JPS6280245A - ガス霧化により製造される分散強化コバルト―クロム―モリブデン合金及びその製法 - Google Patents

ガス霧化により製造される分散強化コバルト―クロム―モリブデン合金及びその製法

Info

Publication number
JPS6280245A
JPS6280245A JP61190412A JP19041286A JPS6280245A JP S6280245 A JPS6280245 A JP S6280245A JP 61190412 A JP61190412 A JP 61190412A JP 19041286 A JP19041286 A JP 19041286A JP S6280245 A JPS6280245 A JP S6280245A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
alloy
oxide
nitrogen
chromium
molybdenum
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
JP61190412A
Other languages
English (en)
Other versions
JPH0413416B2 (ja
Inventor
キャシー・クェイーハワーワング
ラリー・ジョン・ガスタヴソン
ジョン・ハーバート・ダムブルトン
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
MTG Divestitures LLC
Original Assignee
Pfizer Hospital Products Group Inc
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=25073171&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=JPS6280245(A) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Pfizer Hospital Products Group Inc filed Critical Pfizer Hospital Products Group Inc
Publication of JPS6280245A publication Critical patent/JPS6280245A/ja
Publication of JPH0413416B2 publication Critical patent/JPH0413416B2/ja
Granted legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/07—Alloys based on nickel or cobalt based on cobalt
    • A—HUMAN NECESSITIES
    • A61—MEDICAL OR VETERINARY SCIENCE; HYGIENE
    • A61L—METHODS OR APPARATUS FOR STERILISING MATERIALS OR OBJECTS IN GENERAL; DISINFECTION, STERILISATION OR DEODORISATION OF AIR; CHEMICAL ASPECTS OF BANDAGES, DRESSINGS, ABSORBENT PADS OR SURGICAL ARTICLES; MATERIALS FOR BANDAGES, DRESSINGS, ABSORBENT PADS OR SURGICAL ARTICLES
    • A61L27/00—Materials for grafts or prostheses or for coating grafts or prostheses
    • A61L27/02—Inorganic materials
    • A61L27/04—Metals or alloys
    • A61L27/045—Cobalt or cobalt alloys
    • A—HUMAN NECESSITIES
    • A61—MEDICAL OR VETERINARY SCIENCE; HYGIENE
    • A61F—FILTERS IMPLANTABLE INTO BLOOD VESSELS; PROSTHESES; DEVICES PROVIDING PATENCY TO, OR PREVENTING COLLAPSING OF, TUBULAR STRUCTURES OF THE BODY, e.g. STENTS; ORTHOPAEDIC, NURSING OR CONTRACEPTIVE DEVICES; FOMENTATION; TREATMENT OR PROTECTION OF EYES OR EARS; BANDAGES, DRESSINGS OR ABSORBENT PADS; FIRST-AID KITS
    • A61F2310/00—Prostheses classified in A61F2/28 or A61F2/30 - A61F2/44 being constructed from or coated with a particular material
    • A61F2310/00005—The prosthesis being constructed from a particular material
    • A61F2310/00011—Metals or alloys
    • A61F2310/00029—Cobalt-based alloys, e.g. Co-Cr alloys or Vitallium

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Health & Medical Sciences (AREA)
  • General Health & Medical Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Medicinal Chemistry (AREA)
  • Oral & Maxillofacial Surgery (AREA)
  • Transplantation (AREA)
  • Epidemiology (AREA)
  • Life Sciences & Earth Sciences (AREA)
  • Animal Behavior & Ethology (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Public Health (AREA)
  • Veterinary Medicine (AREA)
  • Dermatology (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
  • Prostheses (AREA)
  • Coating By Spraying Or Casting (AREA)

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数を与える成分と共に含
有し、ガス霧化法（ｇａｓ　ａｔｏｍｌ−ＺａｔｌＯｎ
　）により製造される、コバルトを基体とする合金に関
する。また本発明はこれらの合金の製法およびこれらか
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。
１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組織）をさらに保有する
合金である。
既知のパイタリウム（Ｖ１ｔａｌｌ工ｕｍ、登録簡額）
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。
パイタリウム合金の一般的組成は下記のものである。
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 パ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
高めるためにパイタリウム合金の表面知多層の球状パイ
タリウム合金の形の多孔質被膜を施すことである。しか
し多孔質被膜の出現によって焼結て必要な高温のため構
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ｂ″−最大となる股関節移植体
用のパイタリウム塁合金を提供する必要がある。
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
。合金製造の一方法は１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７と題する報文（ジョン
・ニス−ベンジャミン、メタルルジカル・トランザク７
ヨンズ、１巻、１９７０年１０月、２９４ろ頁〕に記載
されている。
米国特許第３．５９１，５６２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
合金法てより製造された複合合金粉末が示されている。
含金組成物にある種の選ばハた酸化物を含有させろこと
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嘔゛化物分散強化（０，Ｄ、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犬キナ自由度を与える安定な酸化物
の分赦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、Ｓ０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、パイタリウム
合金に一般的な高い耐食性のみでなく、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存さ
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な含
む台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
た匙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。
これらの特性は粉末の圧縮により製造さ４る固体合金の
機械的特性に影響を与える。一般的なガス霧化法はたと
えばＡＳＭハンドブック、第９版。
７巻、粉末冶金学、２５〜６８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、高温暴露後に微細な同軸結晶構造をも
ち、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　　　　　　２６〜５０ モリブデン５−７ マンガン　　　　　　　０〜１ ケイ素　　　　　　　　０〜１ 鉄　　　　　　　　　　　　０〜０．７５ニッケル　　
　　　　Ｏ−２，５ 炭素　　　　０〜０．５５ 窒素　　　　０〜０．３０ 酸素　　　［１，００５−０，２０ 酸化物形成金属　　０．０５−２．０ 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周期表の、
ｌＡ、ＩＡ、ＩＢまたは［％ｌＢ族の金属であり、これ
は高温安定性、非成長性（ｎｏｎ　−ａＣＣｒ６ｔｌｎ
ｅ　）の微細な酸化物粒子を形成し、この酸化物はスト
リツ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、分教相中忙存在する、高強度、耐食性、高温
安定性の延性合金であって；この合金がガス霧化による
製造、熱機械的処理およびさらに高温暴露ののち１１０
３〜１３７９ＭＦａ　（１６０〜２００ｋｓｌ）ノ極限
引張強さ、５１７−６９０ＭＰ＆（７５−１００ｋｓｌ
）の０．２％オフセット降伏強さ、３７〜６０％の伸び
、および１０７サイクル（回転ビーム）において４８３
〜６５５ＭＰａ　（７０〜９５ｋｓｌ）ノｉし強すｅ　
＜ｓツ合金ｂ’−提供される。
ここで用いられる１痕跡量の付随する不純物”という表
現は、目的とする合金広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。
本発明は、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、本質的に下記の重量％組成 クロム　　　　　　２６−５０ モリブデン　　　　　　５−７ マンガン　　　　　　　０〜１ ケイ素　　　　　　　０〜１ 鉄　　　　　　　　　　　　０〜０．７５ニッケル　　
　　　　　Ｏ−２，５ 炭素　　　　０〜０．５５ 窒素　　　　０〜０４０ 酸素　　０．００３−０．２０ 酸化物形成金属　　０．０５−２．０ 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、この酸化物形成金属は周期表の［Ａ、　　
ＩＡ、ＩＢまたはＩＶＢ族の金属である（これは高温安
定性、非成長性の微細な酸化物を形成し、この酸化物は
マ）　１７ツ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１分散相中に存在する）合金混合物を
溶融し、その際コバルト、クロム、モリブデンおよび炭
素をまず装填し、得られた装填物に窒素および／または
不活性ガスを送入し、１４５４℃（２６５０°Ｆ）〜１
５ろＢ”Ｃ（２８００°Ｆ）の範囲内の温度で溶融し、
次いでマンガンおよびケイ素を添加し、その間溶融混合
物の温度を１５１０°Ｃ（２７５０’Ｆ）以下に保持し
、次いで酸化物形成金属を添加し、これはもとの混合物
中に存在する酸素に対するゲッターとして作用すること
により分散した酸化物を与え、窒素はは窒素雰囲気から
導入されて窒化物として存在し；溶融混合物をガス霧化
して微細な酸化物分散物を含む合金粉末を製造し、欠い
でこの合金粉末を熱的機械的に処理して１１０３−１３
７９ＭＰａ（１６０〜２００ｋｓｌ）　ノ極１（ｆｉ引
張強さ、５１７〜６９０ＭＰａ（７５〜１１００ｋｓの
０．２％オフセット降伏強さ、３７〜６０％の伸び、お
よび１０サイクル（回転ビーム）において４ｉ〜６５５
Ｍ、Ｐａ（７０〜９５　ｐＳｌ　）の疲れ強さをもつ合
金となすことよりなる、高温処理後に微細な同軸結晶構
造をもつ高強度、耐食性、高温安定性の延性合金の製法
を提供する。
本発明はさらに、高温に暴露されたのち微細な同軸結晶
構造をもち、ガス霧化法により製造され。
前記の重量％組成をもつ、高力、耐食性、高温安定性、
延性の合金を鋳造することにより製造される人工補装具
を提供する。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。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。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、マド１１ツクス金属、
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
例はべり１１　ラム、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、セリクム、チタン
。
ジルコニウム、ハフニウムおよびトリウムの酸化物であ
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こではガス霧化分散強
化（ＧＡＤＳ）＠−金と呼ぶ。
本発明の好ましい形態は、重量％組成がクロム　　　　
　２６．４７−２７．２７モリブデン　　　　　５．５
０〜　６．０１マンガン　　　　　　０．７５−　０．
７８ケイ素　　　　　　　０．７０〜　０．７１鉄　　
　　　　　　　　０．０６６−０．５２０ニッケル　　
　　　０．（１ｎ　２−０．１８７炭素　　　０．０９
−０．１１ 窒素　　　０．１０〜０．２６ 酸　素　　　　　ｏ、ｏｏｓｓ−ｏ、ｒｚ６　　　　　
　−アルミニウム　　　　０．４０〜０．８１ランタン
　　　　　　　　Ｏ−０，１５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、高温安定性、延性のＣＡＤ３合金である。
本発明の特に好ましい形態は１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 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
びさらに高温暴露後′／ｃ５８．７％の伸びを示すＧＡ
ＤＳ合金である。
他の好ましい種類は１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 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
びさらに高温暴露後に５１．０％の伸びの示すものであ
るＣＡＤＳ合金である。
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
装物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。合金成分は混合物に前記の順序で装入される。次い
で溶融した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、本発明疋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。
図面に示した装置シミ＃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″Ｃ
出融混合吻６を形成する。炉から溶融物はタンデツ／ユ
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７００〜７５０　ｐ、Ｓ、１．）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）によつ１行われ、これは緋化帯域で溶融合金を霧化
して均質な粉末１０となし、これは微粒子カーテンとし
て垂直塔１１内を塔の基底にある液体り素で冷却された
採集車１２へ下降する。ガスは垂直塔の側壁にある排気
管１６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ＧＡＤＳ会
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１５０
ポンド（約６８縁）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　　　　　　　　　　　　　０．１１６６炭素　　　
　０．０９ 酸素　　　　０．０１６ 窒素　　　　０．１０ 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）。組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。本発明の合金、特に人
工補装具に用いらねるものの場合、ニッケル含量は可卵
な限り低く保たれる。
上記装填物を入れた炉を２５０？ＦＩの圧力にまで排気
し、欠いで０．５気圧の窒素を送入した。
合金粉末を１４８２℃（２７００°Ｆ）の温度で銹導溶
硲、させた。
マンガンおよびケイ素成分を溶＠’ＩＩＩＪ’に、添加
した。
＠融物の温度を調べ、約１５１０℃（２７５０°Ｆ）以
下に保った。
アルミニウムお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＠すさせ
た直後に溶段混合物な夕／デツ７ユ（図面参照）に注入
し、溶融物をノズルから送り出し、約７００　ｐ、Ｓ、
ｌ、　（約４９　Ｆ’−９／ｃｍ２）の圧力のアルゴン
ガスで霧１ヒした。
篩分けして粗大な＋６０メツシユの粒子を除いたのち、
を記で製造されたガス霧化粉末を軟婚製の缶て充填し、
次いでこれを２０４℃（４００°Ｆ）で１０ミクロン／
分の漏出速度に排気１−１密封した。次いでこの合金を
１４００）ンのプレス中で１１２１℃（２０５０°Ｆ）
または１１７７℃（２１５０°Ｆ）の温度において押出
比９：１で押出した。いずれの場合も押出しの前知ビレ
ットを押出し温度に４時間加熱した。潤滑処理は油を基
剤とするグラフアイ）Ｋ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５８．
１ｓｌＪ（１，５インチ）であった。欠いで押出棒を酸
洗いして缶材料を除去し、熱加工用にＮｌ！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（ＦＨ８、登録商標）バイタ１１ウム合
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と記の合金を加工した。
押出された棒を長さ約２２インチ（約５６　ｃｍ　）の
実質的に等しい２片に切断し、各月を８７１℃（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°Ｆ）お
よび（１１２１℃（２０５０°Ｆ）で１時間、スェージ
加工した。押出棒は５４．９ｗ（１，３７５インチ）か
ら、４種のパスすなわち５１．７　＃Ｊ（１，２４８イ
ンチ）、２７．７ｍ（１，０８９インチ）、２３．６ｍ
ｍ（０，９２９インチ）１次いで２１，０闘（０，８２
５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℃（１９５０”Ｆ）および１１２１℃（２０５
０°Ｆ）でスェージ加工した棒をそれぞれ１盛６６℃（
１９５０°Ｆ）および１１２１℃（２０５０？）で。
ＦＨＳパイタリワ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織学的
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合金粉末の組成開は先きに示した。
主な合金元素の含量は、外科用移植体の製造圧用いられ
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。
クロム　　　　２６．０　　　６０．［］モリブデン　
　　３７ ニッケル　　　　　　　　　　１．０ 鉄　　　　　　　　　　　　　　　　０．５炭素　　　
　　０．５５ ケイ素　　　　　　　　　　　１．０ マンガン　　　　　　　　　　１．０ 窃素　　　　　０．２５Ａ ＡＮｏ、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絽％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パイタリウムとの組成の
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０．２２％）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
線分析は下記のとおりであった。
実際の一６０メツシュの粉末収率は最初の原料１５０ポ
ンド（約６８に４）から約５５％であった。
粉末のミクロ組織検査により、樹木状組織を含む球状粒
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／１２１８’Ｃ：（２
２２５°Ｆ）＋０．５時間／１２９３℃（２５６０°Ｆ
）〕および〔２時間／１２１８℃（２２２５°Ｆ）＋０
．５時間／１５４５℃（２４５０°Ｆ）〕処処理性でミ
クロ組織検査を行った。金属組織学的検査試料を９５％
塩酸および５％過酸化水素（５０％）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
同軸結晶構造ＡＳＴＭ＃１（）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合金はなお倣細な同軸結晶構造（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
樹木状炭化物が溶解し、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１６４５℃（２４５０？　）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℃（１９５０°Ｆ）および１１２１°Ｃ（２０
５０？）で鍛造したＣＡＤＳ合金間にシま有意の結晶粒
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
条件下で片持ちばり折曲げ疲れ試験を行った。この試験
は空気中でろＯＨ２においてジンターフまたはＥＳＨ疲
れ試験！（Ａ二１）により行われた。結果を下記の表１
に示す。
Ｊ：紀のデータは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成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。
上記のデータをＦＨＳパイタリウム合金および鋳造パイ
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ＧＡＤＳ合金が疲れ強さにおいてＦｌ（Ｓバイタ
リウム合金に匹敵し、鋳造バ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パイタリクム合金よりも大幅に強く、こ
れハ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合金の疲れ強さく１０
７サイクルで４８３Ｍ１３ａ（７０ｋｓｌ））も鋳造パ
イタリウム合金のもの（１０７サイクルで２７６ＭＢａ
（４０ｋｓｌ））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。
１０６６℃（１９５０？）で鍛造したＣＡＤＳ合金の疲
れ特性は、１１２１℃（２０５０°Ｆ）で鍛造したＣＡ
ＤＳ合金のものに匹敵した。
ＣＡＤ８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℃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
。ＦＨ８および鋳造パ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（酸化膜損傷の電位領域）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□：＞ｒｒ）およびピッチング防止電位
（Ｅｐ）を各合金につき測定した。
ＣＡＤＳ合金の平均陽極分極走査（を位対正規化電流）
は鋳造およびＦＨＳパイタリウム合金のものとほとんど
等しかった。これら６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（Ｅａ）ｒｒ）およびピッチング防止電位
（Ｅｐ）を下記の表出にまとめる。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パイタリウム合金 と比較した 条件　：０．９％Ｎａ　Ｃ１，３７℃ 実施例　２〜５ 後記の組成をもつ合金厄介の１００ポンド（約４５Ｋｐ
）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９素雰囲気下に霧化した。
霧化した載体をそれぞれ一６０メッンユに節分けし１次
いで軟鋼缶に装填した。軟鋼缶〔外径１４４．５　ａｔ
　（４，５インチ）×内径１０１．６闘（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、内側を完全て
清浄化された。圧１＠体を２０４’Ｃ（４００７）で漏
出速度１０ミクロン／分に排気し１次いで密封した。
密封した缶を１４００）ンのプレスにより直径５８．１
　ｅｘ　（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℃（２０５０°Ｆ）押出比
　　　　　　９：１ ダイ寸法　　　　　　５８．１　ａｘ　（１，５インチ
）潤滑処理　　　　　油性グラファイト 缶を除去したのち、押出棒を１１２１℃（２０５０°Ｆ
）または１１７７℃（２１５０°Ｆ）で直径１６．６□
（０，６５５インチ）にスェージ加工した。このスェー
ジ加工した棒を同じスェージ加工温度で１２．７コｓ（
０，５インチ）Ｘｌ　５．９ｍ（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。
スェージ加工 押出棒の寸法　　　ａ径５２．４ｍ（１，２７５インチ
）焼鈍　　　　　　　　棒時間／８７１℃（１６（１０
°Ｆ）＋１時間／１１２１°ＣＣ２０５０１１ｉ　）ス
ェージ加工温度　　１１２１℃（２０５０°Ｆ）および
１１７７℃（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％ 仕とり寸法　　　　　１６．６ｍ５Ｃ，６５５インチ）
バス回数　　　　　５　　′ 鍛造 スェージ加工俸の寸法　１６．６ｍ（，６５５インチ）
温＋？　　　　　　　　１１２１℃（２０５０°Ｆ）お
よび１１７７℃（２１５０°Ｆ） ダイ寸法　　　　　　１２．７ａａ＋　（，５インチ）
Ｘ１５．９゜（，６２５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料につき光学顕微鏡
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％岨ノ戻シま下記のとおり
であった。
２　　残部　２７．２４　５．９７　．７４　．７１　
．４５５　　残部　２７．２７　５．９７　．７５　．
７１　．５５４　　残部２７．０２　６．０１　．７５
　．７０　．８１５　残部２（５，８１５，９７，７４
，７０，４７実施例 ２　　．０５３　．２１５　．０９　．０ｎ３８　．２
１　　、ｎ２２５　　．０４８　．１９９　．０９　　
、Ｏ［１，５５，２６−”４　　．１Ｂ７　．５５９　
．１１　　、ＱＤ５Ｂ　　、２１　−　　”５　　．０
９４　．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−は標準ＦＨＳパイタリウム会金の
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６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。
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以下のきわめて倣細な結晶粒度をもつこと
が示された。鍛造し放しのＣＡＤＳ合金の結晶粒度は１
１２１８Ｃ（２０５０℃）または１１７７°Ｇ（２１５
０１１’）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℃（２２２５℃）
十捧時間／１２９５℃（２５６０１１’）］ののち、Ｃ
ＡＤＳ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５０合金の結晶粒度（ＡＳ
ＴＭ８〜９）は実施例２．６および４のものよりも若干
小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５０合金中に均質に分布していた
。しかしアルミニウム（Ａｔ２０３）は実施例５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ＣＡＤＳ合金の結晶粒度は鍛造温度１１２１℃（
２０５０°Ｆ）対１１７７’Ｃ（２１５０°Ｆ）により
影響されなかった。ＦＨＳバ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。
Ａ、引張特性 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℃（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
ものいずれも、１１７７℃Ｃ２１５０°Ｆ）ｆｆｌ造し
たものよりも高い強度を示した。実施例６および４０合
金と比べて実施例２および５０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太きいと思
われた。実施例１０合金と比べて実施例２０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ｆ！ｊ造し放しの合
金の引張延性は実施例１０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、疲れ特性 例２〜５のＣＡＤＳ合金についての片持ちはり疲れ試験
の結果を表■に示す。
実施例　　試　料 ４　　　（４１−１−１”　　　焼結 ｆ４１−１−２　”　　　焼結 焼結 焼結 ＋４１−２−１　（ｂ’　　　焼結 焼結 ５　　　　ｆ５）−１−１”　　　　焼　結ｆ５１−１
−２　”　　　焼結 ＋５１−２−１　”’　　　焼結 ｆ５＋−２−２（ｂ’　　　焼結 法ｉ＜　：　　ｆａｔ　　１１２１℃で鍛造（２０５ｆ
ｂ１１１７７℃で鍛造（２１５ ［ｃ＋ＲＯ＝ランアウト−１０す 表　■　（続） 応　力　　　　　　サイクル ９５０．８　　（１５５）　　　６６９　　　破損８２
７．４　　（１２０）　　　１０．２００　　　　ＲＯ
”８９６４　　（１５０）　　　　１０，４００　　　
　ＲＯ（０）９６５、．５　　（１４０）　　　４５６
　　破損８９６．４　　（１３０）　　　１０．０００
　　　　ＲＯ（０）９’５０．８　　（１３５）　　　
　１ｒ１０００　　　　ＲＯ（０）９６５．３　　（１
４０）　　　５６２　　破損９３０．８　　（１５５）
　　　　１０．５００　　　　ＲＯ”９９９．８　　（
１４５）　　　１０，３００　　　　ＲＯ（０）１０３
４．２　（１５０）　　　５，９００　　破損１０３４
．２　（１５０）　　　１．９８０　　破損１０２０．
５　（１４８）　　　９，８００　　破損口°Ｆ）。
口°Ｆ）。
イクルまで破損なし。
上記のデータは、異なる鍛造温度１１２１℃（２０５０
°Ｆ）、１１７７℃（２１５０’Ｆ　）が合金の片持ち
ばり疲れ特性疋はとんど影響を与えないことを示す。ま
た実施例２および５０合金は実施例５および４０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２Ｓの合金間の
唯一の有意差は実施例５０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５のものよりも低い強度をもつ。ＣＡＤＳ合金の
Ｘ線ＥＤＳ分析はアルミニウム（Ａｔ２０３）が実施例
５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。粒界にあるＡｔ２０３は疲れ亀裂を開始させやす（
、従って実施例４０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。
表■ 注釈： Ｉｌ＋　　１１２１℃（２０５０”Ｆ）および１１７７
℃（２１５０”Ｆ）で鍛造した双方の試料から得たデー
タ。
（２１１１２１°Ｃ（２０５０°Ｆ）で鍛造した試料か
ら得たデータ。
ｆ３）１０　　サイクル 表■のデータは実施例２および５０合金が実施例６およ
び４のものよりも強靭であることを示す。
実施例２０合金の疲れ強さは実施例１のものよりも有意
に太きい。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。
実施例２および５の合金の回転ビーム疲れデータを鋳造
およびＦＨＳパイタリウム合金のものと比較して表■：
Ｃ示す。実施例２の合金の焼結後疲れ強さは鋳造および
ＦＨＳパイタリウム合金のものよりも大幅に高い。これ
は鋳造パイタリウム合金よりも約１２５％の強度改善に
相当する。
表）ＩＩ ＧＡＤＳ、鋳造およびＦ　ＨＳバイタリウム合金の回転
ビーム疲れ特性 １０サイクルにおける 疲れ強さ 鋳造パイタリウム合金　　　　　　ＭＰａ　　　　（ｋ
ｓｌ）溶液熱処理　　　　　　　　　　４１４　　　　
（６０）焼結サイクル処理　　　　　　　２７６　　　
　（４０）鍛造し放しく１９５０°Ｆ、１０６６℃）　
　７５８　　　（１１０）焼結サイクル処理　　　　　
　　５２４　　　　（４７）鍛造し放し　　　　　　　
　　　　７５８　　　　（１１ｏ）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・区・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図は本発明て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；　２：炉；　５：溶融混合物；４：タンブ
ラツユ；　５：ノズル；６：排出流；７：露化帯域；　
８：ブレナム；　９：ノズル；１０：粉末；　１１：垂
直塔；　１２：採集車；１５：排気管； （外５名） 笥　１　口

Claims (10)

    【特許請求の範囲】
  1. （１）高温暴露後に微細な同軸結晶構造をもち、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　　　　　　　０〜１ ケイ素　　　　　　　　０〜１ 鉄　　　　　　　　０〜０．７５ ニッケル　　　　　　０〜２．５ 炭素　　　　　　　０〜０．３５ 窒素　　　　　　　０〜０．３０ 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周期表のI
    IＡ、IIIＡ、IIIＢ、またはIVＢ族の金属であり、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、分散相中に存在する、高強
    度、耐食性、高温安定性の延性合金であつて；この合金
    がガス霧化による製造、熱機械的処理およびさらに高温
    暴露ののち１１０３〜１３７９ＭＰａ（１６０〜２００
    ｋｓｌ）の極限引張強さ、５１７〜６９０ＭＰａ（７５
    〜１００ｋｓｌ）の０．２％オフセット降伏強さ、３７
    〜６０％の伸び、および１０＾７サイクル（回転ビーム
    ）において４８３〜６５５ＭＰａ（７０〜９５ｋｓｌ）
    の疲れ強さをもつ合金。
  2. （２）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、特許請求の範囲第１項に記載の
    合金。
  3. （３）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　　　０．７６−０．７８ 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　　　　　　０−０．１５ であり、残部が痕跡量の付随する不純物を除いてコバル
    トである、特許請求の範囲第２項に記載の合金。
  4. （４）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、お
    よびさらに高温暴露後に５８．７％の伸びを示す、特許
    請求の範囲第２項に記載の合金。
  5. （５）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、お
    よびさらに高温暴露後に５１．０％の伸びを示す、特許
    請求の範囲第２項に記載の合金。
  6. （６）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、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　　　　　　　０−１ ケイ素　　　　　　　　０−１ 鉄　　　　　　　　　　０−０．７５ ニッケル　　　　　　　０−２．５ 炭素　　　　　　　　　０−０．３５ 窒素　　　　　　　　　０−０．３０ 酸素　　　　　０．００３−０．２０ 酸化物形成金属　０．０３−２．０ 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、この酸化物形成金属は周期表のIIＡ、III
    Ａ、IIIＢまたはIVＢ族の金属である（これは高温安定
    性、非成長性の微細な酸化物を形成し、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、分散相中に存在する）合金混合物を溶融し
    、その際、コバルト、クロム、モリブデンおよび炭素を
    まず装填し、得られた装填物に窒素および／または不活
    性ガスを送入し、１４５４℃（２６５０°Ｆ）〜１５３
    ８℃（２８００°Ｆ）の範囲内の温度で溶融し、次いで
    マンガンおよびケイ素を添加し、その間溶融混合物の温
    度を１５１０℃（２７５０°Ｆ）以下に保持し、次いで
    酸化物形成金属を添加し、これはもとの混合物中に存在
    する酸素に対するゲッターとして作用することにより分
    散した酸化物を与え、窒素は窒素雰囲気から導入されて
    窒化物として存在し；溶融混合物をガス霧化して微細な
    酸化物分散物を含む合金粉末を製造し、次いでこの合金
    粉末を熱的機械的に処理して１１０３〜１３７９ＭＰａ
    （１６０〜２００ｋｓｌ）の極限引張強さ、５１７〜６
    ９０ＭＰａ（７５〜１００ｋｓｌ）の０．２％オフセッ
    ト降伏強さ、３７〜６０％の伸び、および１０＾７サイ
    クル（回転ビーム）において４８３〜６５５ＭＰａ（７
    ０〜９５ｋｓｌ）の疲れ強さをもつ合金となすことより
    なる、高温処理後に微細な同軸結晶構造をもつ高強度、
    耐食性、高温安定性の延性合金の製法。
  7. （７）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、特許請求の範囲第６項に記載の
    方法。
  8. （８）合金粉末がガス霧化後に下記の重量％組成 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 ニッケル　　０．００２−０．１８７ 鉄　　　　　０．０６６−０．５２０ 炭素　　　　　０．０９−０．１１ 酸素　　　０．００３５−０．０１６ 窒素　　　　　０．１０−０．２６ アルミニウム　０．４０−０．８１ ランタン　　　　　　０−０．１５ からなり、残部が痕跡量の付随する不純物を除いてコバ
    ルトである、特許請求の範囲第６項に記載の方法。
  9. （９）高温暴露後に微細な同軸結晶構造をもち、ガス霧
    化により製造され、特許請求の範囲第１項に記載の重量
    ％組成をもつ高強度、耐食性、高温安定性の延性合金を
    鍛造することにより製造された人工補装具。
  10. （１０）多孔質被膜をもつ、特許請求の範囲第９項に記
    載の人工補装具。
JP61190412A 1985-08-13 1986-08-13 ガス霧化により製造される分散強化コバルト―クロム―モリブデン合金及びその製法 Granted JPS6280245A (ja)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US765298 1985-08-13
US06/765,298 US4668290A (en) 1985-08-13 1985-08-13 Dispersion strengthened cobalt-chromium-molybdenum alloy produced by gas atomization

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2249916A Division JPH0774409B2 (ja) 1985-08-13 1990-09-19 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

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPS6280245A true JPS6280245A (ja) 1987-04-13
JPH0413416B2 JPH0413416B2 (ja) 1992-03-09

Family

ID=25073171

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP61190412A Granted JPS6280245A (ja) 1985-08-13 1986-08-13 ガス霧化により製造される分散強化コバルト―クロム―モリブデン合金及びその製法
JP2249916A Expired - Lifetime JPH0774409B2 (ja) 1985-08-13 1990-09-19 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

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2249916A Expired - Lifetime JPH0774409B2 (ja) 1985-08-13 1990-09-19 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

Country Status (9)

Country Link
US (1) US4668290A (ja)
EP (1) EP0213781B1 (ja)
JP (2) JPS6280245A (ja)
AT (1) ATE43645T1 (ja)
CA (1) CA1288619C (ja)
DE (1) DE3663687D1 (ja)
ES (1) ES2001871A6 (ja)
IE (1) IE58550B1 (ja)
ZA (1) ZA866045B (ja)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2006103742A1 (ja) * 2005-03-28 2006-10-05 Iwate University 耐磨耗特性に優れる人工関節用Co-Cr-Mo合金
JP2015521096A (ja) * 2012-04-18 2015-07-27 ディーエスエム アイピー アセッツ ビー．ブイ． 水素化反応に有用な装置（ｉｉｉ）
JP2015183277A (ja) * 2014-03-26 2015-10-22 セイコーエプソン株式会社 装飾品、皮膚接触材料、粉末冶金用金属粉末および装飾品の製造方法
JP2016141887A (ja) * 2015-02-05 2016-08-08 セイコーエプソン株式会社 粉末冶金用金属粉末、コンパウンド、造粒粉末および焼結体
JP2016183401A (ja) * 2015-03-26 2016-10-20 セイコーエプソン株式会社 粉末冶金用金属粉末、コンパウンド、造粒粉末および焼結体

Families Citing this family (78)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5002731A (en) * 1989-04-17 1991-03-26 Haynes International, Inc. Corrosion-and-wear-resistant cobalt-base alloy
EP0555033B1 (en) * 1992-02-07 1999-05-26 Smith & Nephew, Inc. Surface hardened biocompatible metallic medical implants
GB9302387D0 (en) * 1993-02-06 1993-03-24 Osprey Metals Ltd Production of powder
US5308412A (en) * 1993-03-15 1994-05-03 Zimmer, Inc. Method of surface hardening cobalt-chromium based alloys for orthopedic implant devices
US5462575A (en) * 1993-12-23 1995-10-31 Crs Holding, Inc. Co-Cr-Mo powder metallurgy articles and process for their manufacture
US7494507B2 (en) * 2000-01-30 2009-02-24 Diamicron, Inc. Articulating diamond-surfaced spinal implants
US7678325B2 (en) * 1999-12-08 2010-03-16 Diamicron, Inc. Use of a metal and Sn as a solvent material for the bulk crystallization and sintering of diamond to produce biocompatbile biomedical devices
FR2733416B1 (fr) * 1995-04-28 1997-07-25 Bourrelly Georges Alliage pour protheses dentaires a base de cobalt-chrome aluminium
US5814272A (en) 1996-02-21 1998-09-29 Millipore Corporation Method for forming dendritic metal particles
US6770113B2 (en) 1996-02-21 2004-08-03 Mykrolis Corporation Method for forming anisotrophic metal particles
GB2311997A (en) * 1996-04-10 1997-10-15 Sanyo Special Steel Co Ltd Oxide-dispersed powder metallurgically produced alloys.
US5891191A (en) * 1996-04-30 1999-04-06 Schneider (Usa) Inc Cobalt-chromium-molybdenum alloy stent and stent-graft
US5954724A (en) 1997-03-27 1999-09-21 Davidson; James A. Titanium molybdenum hafnium alloys for medical implants and devices
US5848350A (en) * 1997-10-31 1998-12-08 Flomet, Inc. Nickel-free stainless steel alloy processible through metal injection molding techniques to produce articles intended for use in contact with the human body
US6045909A (en) * 1997-11-07 2000-04-04 Stryker Technologies Corporation Orthopaedic wires and cables and methods of making same
US6187045B1 (en) 1999-02-10 2001-02-13 Thomas K. Fehring Enhanced biocompatible implants and alloys
DE19918426A1 (de) * 1999-04-23 2000-10-26 Manfred Ahlden Dentalaufbrennlegierung
US6733603B1 (en) * 1999-11-15 2004-05-11 Deloro Stellite Company, Inc. Cobalt-based industrial cutting tool inserts and alloys therefor
US7569176B2 (en) * 1999-12-08 2009-08-04 Diamicron, Inc. Method for making a sintered superhard prosthetic joint component
US7556763B2 (en) * 1999-12-08 2009-07-07 Diamicron, Inc. Method of making components for prosthetic joints
US20050203630A1 (en) * 2000-01-30 2005-09-15 Pope Bill J. Prosthetic knee joint having at least one diamond articulation surface
US20100025898A1 (en) * 2000-01-30 2010-02-04 Pope Bill J USE OF Ti AND Nb CEMENTED TiC IN PROSTHETIC JOINTS
US8603181B2 (en) * 2000-01-30 2013-12-10 Dimicron, Inc Use of Ti and Nb cemented in TiC in prosthetic joints
US20040199260A1 (en) * 2000-01-30 2004-10-07 Pope Bill J. Prosthetic joint component having at least one sintered polycrystalline diamond compact articulation surface and substrate surface topographical features in said polycrystalline diamond compact
US20030019106A1 (en) * 2001-04-22 2003-01-30 Diamicron, Inc. Methods for making bearings, races and components thereof having diamond and other superhard surfaces
US6655845B1 (en) * 2001-04-22 2003-12-02 Diamicron, Inc. Bearings, races and components thereof having diamond and other superhard surfaces
US6887278B2 (en) * 2002-11-04 2005-05-03 Mayo Foundation For Medical Education And Research Prosthetic implant having segmented flexible stem
US20060198751A1 (en) * 2003-03-27 2006-09-07 Hoganas Ab, Co-based water-atomised powder composition for die compaction
US7300488B2 (en) * 2003-03-27 2007-11-27 Höganäs Ab Powder metal composition and method for producing components thereof
SE0300881D0 (sv) * 2003-03-27 2003-03-27 Hoeganaes Ab Powder metal composition and method for producing components thereof
US20050155679A1 (en) * 2003-04-09 2005-07-21 Coastcast Corporation CoCr alloys and methods for making same
US20040221929A1 (en) 2003-05-09 2004-11-11 Hebda John J. Processing of titanium-aluminum-vanadium alloys and products made thereby
US20050133277A1 (en) * 2003-08-28 2005-06-23 Diamicron, Inc. Superhard mill cutters and related methods
US7329383B2 (en) * 2003-10-22 2008-02-12 Boston Scientific Scimed, Inc. Alloy compositions and devices including the compositions
US7837812B2 (en) 2004-05-21 2010-11-23 Ati Properties, Inc. Metastable beta-titanium alloys and methods of processing the same by direct aging
WO2006054358A1 (ja) * 2004-11-19 2006-05-26 Iwate University 生体用合金のNi微量不純物によるアレルギー毒性を無害化する方法
CA2591977C (en) * 2004-12-21 2013-07-30 Smith & Nephew, Inc. Distal femoral trial with removable cutting guide
US8449991B2 (en) * 2005-04-07 2013-05-28 Dimicron, Inc. Use of SN and pore size control to improve biocompatibility in polycrystalline diamond compacts
US8337750B2 (en) 2005-09-13 2012-12-25 Ati Properties, Inc. Titanium alloys including increased oxygen content and exhibiting improved mechanical properties
US20070073374A1 (en) * 2005-09-29 2007-03-29 Anderl Steven F Endoprostheses including nickel-titanium alloys
US7611592B2 (en) * 2006-02-23 2009-11-03 Ati Properties, Inc. Methods of beta processing titanium alloys
US7780798B2 (en) * 2006-10-13 2010-08-24 Boston Scientific Scimed, Inc. Medical devices including hardened alloys
CN101646392B (zh) 2006-10-31 2013-05-22 史密夫和内修有限公司 试验性股骨假肢及其应用
US7972375B2 (en) * 2007-02-05 2011-07-05 Boston Scientific Scimed, Inc. Endoprostheses including metal matrix composite structures
JP5311941B2 (ja) * 2007-11-13 2013-10-09 セイコーエプソン株式会社 粉末冶金用金属粉末、焼結体および焼結体の製造方法
US8663359B2 (en) * 2009-06-26 2014-03-04 Dimicron, Inc. Thick sintered polycrystalline diamond and sintered jewelry
US10053758B2 (en) * 2010-01-22 2018-08-21 Ati Properties Llc Production of high strength titanium
US9255316B2 (en) 2010-07-19 2016-02-09 Ati Properties, Inc. Processing of α+β titanium alloys
US8499605B2 (en) 2010-07-28 2013-08-06 Ati Properties, Inc. Hot stretch straightening of high strength α/β processed titanium
US9206497B2 (en) 2010-09-15 2015-12-08 Ati Properties, Inc. Methods for processing titanium alloys
US8613818B2 (en) 2010-09-15 2013-12-24 Ati Properties, Inc. Processing routes for titanium and titanium alloys
US10513755B2 (en) 2010-09-23 2019-12-24 Ati Properties Llc High strength alpha/beta titanium alloy fasteners and fastener stock
US8652400B2 (en) 2011-06-01 2014-02-18 Ati Properties, Inc. Thermo-mechanical processing of nickel-base alloys
US9289037B2 (en) 2011-10-20 2016-03-22 Mythrial Metals Llc Hardened cobalt based alloy jewelry and related methods
CN103890207A (zh) * 2011-10-21 2014-06-25 京瓷医疗株式会社 生物体用Co-Cr-Mo合金
US9050647B2 (en) 2013-03-15 2015-06-09 Ati Properties, Inc. Split-pass open-die forging for hard-to-forge, strain-path sensitive titanium-base and nickel-base alloys
US9869003B2 (en) 2013-02-26 2018-01-16 Ati Properties Llc Methods for processing alloys
US9192981B2 (en) 2013-03-11 2015-11-24 Ati Properties, Inc. Thermomechanical processing of high strength non-magnetic corrosion resistant material
US9777361B2 (en) 2013-03-15 2017-10-03 Ati Properties Llc Thermomechanical processing of alpha-beta titanium alloys
US11111552B2 (en) 2013-11-12 2021-09-07 Ati Properties Llc Methods for processing metal alloys
CN104028770B (zh) * 2014-06-09 2017-03-08 宝鸡飞利有色金属材料有限公司 一种医用钴铬钼合金球形颗粒的制备方法
JP6358246B2 (ja) * 2015-01-08 2018-07-18 セイコーエプソン株式会社 粉末冶金用金属粉末、コンパウンド、造粒粉末、焼結体および装飾品
WO2016110929A1 (ja) * 2015-01-08 2016-07-14 セイコーエプソン株式会社 粉末冶金用金属粉末、コンパウンド、造粒粉末、焼結体および装飾品
US10094003B2 (en) 2015-01-12 2018-10-09 Ati Properties Llc Titanium alloy
JP2018532044A (ja) 2015-09-03 2018-11-01 クエステック イノベーションズ リミテッド ライアビリティ カンパニー アルミニウム合金
US10502252B2 (en) 2015-11-23 2019-12-10 Ati Properties Llc Processing of alpha-beta titanium alloys
US10850298B1 (en) * 2016-05-06 2020-12-01 Madeline A. Kuchinski System for non-contact coating of moving component through a falling flow of coating material
CN106041105A (zh) * 2016-05-25 2016-10-26 安徽省春谷3D打印智能装备产业技术研究院有限公司 高强度钴钽钼合金医用3d打印金属粉末及其制备方法
US11224915B2 (en) * 2017-06-05 2022-01-18 General Electric Company Method of repairing a component using an additive manufacture replacement coupon, and alloy for additive manufacturing
EP3717245B1 (en) 2017-11-28 2023-09-20 Questek Innovations LLC A method of using an atomized alloy powder in additive manufacturing
WO2020041726A1 (en) * 2018-08-24 2020-02-27 Oregon State University Additive-containing alloy embodiments and methods of making and using the same
CN109570519A (zh) * 2019-01-31 2019-04-05 上海材料研究所 一种用于3D打印的CoCrMo合金粉末的制备方法
CN111575539B (zh) * 2020-04-23 2021-07-23 中国科学院金属研究所 一种热加工态钴基合金棒丝材的制备方法
EP3964308A1 (en) * 2020-09-02 2022-03-09 Mitsubishi Power, Ltd. Method for manufacturing cobalt-based alloy structure, and cobalt-based alloy structure obtained thereby
CN116577170B (zh) * 2023-05-18 2024-03-01 陕西长羽航空装备股份有限公司 航空发动机零部件测试用MoNiCr合金金相组织腐蚀方法及应用
US12344918B2 (en) 2023-07-12 2025-07-01 Ati Properties Llc Titanium alloys
CN119194165B (zh) * 2024-09-20 2025-06-20 莆田学院附属医院（莆田市第二医院） 一种髋关节用抗菌Zr-Nb合金、粉末及激光增材制造方法
CN120115705B (zh) * 2025-03-24 2025-12-26 河北工业大学 一种原位合成ods多主元合金粉末的制备方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS4886713A (ja) * 1972-01-31 1973-11-15
JPS5055510A (ja) * 1973-09-11 1975-05-15

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR423562A (fr) * 1909-12-13 1911-04-21 Theodor Knoesel Engrais et son procédé de fabrication
DE1208595B (de) * 1961-05-06 1966-01-05 Deutsche Edelstahlwerke Ag Verfahren zum Erzeugen von Chromdiffusions-zonen mit extrem niedriger Oberflaechenrauhigkeit auf Teilen aus Nickel- oder Kobaltlegierungen
US3356542A (en) * 1967-04-10 1967-12-05 Du Pont Cobalt-nickel base alloys containing chromium and molybdenum
US3591362A (en) * 1968-03-01 1971-07-06 Int Nickel Co Composite metal powder
US3649256A (en) * 1970-02-16 1972-03-14 Latrobe Steel Co Fully dense consolidated-powder superalloys
CA962806A (en) * 1970-06-04 1975-02-18 Ontario Research Foundation Surgical prosthetic device
SU368341A1 (ru) * 1970-12-29 1973-01-26 Сплав на основе кобальта
DE2225577C3 (de) * 1972-05-26 1980-01-31 Edelstahlwerk Witten Ag, 5810 Witten Verwendung einer Legierung auf Kobalt-Chrom-Basis als Biowerkstoff
US4012229A (en) * 1972-10-10 1977-03-15 Cabot Corporation Ductile cobalt-base alloys
JPS5410224A (en) * 1977-06-23 1979-01-25 Howmedica Nitrogen containing cobalt cromium molibuden alloy
US4156943A (en) * 1977-08-24 1979-06-05 Collier John P High-strength porous prosthetic device and process for making the same
DE3145945A1 (de) * 1981-11-20 1983-06-01 Fried. Krupp Gmbh, 4300 Essen Verwendung einer kobalt-chrom-legierung als werkstoff fuer die dentalprothethik"
US4514359A (en) * 1983-03-30 1985-04-30 Austenal International, Inc. Nonprecious dental alloy
JP5641686B2 (ja) 2008-10-22 2014-12-17 東レ株式会社 導電性フィルム及びそれを用いたディスプレイ用フィルター

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS4886713A (ja) * 1972-01-31 1973-11-15
JPS5055510A (ja) * 1973-09-11 1975-05-15

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2006103742A1 (ja) * 2005-03-28 2006-10-05 Iwate University 耐磨耗特性に優れる人工関節用Co-Cr-Mo合金
JP4843795B2 (ja) * 2005-03-28 2011-12-21 国立大学法人岩手大学 耐磨耗特性に優れる人工関節用Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ合金
JP2015521096A (ja) * 2012-04-18 2015-07-27 ディーエスエム アイピー アセッツ ビー．ブイ． 水素化反応に有用な装置（ｉｉｉ）
JP2015183277A (ja) * 2014-03-26 2015-10-22 セイコーエプソン株式会社 装飾品、皮膚接触材料、粉末冶金用金属粉末および装飾品の製造方法
JP2016141887A (ja) * 2015-02-05 2016-08-08 セイコーエプソン株式会社 粉末冶金用金属粉末、コンパウンド、造粒粉末および焼結体
JP2016183401A (ja) * 2015-03-26 2016-10-20 セイコーエプソン株式会社 粉末冶金用金属粉末、コンパウンド、造粒粉末および焼結体

Also Published As

Publication number Publication date
IE862168L (en) 1987-02-13
ATE43645T1 (de) 1989-06-15
ZA866045B (en) 1988-03-30
JPH0413416B2 (ja) 1992-03-09
CA1288619C (en) 1991-09-10
IE58550B1 (en) 1993-10-06
EP0213781B1 (en) 1989-05-31
JPH0774409B2 (ja) 1995-08-09
US4668290A (en) 1987-05-26
EP0213781A1 (en) 1987-03-11
JPH03146631A (ja) 1991-06-21
DE3663687D1 (en) 1989-07-06
ES2001871A6 (es) 1988-07-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP0213781B1 (en) Dispersion strengthened cobalt-chromium-molybdenum alloy produced by gas atomization
US4714468A (en) Prosthesis formed from dispersion strengthened cobalt-chromium-molybdenum alloy produced by gas atomization
US5462575A (en) Co-Cr-Mo powder metallurgy articles and process for their manufacture
EP0195513B1 (en) Cobalt-chromium superalloy
Machio et al. A comparison of the microstructures, thermal and mechanical properties of pressed and sintered Ti–Cu, Ti–Ni and Ti–Cu–Ni alloys intended for dental applications
Freese et al. Metallurgy and technological properties of titanium and titanium alloys
Escobedo et al. Effect of nitrogen on the microstructure and mechanical properties of a Co Cr Mo alloy
Im et al. Effect of Y2O3 content on microstructure and mechanical properties of ODS Ti-6Al-4V alloys fabricated by in situ atomization and SPS
Basha et al. The effect of Si addition on the microstructure, mechanical properties, and wear rate of the Co–Cr–Mo-based biomedical alloys
Zyguła et al. The design of Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr elemental powders mixture processing
Sago et al. METAL INJECTION MOLDING OF ALLOYS FOR IMPLANTABLE MEDICAL DEVICES.
Wang et al. A dispersion strengthened Co-Cr-Mo alloy for medical implants
US12629750B2 (en) Precipitation hardening powder metal composition
EP0953653A1 (en) Method for producing forged iron-nickel-base superalloys
Vieira Muterlle Microstructural and mechanical properties of Co and Ti alloys for biomedical applications produced by metal injection molding (MIM)
Al-Hassania et al. Compression and wear properties of biocompatible commercially pure titanium and (titanium-silicon) alloys
Zawrah et al. Effect of Hydroxyapatite Nano Rods on Sinterability and Bioactivity of Fe-14Mn-6Si Alloy Prepared By Powder Metallurgy
Niinomi Recent developments in Japanese titanium research and development
Imamović et al. HYDROGENATION PROCESS OF TITANIUM ALLOY FOR BIOMEDICAL PURPOSES
Dong et al. Additive Manufacturing Letters
Encai et al. FURTHER STUDIES ON THERMAL STABILITY