークがあり、これが伸びおよび断面減少
率に関与していると思われる。

表Ｖに示すように、実施例２〜５の合金は優れた焼結後
延性（４６，４〜５８．７％）をもつ。

Ｂ、疲才ＩＹ件 （ａ） 片方１」２戸１腹怜住 例２〜５のＣＡＤＳ合金についての片持ちぼり疲れ試験
の結果を表■に示す。

実施例 Ｎα 試料 ０ （４）−１ （４）−１ （４） １（ａ） ２Ｃ息） ぢ「−」生 焼結 焼結 焼結 焼結 焼結 焼結 （５） １ｆ−１ 焼 結 （５）−１ （５） （５） ２　＋ａ１ １′ｂ） 　４ｂｌ 焼結 焼結 焼結 江釈： （ａ） １１２１°Ｃで鍛造（２０５０°Ｆ）。

（ｂ） １１７７°Ｃで鍛造（２１５０°Ｆ）。

（Ｃ） ＲＯ＝ランアウト−１０７サイクルまで破損４【し。

２ルー■Ｊ−続−Ｆ 応力 門Ｐａ　　（ｋｓｉ） ９３０．８　　（１３５） ８２７．４　　（１２０） ８９６．４　　（１３０） ９６５．３　　（１４０） ８９６．４　　（１３０） ９３０．８　　（１３５） ９６５．３　　（１４０） ９３０．８　　（１３５） ９９９．８　　（ＩＬ１５） １０３４．２　（１５０） １．０３４．２　（１５０） １０２０．５　（１，４８） サイクル （ＸＩＯ３） ６９ ０２００ ０４００ ５６ ００００ ００００ ６２ ０３００ ０３００ ９００ ９８０ ８００ １Ｌ−果 破損 ＲＯｆ−Ｉ ＲＱ　ｆｃ） 破損 ０３ｃｌ ＲＱ　ｌｃｌ 破ｆｆ１ ＲＯ（ＣＩ ＲＯ（ｃ） 破損 破損 破損 上記のデータは、異なる鍛造温度＋１２１　Ｃ（２０５
０’Ｆ）、１１７７°Ｃ（２１５０°Ｆ）が合金の片持
ちぼり特性にほとんど影響を与えないことを示す。また
実施例２および５の合金は実施例３および４の合金より
も高い強度をもつ。実施例５の合金の疲れ特性は実施例
２のものよりもわずかに高い。これら２種の合金間の唯
一の有意差は実施例５の合金が実施例２のものよりも高
いランタン含量をもつことである。実施例４の合金は実
施例３のものよりも低い強度をもつ。ＧＡＤＳ合金のＸ
線ＥＤＳ分析はアルミニウム１２ｏｉ）が実施例３およ
び４の粒界でクラスターを形成しやすいことを示す０粒
界にあるＭ２Ｏ３は疲れ亀裂を開始させやすく、従って
実施例４の合金の強度をさらに低下させる可能性がある
。

ＣＡＤＳ合金の疲れ特性を表■にまとめる。

２に−１ １９３１（１３５）　　　　　４８３　　　７０２　　
　９６５−１０００　（１４０−１４５）　　６２１　
　９０３　　　　９３１−９６５　　（１３５−１４０
）　　６２］　　　　９０．１　　　　８９６−９３１
　　（１３０−１３５）　　６２１　　　９０、＋　　
　　１０００−１０３４　　（１４５１５０）　　６２
ｉ　　　　９０γ王釈　： （］）　　１１２２１°Ｃ（２０５０°Ｆ）および１１
７７°Ｃ（２１５０’Ｆ）で鍛造した双方の試料から１
１だデータ。

（２）　　１１２１’ｃ（２０５０°Ｆ）で鍛Ｊ告した
５人ｆ４から得たデータ。

（３）　　１０’サイクル 表■のデータは実施例２および５の合金が実施例３およ
び４のものよりも強靭であることを示す。

実施例２の合金の疲れ強さは実施例１のものよりも有意
に大きい。この結果は窒素（窒化物）がＣＡＤＳ合金の
焼結後疲れ強さを高めることを示す。

りも約１２５％の強度改善に相当する。

溶液熱処理　　　　　　　　４１４　　　（６０）焼結
サイクル処理　　　　　　２７６　　　（４０）ＦＨＳ
バイ　１ウム入 鍛造し放しく１９５０″Ｆ　、　１０６６°Ｃ’）　　
７５８　　　（１１０）焼結サイクル処理　　　　　　
３２４　　　（４７）銃匹立金」貫１」Ｉすε１戸 鍛造し放し　　　　　　　　　７５８　　　（１１０）
焼結サイクル処理　　　　　６２１　　　（９０）　＊
＊　　ＦＨＳバイタリウム合金に関するものと比べて熱
処理（焼結）後の疲れ強さの低下がこのように小さいの
は、本発明の合金により達成される強度が異例に保持さ
れることを示す。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明に従ってガス霧化処理を行うのに適した
装置の断面概略図であり、各記号は下記のものを表わす
。 １：溶融室； ３：溶融混合物； ５：ノズル； ７：霧化帯域； ９：ノズル； １１：垂直塔； １３：排気管； ２：炉； ４：タンデンシュ； ６：排出流； ８：ブレナム； １０：粉末； １２：採集型； （外；石） 笛 図

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. １．高温処理後に微細な等軸結晶構造をもつ、高強度、
   耐食性、高温安定性、生物適合性のある延性合金を鍛造
   することにより製造される人工補装具であって、ガス霧
   化により製造され、本質的に下記の重量％組成 クロム　　　２６−３０ モリブデン　　５−７ マンガン　　　１以下 ケイ素　　　　１以下 鉄　　　　　　０．７５以下 ニッケル　　　１．０以下 炭素　　　　　０．３５以下 窒素　　　　　０．３０以下 酸素　　　　　０．００３−０．２０ 酸化物形成金属０．０３−２．０ からなり、残部は痕跡量の付随する不純物を除いてコバ
   ルトであり；上記において酸化物形成金属はマグネシウ
   ム、カルシウム、アルミニウム、イットリウム、ランタ
   ン、チタン及びジルコニウムからなる群から選択された
   金属であり、これは高温安定性、非成長性の微細な酸化
   物粒子を形成し、この酸化物はマトリックス金属の酸化
   物よりも大きな生成の自由エネルギーをもち、分散相中
   に存在し；この合金がガス霧化による製造、熱的機械的
   処理及びさらに高温処理ののち１１０３〜１３９７９Ｐ
   ａ（１６０〜２００ｋｓｉ）の極限引張強さ、５１７〜
   ６９０ＭＰａ（７５〜１００ｋｓｉ）の０．２％オフセ
   ット降伏強さ、３７〜６０％の伸び、及び１０＾７サイ
   クル（回転ビーム）において４８３〜６５５ＭＰａ（７
   ０〜９５ｋｓｉ）の疲れ強さをもつ、前記人工補装具。
2. ２．鍛造された合金の酸化物形成金属がアルミニウム、
   ランタン又はそれらの混合物である、特許請求の範囲第
   １項に記載の人工補装具。
3. ３．鍛造された合金の重量％組成が クロム　　　　２６．４７−２７．２７ モリブデン　　５．５０−６．０１ マンガン　　　０．７３−０．７８ ケイ素　　　　０．７０−０．７１ 鉄　　　　　　０．０６６−０．５２０ ニッケル　　　０．００２−０．１８７ 炭素　　　　　０．０９−０．１１ 窒素　　　　　０．１０−０．２６ 酸素　　　　　０．００３５−０．０１６ アルミニウム　０．４０−０．８１ ランタン　　　０．１５以下 であり、残部が痕跡量の付随する不純物を除いてコバル
   トである、特許請求の範囲第２項に記載の人工補装具。
4. ４．鍛造された合金の重量％組成が クロム　　　　２７．２４ モリブデン　　５．９７ マンガン　　　０．７４ ケイ素　　　　０．７１ 鉄　　　　　　０．２１５ ニッケル　　　０．０５３ 炭素　　　　　０．０９ 窒素　　　　　０．２１ 酸素　　　　　０．００３８ アルミニウム　０．４５ ランタン　　　０．０２２ からなり、残部が痕跡量の付随する不純物を除いてコバ
   ルトであり、ガス霧化による製造、熱的機械的処理、及
   びさらにに高温処理後に５８．７％の伸びを示す、特許
   請求の範囲第２項に記載の人工補装具。
5. ５．鍛造された合金の重量％組成が クロム　　　　２６．８１ モリブデン　　５．９７ マンガン　　　０．７４ ケイ素　　　　０．７０ 鉄　　　　　　０．５２ ニッケル　　　０．０９４ 炭素　　　　　０．０９ 窒素　　　　　０．２２ 酸素　　　　　０．０１４２ アルミニウム　０．４７ ランタン　　　０．１５ からなり、残部が痕跡量の付随する不純物を除いてコバ
   ルトであり、ガス霧化による製造、熱的機械的処理、及
   びさらに高温処理後に５１．０％の伸びを示す、特許請
   求の範囲第２項に記載の人工補装具。
6. ６．多孔質被膜を有する特許請求の範囲第１項に記載の
   人工補装具。