JP2007517988A - Method for producing superelastic beta titanium article and article obtained by the method - Google Patents

Abstract

【課題】低コストで製造可能な超弾性βチタン合金からなる物品を提供する。
【解決手段】約8から約10wt%のモリブデンと、約2.8から約6wt%のアルミニウムと、約2wt%までのクロムと、約2wt%までのバナジウムと、約4wt%までのニオブと、を含み、残りがチタンであり、当該質量パーセントは、全質量に対するものである組成物から製造される物品。約8から約10wt%のモリブデンと、約2.8から約6wt%のアルミニウムと、約2wt%までのクロムと、約2wt%までのバナジウムと、約4wt%までのニオブと、を含み、残りがチタンであり、当該質量パーセントは、全質量に対するものである組成物から形態を形成する工程と、前記形態を冷間加工する工程と、前記形態を熱処理する工程とを有する方法によって製造された物品。
【選択図】なしAn article made of a superelastic β-titanium alloy that can be manufactured at low cost is provided.
About 8 to about 10 wt% molybdenum, about 2.8 to about 6 wt% aluminum, up to about 2 wt% chromium, up to about 2 wt% vanadium, and up to about 4 wt% niobium. , An article made from a composition wherein the balance is titanium and the weight percentage is relative to the total weight. Contains about 8 to about 10 wt% molybdenum, about 2.8 to about 6 wt% aluminum, up to about 2 wt% chromium, up to about 2 wt% vanadium, and up to about 4 wt% niobium, with the remainder being titanium An article manufactured by a method comprising the steps of forming a form from a composition wherein the weight percent is relative to the total weight, a step of cold working the form, and a step of heat treating the form.
[Selection figure] None

Description

本出願は、超弾性βチタン合金、 当該合金の製造方法およびこれらから得られる物品に関する。   The present application relates to superelastic β titanium alloys, methods for producing the alloys and articles obtained therefrom.

マルテンサイト変態を起こす合金は、「形状記憶効果」を示すことがある。この変態の結果として、「オーステナイト」として知られる高温相が、「マルテンサイト」と呼ばれる対称性が低い構造を取る無拡散の剪断プロセスを通じてその結晶構造を変える。このプロセスは、形態記憶合金のように可逆的であり、ゆえに、加熱によって逆変態が起きる。冷却またはマルテンサイト変態の開始温度は、一般に、Ms温度と呼ばれている。また、終了温度は、一般に、Mf温度と呼ばれている。逆変態またはオーステナイト変態の開始温度および終了温度は、それぞれAsおよびAfと呼ばれている。   Alloys that undergo martensitic transformation may exhibit a “shape memory effect”. As a result of this transformation, the high temperature phase known as “austenite” changes its crystal structure through a non-diffusion shearing process called “martensite”, which takes a less symmetrical structure. This process is reversible like a shape memory alloy and therefore reverse transformation occurs upon heating. The starting temperature of cooling or martensitic transformation is commonly referred to as the Ms temperature. The end temperature is generally called the Mf temperature. The start and end temperatures of the reverse or austenite transformation are called As and Af, respectively.

Af以下の温度で可逆的なマルテンサイト相変態を起こす合金は、低温のマルテンサイト相と同様に、高温のオーステナイト相において、マルテンサイト変態によって引き起こされる応力により変形することがある。これらの合金は、一般に、Af温度以上に加熱すると元の形状に回復する。このため、これらの合金は「形状記憶合金」と呼ばれる。Af温度以上では、応力によるマルテンサイトは安定でなく、変形から解放されるとオーステナイトに戻る。応力によるマルテンサイトがオーステナイトに戻ることに関連する歪み回復は、一般に、ASTM F2005（ニッケル−チタン形状記憶合金の標準用語）において、「擬弾性」または「超弾性」と呼ばれている。上記２つの用語は、形状記憶合金が、機械的に引き起こされる結晶相変態によって、多大な可塑性を持つことなく大きな変形から弾性的に回復する能力を記述するために同義的に使用される。   An alloy that undergoes a reversible martensitic phase transformation at temperatures below Af may be deformed by stress caused by the martensitic transformation in the high temperature austenite phase, as in the low temperature martensitic phase. These alloys generally recover to their original shape when heated above the Af temperature. For this reason, these alloys are called “shape memory alloys”. Above the Af temperature, the martensite due to stress is not stable and returns to austenite when released from deformation. The strain recovery associated with the return of martensite due to stress to austenite is commonly referred to as “pseudoelasticity” or “superelasticity” in ASTM F2005 (a standard term for nickel-titanium shape memory alloys). The two terms are used interchangeably to describe the ability of shape memory alloys to recover elastically from large deformations without significant plasticity due to mechanically induced crystal phase transformations.

ニチノールは、化学量論的に近い量のニッケルおよびチタンを含む形状記憶合金である。擬弾性ニチノールを変形すると、応力によるマルテンサイトの形成により、相対的に一定な応力で合金の歪みが増加する。除荷により、マルテンサイトがオーステナイトに戻ることは、一定の、しかし異なる応力で生じる。それゆえに、擬弾性ニチノールの典型的な応力−歪み曲線は、負荷および除荷の両方の応力プラトーを示す。しかし、応力が異なるため、これらのプラトーは同一ではない。これは、ニチノールの機械的なヒステリシスの発現を示している。このため、擬弾性ニチノールでは、約8〜約10％の変形が回復する。また、低温状態のニチノールは、拡張線形弾性を示す。線形弾性を示すニチノール組成物物は、プラトーを示さず、3.5%までの歪みを回復する。この性質は、一般に、「線形超弾性」と呼ばれ、変態によって生じる「擬弾性」または「超弾性」と区別される。これらの特性により、一般に、ニチノールは、眼鏡類用のフレームおよびその他の部品のみならず医療用ステント、ガイドワイヤ、手術用装置、歯列矯正用器具、携帯電話用アンテナワイヤなどの多くの用途おいて幅広く使用される材料となっている。   Nitinol is a shape memory alloy containing near stoichiometric amounts of nickel and titanium. When the pseudoelastic nitinol is deformed, the strain of the alloy increases with a relatively constant stress due to the formation of martensite due to the stress. Upon unloading, the return of martensite to austenite occurs at constant but different stresses. Therefore, the typical stress-strain curve of pseudoelastic nitinol shows both loading and unloading stress plateaus. However, because of the different stresses, these plateaus are not identical. This indicates the development of mechanical hysteresis of nitinol. For this reason, pseudoelastic Nitinol recovers from about 8 to about 10% deformation. Nitinol in a low temperature state exhibits extended linear elasticity. Nitinol compositions that exhibit linear elasticity do not exhibit a plateau and recover strain up to 3.5%. This property is commonly referred to as “linear superelasticity” and is distinguished from “pseudoelasticity” or “superelasticity” caused by transformation. Due to these characteristics, Nitinol is generally used in many applications such as medical stents, guide wires, surgical devices, orthodontic appliances, mobile phone antenna wires as well as frames and other components for eyeglasses. It is a widely used material.

しかし、ニチノールは、成形および／または溶接により加工することが困難であり、ニチノール製品を製造することが高費用かつ多大な時間を要することの要因となっていた。さらに、ニッケルを含有する製品のユーザは、時としてニッケルに対してアレルギー体質を呈する。   However, nitinol is difficult to process by molding and / or welding, and manufacturing a nitinol product has been a factor of being expensive and requiring a lot of time. Furthermore, users of products containing nickel sometimes exhibit allergic predispositions to nickel.

ある実施の形態の物品は、約8から約10wt%のモリブデン、約2.8から約6wt%のアルミニウム、約2wt%までのクロム、約2wt%までのバナジウム、および約4wt%までのニオブを有し、残りがチタンである組成物から製造されたことを特徴とする。なお、上記質量パーセントは、組成物の全質量に対するものである。   An article of an embodiment has about 8 to about 10 wt% molybdenum, about 2.8 to about 6 wt% aluminum, up to about 2 wt% chromium, up to about 2 wt% vanadium, and up to about 4 wt% niobium. , Manufactured from a composition in which the remainder is titanium. In addition, the said mass percentage is with respect to the total mass of a composition.

他の実施の形態の物品は、約8.9wt%のモリブデン、約3.03wt%のアルミニウム、約1.95wt%のバナジウム、および約3.86wt%のニオブを含み、残りがチタンである組成物から製造されたことを特徴とする。   An article of another embodiment is manufactured from a composition comprising about 8.9 wt% molybdenum, about 3.03 wt% aluminum, about 1.95 wt% vanadium, and about 3.86 wt% niobium, with the balance being titanium. It is characterized by that.

他の実施の形態の物品は、約9.34wt%のモリブデン、約3.01wt%のアルミニウム、約1.95wt%のバナジウム、および約3.79wt%のニオブを含み、残りがチタンである組成物から製造されたことを特徴ととする。   An article of another embodiment is manufactured from a composition comprising about 9.34 wt% molybdenum, about 3.01 wt% aluminum, about 1.95 wt% vanadium, and about 3.79 wt% niobium, with the balance being titanium. It is characterized by that.

他の実施の形態の物品は、約8から約10wt%のモリブデン、約2.8から約6wt%のアルミニウム、約2wt%までのクロム、約2wt%までのバナジウム、および約4wt%までのニオブを含み、残りがチタンである組成物から形態を形成する工程と、形態を冷間加工する工程と、形態を熱処理する工程とを含む。なお、上記質量パーセントは、組成物の全質量に対するものである。   Articles of other embodiments include about 8 to about 10 wt% molybdenum, about 2.8 to about 6 wt% aluminum, up to about 2 wt% chromium, up to about 2 wt% vanadium, and up to about 4 wt% niobium. And a step of forming a form from a composition in which the remainder is titanium, a step of cold working the form, and a step of heat treating the form. In addition, the said mass percentage is with respect to the total mass of a composition.

他の実施の形態の物品は、約8から約10wt%のモリブデン、約2.8から約6wt%のアルミニウム、約2wt%までのクロム、約2wt%までのバナジウム、約4wt%までのニオブを含み、残りがチタンである組成物を有するワイヤをスエージする工程と、前記ワイヤを冷間加工する工程と、前記ワイヤを熱処理する工程とを含む方法により製造されたことを特徴とする。なお、上記質量パーセントは、組成物の全質量に対するものである。   Articles of other embodiments comprise about 8 to about 10 wt% molybdenum, about 2.8 to about 6 wt% aluminum, up to about 2 wt% chromium, up to about 2 wt% vanadium, up to about 4 wt% niobium, It is manufactured by a method including a step of swaging a wire having a composition in which the balance is titanium, a step of cold working the wire, and a step of heat treating the wire. In addition, the said mass percentage is with respect to the total mass of a composition.

他の実施の形態のβチタン合金から製造された物品は、眼鏡類のフレームおよび部品、ゴルフクラブのフェース挿入物またはヘッド、歯列矯正用アーチワイヤ、歯科インプラント、医療用ステント、フィルタ、バスケット、外科手術用器具、整形外科用人工装具、整形外科用骨折固定用具、脊椎固定術、および脊柱側弯症矯正用具、またはカテーテル導入器 (ガイドワイヤ )などであってよい。   Articles made from other embodiments of beta titanium alloys include eyeglass frames and parts, golf club face inserts or heads, orthodontic archwires, dental implants, medical stents, filters, baskets, It may be a surgical instrument, an orthopedic prosthesis, an orthopedic fracture fixation device, a spinal fusion, and a scoliosis correction device, or a catheter introducer (guidewire).

βチタン合金から製造された眼鏡類のフレームおよびフレーム用部品、ゴルフクラブのフェース挿入物およびヘッド、歯列矯正用アーチワイヤ、歯科インプラント、整形外科用人工装具、整形外科用骨折固定用具、脊椎固定術および脊柱側弯症矯正用具、医療用ステント、フィルタ、バスケット、ならびにカテーテル導入器(ガイドワイヤ)などの物品がここに開示される。βチタン合金は、線形超弾性のみならず擬弾性を示し、他の金属に有利に溶接、ろう付け、またははんだ付けされうる。また、βチタン合金から製造された物品は、大気温度で種々の形態に変形可能であり、一般に、超弾性に関連する高スプリングバック特性を保持する。本願に開示された全ての範囲は包括的かつ結合可能である。   Eyeglass frames and frame parts made from β-titanium alloys, golf club face inserts and heads, orthodontic archwires, dental implants, orthopedic prostheses, orthopedic fracture fixation devices, spinal fixation Articles such as surgical and scoliosis correction tools, medical stents, filters, baskets, and catheter introducers (guidewires) are disclosed herein. Beta titanium alloys exhibit pseudoelasticity as well as linear superelasticity and can be advantageously welded, brazed, or soldered to other metals. Also, articles made from β-titanium alloys can be deformed into various forms at ambient temperature and generally retain high springback characteristics associated with superelasticity. All ranges disclosed in this application are comprehensive and combinable.

純チタンは、882°Cで同形の(isomorphous)変態温度を有する。βチタンと呼ばれる体心立方(bcc)構造は、同形の変態温度以上で安定であり、αチタンと呼ばれる六方最密充填(hcp)構造は、一般に、当該温度以下で安定である。チタンがバナジウム、モリブデン、および／またはニオブなどの元素と合金化されると、得られる合金は、約882°C(βトランザス温度)以下の温度でβ相安定性が増加する。一方、チタンがアルミニウムまたは酸素と合金化されると、安定な相の温度範囲は、同形の変態温度以上で増加する。β相温度範囲を増加させる効果を有する元素は、β安定化剤と呼ばれる。一方、α相温度範囲を広げることが可能な元素は、α安定化剤と呼ばれる。   Pure titanium has an isomorphous transformation temperature at 882 ° C. A body-centered cubic (bcc) structure called β-titanium is stable above the isomorphous transformation temperature, and a hexagonal close-packed (hcp) structure called α-titanium is generally stable below that temperature. When titanium is alloyed with elements such as vanadium, molybdenum, and / or niobium, the resulting alloy increases in β-phase stability at temperatures below about 882 ° C. (β transus temperature). On the other hand, when titanium is alloyed with aluminum or oxygen, the temperature range of the stable phase increases above the isomorphic transformation temperature. Elements that have the effect of increasing the β phase temperature range are called β stabilizers. On the other hand, an element capable of expanding the α phase temperature range is called an α stabilizer.

合金化されていないチタンは、882°Cのβトランザス温度に冷却することにより、体心立方(bcc)のβ相から六方最密充填(hcp)のα相に同素的に変態する。合金組成物および熱−機械的な処理に基づいて、チタン合金の究極の微細構造は、α相、α相＋β相またはβ相を取り得る。いわゆるβ合金は、β安定化元素の臨界量を含有し、高温でのβ安定性が増し、元素濃度が増加するにつれて、βトランザス温度がより低い温度に減少する。ある濃度レベルが達成されると、β相領域からの急速冷却によって準安定なβ相が維持される。準安定なβチタン合金は、応力の付加下でのマルテンサイト変態のような格子変態を起こしうる。このため、β安定性の臨界範囲におけるチタン合金は、形状記憶効果および超弾性をしめしうる。β安定化元素は、さらにβ-同形グループおよびβ-共析グループに分類される。V、Zr、Hf、Nb、Ta、MoおよびReのようなβ-同形元素は、単なるβ→α変態をなすことによりβ相を安定化させる。一方、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Pd、Ag、W、PtおよびAuのようなβ-共析元素は、β→α+γ変態をなすことによりβ相を安定化させる。   Non-alloyed titanium transforms allotropically from the β-phase of body-centered cubic (bcc) to the α-phase of hexagonal close-packed (hcp) by cooling to a β transus temperature of 882 ° C. Based on the alloy composition and thermo-mechanical processing, the ultimate microstructure of the titanium alloy can take an α phase, an α phase + β phase or a β phase. So-called β alloys contain a critical amount of β-stabilizing elements, β stability at high temperatures increases, and as the element concentration increases, the β transus temperature decreases to lower temperatures. When a certain concentration level is achieved, a metastable β phase is maintained by rapid cooling from the β phase region. Metastable β-titanium alloys can undergo lattice transformations such as martensitic transformations under the application of stress. For this reason, titanium alloys in the critical range of β stability can exhibit a shape memory effect and superelasticity. β-stabilizing elements are further classified into β-isomorphic groups and β-eutectoid groups. Β-isomorphous elements such as V, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo, and Re stabilize the β phase by making a simple β → α transformation. On the other hand, β-eutectoid elements such as Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Pd, Ag, W, Pt, and Au stabilize the β phase by performing β → α + γ transformation.

β相の安定性は、当該合金を構成する元素の荷重平均の合計によって表され、多くの場合、モリブデン当量(Mo_eq.)として知られている。P. Baniaは、"Beta Titanium Alloys in the 1990's(TMS、Warrendale、1993)"において、Mo_eq.を次式(1)のように定義している。 The stability of the β phase is represented by the sum of the load averages of the elements constituting the alloy, and is often known as molybdenum equivalent (Mo _eq. ). P. Bania defines Mo _{eq. As} in the following formula (1) in “Beta Titanium Alloys in the 1990's (TMS, Warrendale, 1993)”.

Mo_eq. = 1.00Mo + 0.28Nb + 0.22Ta + 0.67V + 1.43Co + 1.60Cr + 0.77Cu + 2.90Fe + 1.54Mn + l.llNi + 0.44W - 1.00Al (1)
ここで、Moはモリブデン、Nbはニオブ、Taはタンタル、Vはバナジウム、Coはコバルト、Crはクロム、Cuは銅、Feは鉄、Mnはマンガン、Niはニッケル、Wはタングステン、およびAlはアルミニウムであり、各化学記号は、それぞれの元素の量を当該合金の全質量に基づく質量パーセントで表す。ある形態では、アルミニウムは、カーボン、ホウ素、ゲルマニウムおよび／またはガリウムで置換可能である。 Mo _eq. = 1.00Mo + 0.28Nb + 0.22Ta + 0.67V + 1.43Co + 1.60Cr + 0.77Cu + 2.90Fe + 1.54Mn + l.llNi + 0.44W-1.00Al (1)
Where Mo is molybdenum, Nb is niobium, Ta is tantalum, V is vanadium, Co is cobalt, Cr is chromium, Cu is copper, Fe is iron, Mn is manganese, Ni is nickel, W is tungsten, and Al is Aluminum, where each chemical symbol represents the amount of each element in weight percent based on the total weight of the alloy. In some forms, the aluminum can be replaced with carbon, boron, germanium and / or gallium.

Hf(ハフニウム)、Sn(錫)、およびZr(ジルコニウム)は、β安定性に関して同様な弱い効果を示す。これらは、βトランザス以下で活性を示すが、これらの元素は、中性添加物と考えられている。米国空軍技術報告AFML-TR-75-41は、Zrが少量のMo当量(0.25)を有するのに対して、AlがMoとは逆の効果を有するα安定化剤であることを示唆している。したがって、質量パーセントでのMo当量は、式(1)の変形にあたる次式(2)によって計算される。   Hf (hafnium), Sn (tin), and Zr (zirconium) show similar weak effects on β stability. These show activity below β transas, but these elements are considered neutral additives. US Air Force Technical Report AFML-TR-75-41 suggests that Zr has a small amount of Mo equivalent (0.25) whereas Al is an alpha stabilizer that has the opposite effect of Mo. Yes. Therefore, the Mo equivalent in mass percent is calculated by the following equation (2), which is a modification of the equation (1).

Mo_eq. = 1.00Mo + 0.28Nb + 0.22Ta + 0.67V + 1.43Co + 1.60Cr + 0.77Cu + 2.90Fe + 1.54Mn + 1.11Ni + 0.44W + 0.25(Sn + Zr + Hf) - 1.00Al (2)
一般に、超弾性および／または擬弾性を示し、合金の全質量に基づいて、約7から約11wt%のモリブデン当量を有する形状記憶合金が望まれている。ある実施の形態では、超弾性および／または擬弾性を示し、合金の全質量に基づいて、約7.5から約10.5wt%のモリブデン当量を有する形状記憶合金が望まれている。他の実施の形態では、超弾性および／または擬弾性を示し、合金の全質量に基づいて、約8から約10wt%のモリブデン当量を有する形状記憶合金が望まれている。さらに他の実施の形態では、超弾性および／または擬弾性を示し、合金の全質量に基づいて、約8.5から約9.8wt%のモリブデン当量を有する形状記憶合金が望まれている。 Mo _eq. = 1.00Mo + 0.28Nb + 0.22Ta + 0.67V + 1.43Co + 1.60Cr + 0.77Cu + 2.90Fe + 1.54Mn + 1.11Ni + 0.44W + 0.25 (Sn + Zr + Hf)-1.00Al (2 )
In general, shape memory alloys that exhibit superelasticity and / or pseudoelasticity and have a molybdenum equivalent weight of about 7 to about 11 wt%, based on the total mass of the alloy, are desired. In certain embodiments, shape memory alloys that exhibit superelasticity and / or pseudoelasticity and have a molybdenum equivalent weight of about 7.5 to about 10.5 wt%, based on the total mass of the alloy, are desired. In other embodiments, shape memory alloys that exhibit superelasticity and / or pseudoelasticity and have a molybdenum equivalent weight of about 8 to about 10 wt% based on the total mass of the alloy are desired. In still other embodiments, shape memory alloys that exhibit superelasticity and / or pseudoelasticity and have a molybdenum equivalent weight of from about 8.5 to about 9.8 wt%, based on the total mass of the alloy, are desired.

式(1)および／または(2)にあるこれらの元素は必要に応じて任意である。他の実施の形態では、チタンに加えられる組成物中に存在する元素は、モリブデン、バナジウム、クロム、アルミニウム、および／またはニオブである。さらに他の実施の形態では、一般に、式(2)で表される元素は、合金組成物の全質量に基づいて、組成物中に約0.1以上、好ましくは、約0.5以上、好ましくは、約1以上、好ましくは、約1.5以上、好ましくは、約5以上、さらに好ましくは約10wt%以上の量が存在することが望ましい。さらに他の実施の形態では、一般に、式(2)で表される元素は、合金組成物の全質量に基づいて、組成物中に約50以下、好ましくは、約40以下、好ましくは、約35以下、好ましくは、約30以下、好ましくは、約25以下、さらに好ましくは、約20wt%以下の量が存在することが望ましい。   These elements in formula (1) and / or (2) are optional as required. In other embodiments, the element present in the composition added to titanium is molybdenum, vanadium, chromium, aluminum, and / or niobium. In still other embodiments, generally, the element represented by formula (2) is about 0.1 or more, preferably about 0.5 or more, preferably about 0.5 or more in the composition, based on the total mass of the alloy composition. It is desirable that an amount of 1 or more, preferably about 1.5 or more, preferably about 5 or more, more preferably about 10 wt% or more is present. In still other embodiments, generally, the element represented by formula (2) is about 50 or less, preferably about 40 or less, preferably about 40 or less in the composition, based on the total mass of the alloy composition. It is desirable that an amount of 35 or less, preferably about 30 or less, preferably about 25 or less, more preferably about 20 wt% or less is present.

β安定化剤の濃度が十分に高いチタン合金は、一般に、室温で準安定なβ相構造を有するために十分安定である。そのような特性を示す合金は、βチタン合金と呼ばれる。マルテンサイト変態は、一般に、βチタン合金において生じる。βチタン合金でのマルテンサイト変態温度は、一般に、合金中のβ安定化剤の量が増加するにつれて減少する。一方、安定化剤の量が増加すると、一般に、マルテンサイト変態温度が上昇する。したがって、β相が平衡状態で単相である温度以上の温度から急激に冷却されると、安定化の程度に基づいて、βチタン合金はマルテンサイト変態を示しうる。βチタン合金は、一般に、約8〜10wt%のモリブデン、約2.8〜6wt%のアルミニウム、約2wt%までのクロム、約2wt%までのバナジウム、約4wt%までのニオブを含み、残りがチタンである。全ての質量パーセントは、合金の全質量に基づく。モリブデンに対する前述の範囲内で、モリブデンの量は、約8.5wt%以上、好ましくは、約9.0wt%以上、より好ましくは、約9.2wt%以上であることが望ましい。また、当該範囲内で、モリブデンの量は、合金の全質量に対して、約9.75wt%以下、より好ましくは、約9.5wt%以下であることが望ましい。   A titanium alloy with a sufficiently high concentration of β stabilizer is generally sufficiently stable because it has a metastable β phase structure at room temperature. An alloy exhibiting such properties is called a β titanium alloy. Martensitic transformation generally occurs in β titanium alloys. The martensitic transformation temperature in β titanium alloys generally decreases as the amount of β stabilizer in the alloy increases. On the other hand, increasing the amount of stabilizer generally increases the martensitic transformation temperature. Therefore, when the β phase is rapidly cooled from a temperature equal to or higher than the temperature at which the β phase is a single phase, the β titanium alloy can exhibit a martensitic transformation based on the degree of stabilization. Beta titanium alloys generally contain about 8-10 wt% molybdenum, about 2.8-6 wt% aluminum, up to about 2 wt% chromium, up to about 2 wt% vanadium, up to about 4 wt% niobium, with the remainder being titanium. is there. All weight percentages are based on the total weight of the alloy. Within the foregoing range for molybdenum, the amount of molybdenum should be about 8.5 wt% or more, preferably about 9.0 wt% or more, more preferably about 9.2 wt% or more. Also, within this range, the amount of molybdenum is desirably about 9.75 wt% or less, more preferably about 9.5 wt% or less, based on the total mass of the alloy.

アルミニウムに対する前述の範囲内で、一般に、アルミニウムの量は、約2.85wt%以上、好ましくは、約2.9wt%以上、より好ましくは、約2.93wt%以上であることが望ましい。また、当該範囲内で、アルミニウムの量が、合金の全質量に対して、約5.0wt%以下、好ましくは、約4.5wt%以下、より好ましくは、約4.0wt%以下であることが望ましい。   Within the above range for aluminum, it is generally desirable that the amount of aluminum be about 2.85 wt% or more, preferably about 2.9 wt% or more, more preferably about 2.93 wt% or more. Further, within the above range, the amount of aluminum is desirably about 5.0 wt% or less, preferably about 4.5 wt% or less, more preferably about 4.0 wt% or less with respect to the total mass of the alloy.

バナジウムに対する前述の範囲内で、一般に、バナジウムの量は、合金の全質量に対して、約1wt%以上、好ましくは、約1.2wt%以上、より好ましくは、約1.5wt%以上であることが望ましい。   Within the aforementioned range for vanadium, generally the amount of vanadium should be about 1 wt% or more, preferably about 1.2 wt% or more, more preferably about 1.5 wt% or more, based on the total mass of the alloy. desirable.

ニオブに対する前述の範囲内で、ニオブの量は、合金の全質量に対して、約2wt%以上、好ましくは、約3wt%以上、より好ましくは、約3.5wt%以上であることが望ましい。   Within the aforementioned range for niobium, the amount of niobium should be about 2 wt% or more, preferably about 3 wt% or more, more preferably about 3.5 wt% or more, based on the total mass of the alloy.

例示的な実施の形態では、一般に、βチタン合金は、8.9wt%のモリブデン、3.03wt%のアルミニウム、1.95wt%のバナジウム、3.86wt%のニオブを含み、残りがチタンであることが望ましい。   In an exemplary embodiment, it is generally desirable for the β-titanium alloy to contain 8.9 wt% molybdenum, 3.03 wt% aluminum, 1.95 wt% vanadium, 3.86 wt% niobium, with the remainder being titanium.

他の例示的な実施の形態では、一般に、βチタン合金は、9.34wt%のモリブデン、3.01wt%のアルミニウム、1.95wt%のバナジウム、3.79wt%のニオブを含み、残りがチタンであることが望ましい。   In other exemplary embodiments, the β-titanium alloy generally includes 9.34 wt% molybdenum, 3.01 wt% aluminum, 1.95 wt% vanadium, 3.79 wt% niobium, with the remainder being titanium. desirable.

ある実施の形態では、βチタン合金は溶体化処理、および／または熱的エイジングされていてもよい。βチタン合金の溶体化処理では、当該合金は、約850°C（当該合金のβトランザス温度）以上の温度にさらされる。当該合金の溶体化処理は、通常、約850から約1000°C、好ましくは、約850から約900°Cで、約１分間または成分の質量に応じてそれ以上の間、真空または不活性ガス中で行われる。加熱の後、完全再結晶化相β粒構造を保つために、不活性ガスクエンチまたは空気冷却を用いて、約5°C/秒以上、好ましくは、約25°C/秒、さらに好ましくは、約50°C/秒以上の速度で、急速冷却が行われる。ある例では、急冷された合金は、その後に、ω相の微細析出物の量を調節するために、約350から約550°Cで約10秒から約30分間エイジング処理される。他の実施の形態では、約350から約550°Cの温度で8時間までの時間、熱処理を受けることが望ましい。   In some embodiments, the beta titanium alloy may be solution treated and / or thermally aged. In the solution treatment of a β titanium alloy, the alloy is exposed to a temperature of about 850 ° C. (β transus temperature of the alloy) or higher. The solution treatment of the alloy is usually from about 850 to about 1000 ° C., preferably from about 850 to about 900 ° C., for about 1 minute or more depending on the mass of the component, vacuum or inert gas. Done in. After heating, to maintain a fully recrystallized phase β grain structure, using inert gas quenching or air cooling, about 5 ° C / second or more, preferably about 25 ° C / second, more preferably, Rapid cooling occurs at a rate of about 50 ° C / second or higher. In one example, the quenched alloy is then aged at about 350 to about 550 ° C. for about 10 seconds to about 30 minutes to adjust the amount of fine precipitates in the ω phase. In other embodiments, it may be desirable to undergo a heat treatment at a temperature of about 350 to about 550 ° C. for a period of up to 8 hours.

他の実施の形態では、再結晶化βマトリックス中に少量のα析出物を誘起するために、約750から約850°C、好ましくは、約800から約850°Cのβトランザス温度以下の温度で、約1から約30分間、溶体化処理されてもよい。α析出物の量は、好ましくは、組成物の体積に基づいて、約15体積パーセント以下、より好ましくは、約10体積パーセント以下である。これにより、引張強度が約140,000ポンド毎平方インチ(9,846キログラム/平方センチメータ)以上の量に向上する。   In other embodiments, a temperature below the β transus temperature of about 750 to about 850 ° C, preferably about 800 to about 850 ° C, to induce a small amount of α precipitate in the recrystallized β matrix. The solution treatment may be performed for about 1 to about 30 minutes. The amount of alpha precipitate is preferably about 15 volume percent or less, more preferably about 10 volume percent or less, based on the volume of the composition. This increases the tensile strength to an amount greater than about 140,000 pounds per square inch (9,846 kilograms per square centimeter).

溶体化処理状態でのβチタン合金は、擬弾性を示しうる。溶体化処理されたβチタン合金、一般に、弾性変形により2%の初期歪みが生じた場合に、初期歪みの約75%以上の擬弾性回復を示し、弾性変形により4%の初期歪みが生じた場合に、初期歪みの約50%以上の擬弾性回復を示す。初期歪みは、合金組成物の元の長さに対する長さ変化の比率である。   The β-titanium alloy in the solution treatment state can exhibit pseudoelasticity. Solution-treated β-titanium alloy, generally exhibits pseudo-elastic recovery of approximately 75% or more of the initial strain when elastic deformation causes 2% initial strain, and elastic deformation causes 4% initial strain In some cases, it exhibits a pseudoelastic recovery of about 50% or more of the initial strain. Initial strain is the ratio of the change in length to the original length of the alloy composition.

溶体化処理状態でのβチタン合金は、線形弾性を示しうる。溶体化処理されたβチタン合金、一般に、弾性変形により2%の初期歪みが生じた場合に、初期歪みの約75%以上の線形弾性回復を示し、弾性変形により4%の初期歪みが生じた場合に、初期歪みの約50%以上の線形弾性回復を示す。初期歪みは、合金組成物の元の長さに対する長さ変化の比率である。   The β titanium alloy in the solution treatment state can exhibit linear elasticity. Solution-treated β-titanium alloys, generally exhibiting a linear elastic recovery of about 75% or more of the initial strain when elastic deformation causes 2% initial strain, and elastic deformation causes 4% initial strain In some cases, it exhibits a linear elastic recovery of about 50% or more of the initial strain. Initial strain is the ratio of the change in length to the original length of the alloy composition.

他の実施の形態では、チタン合金は、大気温度で、冷間圧延、引き抜き、スエージ、プレスなどの工程によって冷間加工されてもよい。βチタン合金は、好ましくは、元の断面積を基準として、断面積減少を測ることで得られる約5から約85%の量に冷間加工されてもよい。この範囲内で、初期断面積の約10%以上、好ましくは、約15%以上の断面積減少を有することが望ましい。また、この範囲内で、初期断面積を基準として、約50%以下、より好ましくは、約30%以下の断面積減少が望ましい。冷間加工状態（強加工状態とも呼ばれる）でのβチタン合金は、線形超弾性を示し、2%の初期歪みの変形の後、初期歪みの約75%以上が弾性的に回復し、4%の初期歪みの変形の後、初期歪みの約50%以上が弾性的に回復する。例示的な実施の形態では、冷間加工に関して、βチタン合金の弾性係数は、当該合金が熱処理された後、冷間加工によって、約10%以上、好ましくは、約20%以上、さらに好ましくは、約25%の量だけ減少する。   In other embodiments, the titanium alloy may be cold worked at atmospheric temperature by processes such as cold rolling, drawing, swaging, pressing, and the like. The β-titanium alloy may preferably be cold worked to an amount of about 5 to about 85% obtained by measuring the cross-sectional area reduction relative to the original cross-sectional area. Within this range, it is desirable to have a cross-sectional area reduction of about 10% or more, preferably about 15% or more of the initial cross-sectional area. Within this range, it is desirable to reduce the cross-sectional area by about 50% or less, more preferably by about 30% or less, based on the initial cross-sectional area. Β-titanium alloys in the cold working state (also called the strong working state) show linear superelasticity, after deformation of 2% initial strain, more than about 75% of the initial strain recovers elastically, 4% After deformation of the initial strain, about 50% or more of the initial strain is elastically recovered. In an exemplary embodiment, for cold work, the modulus of elasticity of a β-titanium alloy is about 10% or more, preferably about 20% or more, and more preferably, by cold working after the alloy is heat treated. , Decrease by an amount of about 25%.

一般に、擬弾性特性を有し、ひびや割れ目ができることなく複雑な形態および形状に成形可能な形状記憶合金の使用が望まれている。ある実施の形態では、線形弾性、線形超弾性、擬弾性、または超弾性特性を有するβチタン合金は、様々な商品を製造するのに用いられうる。このような商品の好適な例は、眼鏡類のフレーム、ゴルフクラブのフェース挿入物またはヘッド、整形外科用人工装具、脊椎矯正用具、骨折管理用の固定用具、血管用および非血管用ステント、低侵襲手術機器、フィルタ、バスケット、鉗子、捕捉器具、歯科インプラントなどの歯列矯正器具、アーチ(arch)、ワイヤ、ドリルおよびやすり、ならびにカテーテル導入器(ガイドワイヤ)などの医療用具である。   In general, it is desired to use a shape memory alloy that has pseudoelastic properties and can be formed into a complicated shape and shape without cracks or cracks. In certain embodiments, beta titanium alloys having linear elasticity, linear superelasticity, pseudoelasticity, or superelastic properties can be used to produce a variety of commercial products. Suitable examples of such products include eyeglass frames, golf club face inserts or heads, orthopedic prostheses, spinal correction tools, fracture management fixation devices, vascular and non-vascular stents, low Medical devices such as invasive surgical instruments, filters, baskets, forceps, capture instruments, orthodontic instruments such as dental implants, arches, wires, drills and files, and catheter introducers (guidewires).

ある実施の形態では、擬弾性または超弾性特性を有するβチタン合金は、種々の商用品の製造において使用されうる。このような物品の適当な例は、眼鏡類のフレーム、ゴルフクラブ用のフェース挿入物またはヘッド、整形外科用人工装具、脊椎矯正用具、骨折管理用の固定用具、血管用および非血管用ステント、低侵襲手術機器、フィルタ、バスケット、鉗子、捕捉器具などの医療用具、歯科インプラント、アーチ ワイヤ、ドリルおよびやすりなどの歯列矯正器具、ならびにカテーテル導入器(ガイドワイヤ)である。βチタン合金によって得られる利点は、βチタン合金がニッケルを有さず、低弾性係数を持ち、柔軟であり、必要に応じて、溶接、または、はんだ付けが可能であることである。   In certain embodiments, beta titanium alloys having pseudoelastic or superelastic properties can be used in the manufacture of various commercial products. Suitable examples of such articles include eyeglass frames, face inserts or heads for golf clubs, orthopedic prostheses, spinal correction tools, fracture management fixation devices, vascular and non-vascular stents, These are minimally invasive surgical instruments, medical instruments such as filters, baskets, forceps and capture instruments, orthodontic instruments such as dental implants, archwires, drills and files, and catheter introducers (guidewires). The advantage obtained with a β-titanium alloy is that the β-titanium alloy does not have nickel, has a low elastic modulus, is flexible, and can be welded or soldered as required.

図１は、典型的な眼鏡類のフレーム１００を例示する。フレーム１００は、一組のリム１１０、ブリッジ１２０、一組のテンプル１３０、および一組のヒンジ１４０を有する。リム１１０は、ブリッジ１２０によって結合されている。ブリッジ１２０は、一般に、ろう付けまたは溶接１５０によってリム１１０に取り付けられている。テンプル１３０は、ろう付けまたは溶接１７０によってヒンジ１４０に取り付けられ、ヒンジ１４０は、テンプル１３０に取り付けられている。フレーム１００の全ての金属は、βチタン合金を用いて形成されてよい。βチタン合金は、一般に、従来のチタン合金フレームに比べて、スプリングバック特性が増加しつつ、超弾性NiTi(ニッケルチタン)フレームに比べて、調節機能が改善した軽重量フレームを提供する。あるいは、フレーム１００のいずれか一部以上がβチタン合金で形成されてもよい。超弾性βチタン合金は、一般に、テンプル１３０のような柔軟性および調節機能が要求される部品に用いることが好適である。フレーム１００の他の部品は、線形弾性(LE)βチタン合金、Ti-6A1-4V、または商業的に入手可能な純チタンなどの他のチタン合金、ステンレス鋼、CuNi(銅-ニッケル)合金などのその他の金属合金、またはポリマー材料などで形成されてよい。   FIG. 1 illustrates a typical spectacle frame 100. The frame 100 has a set of rims 110, a bridge 120, a set of temples 130, and a set of hinges 140. The rim 110 is connected by a bridge 120. The bridge 120 is typically attached to the rim 110 by brazing or welding 150. The temple 130 is attached to the hinge 140 by brazing or welding 170, and the hinge 140 is attached to the temple 130. All the metal of the frame 100 may be formed using a β titanium alloy. The β-titanium alloy generally provides a light-weight frame that has improved spring back characteristics compared to conventional titanium alloy frames and improved regulation compared to a superelastic NiTi (nickel titanium) frame. Alternatively, any part or more of the frame 100 may be formed of a β titanium alloy. In general, the superelastic β titanium alloy is preferably used for a part such as a temple 130 that requires flexibility and an adjustment function. Other parts of the frame 100 include linear elastic (LE) beta titanium alloys, Ti-6A1-4V, or other titanium alloys such as commercially available pure titanium, stainless steel, CuNi (copper-nickel) alloys, etc. Other metal alloys or polymer materials may be used.

他の実施の形態では、テンプル１３０は、超弾性βチタン合金で形成され、眼鏡完成品のレンズ（図示せず）と直に結合していてもい。これによれば、リム１１０およびヒンジ１４０の必要性がなくなる。さらに他の実施の形態では、超弾性βチタン合金の眼鏡は、βチタン合金のシートから眼鏡のフレーム１００の形態をスタンプ(stamped)または切り出すことによって製造することができる。これにより、一体成形品が形成される。続いて、この成形品は、フレームの外形に成形され、さらに熱処理される。続いて、レンズを固定するために、リム１１０の端部に沿って溝が機械加工される。   In other embodiments, the temple 130 may be formed of a superelastic β titanium alloy and directly coupled to a lens (not shown) of the finished spectacle. This eliminates the need for rim 110 and hinge 140. In yet another embodiment, superelastic β-titanium alloy spectacles can be manufactured by stamping or cutting the form of the spectacle frame 100 from a sheet of β-titanium alloy. Thereby, an integrally molded product is formed. Subsequently, the molded product is molded into the outer shape of the frame and further heat-treated. Subsequently, a groove is machined along the end of the rim 110 to fix the lens.

さらに他の実施の形態では、フレームの少なくとも一部が、線形超弾性βチタン合金を有する。一方、フレームの他の部分が線形弾性(LE)βチタン合金、Ti-6A1-4Vあるいは商業的に入手可能な純チタンなどの他のチタン合金、ステンレス鋼、ニッケル銀合金などの他の金属合金、またはポリマー樹脂を含む。フレームの一部が線形超弾性βチタン合金をする場合に、所望の部分が一般に圧延、引き抜き、スエージ、プレスなどにより冷間加工されることが望ましい。   In yet another embodiment, at least a portion of the frame comprises a linear superelastic β titanium alloy. Meanwhile, other parts of the frame are linear elastic (LE) β titanium alloy, Ti-6A1-4V or other titanium alloys such as commercially available pure titanium, other metal alloys such as stainless steel, nickel silver alloy Or a polymer resin. When a part of the frame is a linear superelastic β titanium alloy, it is generally desirable that the desired part is cold worked by rolling, drawing, swaging, pressing, or the like.

眼鏡のフレームに使用されるポリマー樹脂は、熱可塑性樹脂、熱可塑性樹脂と熱硬化性樹脂の混合物を含む。一般に、ポリマー樹脂は、約1000グラム毎モル(g/mole)から約1,000,000g/moleの数平均分子量(Mn)を有する適当なオリゴマー、ポリマー、ブロック共重合体、グラフト共重合体、星形ブロック共重合体、デンドリマー、アイオノマーから得られる。熱可塑性樹脂の適当な例は、ポリアセタール、ポリアクリル酸、スチレンアクリロニトリル、アクリロニトリル-ブタジエン-スチレン、ポリカーボネート類、ポリスチレン類、ポリエチレン、ポリプロピレン類、ポリエチレン テレフタレート、ポリブチレンテレフタレート、ナイロン 6、ナイロン 6,6、ナイロン 6,10、ナイロン 6,12、ナイロン 11あるいは ナイロン 12、ポリアミドイミド類、ポリベンズイミダゾール類、ポリベンゾオキサゾール類、ポリベンゾチアゾール類、ポリオキサジアゾール類、ポリチアゾール類、ポリキノキサリン類、ポリイミダゾピロロン類、ポリアリレート類、ポリウレタン類などのポリアミド類、エチレンプロピレンジエンモノマー、エチレンプロピレンゴム、ポリアリルスルホン、ポリエーテルスルホン、ポリフェニレン硫化物、ポリ塩化ビニル、ポリスルホン、ポリエーテルイミド、ポリテトラフルオロエチレン、フッ素化エチレンプロピレン、パーフルオロアルコキシポリマー、ポリクロロトリフルオロエチレン、フッ化ビニリデン樹脂、フッ化ビニル樹脂、ポリエーテルケトン、ポリエーテルエーテルケトン、ポリエーテルケトンケトンなどの熱可塑性オレフィン類など、または、上記熱可塑性樹脂の少なくとも１つ以上を含む組み合わせを含む。   The polymer resin used in the spectacle frame includes a thermoplastic resin and a mixture of a thermoplastic resin and a thermosetting resin. In general, polymer resins are suitable oligomers, polymers, block copolymers, graft copolymers, star blocks having a number average molecular weight (Mn) of about 1000 grams per mole (g / mole) to about 1,000,000 g / mole. Obtained from copolymers, dendrimers, and ionomers. Suitable examples of thermoplastic resins are polyacetal, polyacrylic acid, styrene acrylonitrile, acrylonitrile-butadiene-styrene, polycarbonates, polystyrenes, polyethylene, polypropylenes, polyethylene terephthalate, polybutylene terephthalate, nylon 6, nylon 6,6, Nylon 6,10, Nylon 6,12, Nylon 11 or Nylon 12, Polyamideimides, Polybenzimidazoles, Polybenzoxazoles, Polybenzothiazoles, Polyoxadiazoles, Polythiazoles, Polyquinoxalines, Poly Polyamides such as imidazopyrrolones, polyarylates, polyurethanes, ethylene propylene diene monomer, ethylene propylene rubber, polyallyl sulfone, polyether sulfone, poly Enylene sulfide, polyvinyl chloride, polysulfone, polyetherimide, polytetrafluoroethylene, fluorinated ethylene propylene, perfluoroalkoxy polymer, polychlorotrifluoroethylene, vinylidene fluoride resin, vinyl fluoride resin, polyether ketone, poly Thermoplastic olefins such as ether ether ketone and polyether ketone ketone, or combinations containing at least one or more of the above thermoplastic resins are included.

熱可塑性樹脂の混合物の好適な例は、アクリロニトリル-ブタジエン-スチレン/ナイロン、ポリカーボネート/アクリロニトリル-ブタジエン-スチレン、アクリロニトリル ブタジエン スチレン/ポリ塩化ビニル、ポリフェニレンエーテル/ポリスチレン、ポリフェニレンエーテル/ナイロン、ポリスルホン/アクリロトリル-ブタジエン-スチレン、ポリカーボネート/熱可塑性ウレタン、ポリカーボネート/ポリエチレンテレフタレート、ポリカーボネート/ポリブチレンテレフタレート、熱可塑性エラストマー合金、ナイロン/エラストマー類、ポリエステル/エラストマー類、ポリエチレンテレフタレート/ポリブチレンテレフタレート、アセタール/エラストマー、スチレン-無水マレイン酸/アクリロニトリル-ブタジエン-スチレン、ポリエーテルエーテルケトン/ポリエーテルスルホン、ポリエチレン/ナイロン、ポリエチレン/ポリアセタールなど、または上記熱可塑性混合物を少なくとも１以上を含む組み合わせである。   Suitable examples of thermoplastic resin mixtures include: acrylonitrile-butadiene-styrene / nylon, polycarbonate / acrylonitrile-butadiene-styrene, acrylonitrile butadiene styrene / polyvinyl chloride, polyphenylene ether / polystyrene, polyphenylene ether / nylon, polysulfone / acrylotolyl-butadiene -Styrene, polycarbonate / thermoplastic urethane, polycarbonate / polyethylene terephthalate, polycarbonate / polybutylene terephthalate, thermoplastic elastomer alloys, nylon / elastomers, polyester / elastomers, polyethylene terephthalate / polybutylene terephthalate, acetal / elastomer, styrene-anhydrous malee Acid / acrylonitrile-butadiene-styrene, polyetherether Ketone / polyethersulfone, polyethylene / nylon, polyethylene / polyacetal, etc., or a combination comprising at least one or more of the above thermoplastic mixtures.

ポリマー熱硬化性材料の好適な例は、ポリウレタン類、天然ゴム、合成ゴム、エポキシ、フェノール類、ポリエステル類、ポリアミド類、シリコン類など、または上述した材料の少なくとも１以上を含む組み合わせである。   Suitable examples of polymeric thermosetting materials are polyurethanes, natural rubbers, synthetic rubbers, epoxies, phenols, polyesters, polyamides, silicones, etc., or combinations comprising at least one or more of the materials described above.

一般に、フレーム１００が超弾性または線形超弾性βチタン合金から製造されたテンプル１３０を有することが望ましい。眼鏡製造業において、テンプル１３０を様々に変形することができ、図２に示されたテンプル１３０も可能な構造の一つである。テンプル１３０は、テーパー化された端部２１０、圧力がかけられた端部２２０、ヒンジ１４０、リム結合部２４０、およびヒンジカット２５０を含む。   In general, it is desirable for the frame 100 to have a temple 130 made from a superelastic or linear superelastic beta titanium alloy. In the eyeglass manufacturing industry, the temple 130 can be variously modified, and the temple 130 shown in FIG. 2 is one of the possible structures. The temple 130 includes a tapered end 210, a pressured end 220, a hinge 140, a rim joint 240, and a hinge cut 250.

テンプル１３０において、テーパー化された端部２１０および圧力がかけられた端部２２０は、βチタン合金ワイヤの連続体で形成されている。ヒンジ１４０およびリム結合部２４０は、ともに圧力がかけられた端部２２０に接続している。ヒンジカット２５０は、一般に、ヒンジ１４０が自由に回転することを許容する。ヒンジ１４０およびリム結合部２４０は、必要に応じて、βチタン合金、またはチタンあるいはニッケル銀合金のような適当な材料から製造されてもよい。   In the temple 130, the tapered end portion 210 and the pressure-applied end portion 220 are formed of a continuous body of β titanium alloy wire. Both the hinge 140 and the rim joint 240 are connected to the end 220 under pressure. The hinge cut 250 generally allows the hinge 140 to rotate freely. Hinge 140 and rim joint 240 may be made from a suitable material such as a beta titanium alloy, or titanium or nickel silver alloy, if desired.

超弾性βチタン合金は、一般に、眼鏡類用途に適切なスプリングバックを提供する。一般に、曲げ試験において、合金が約4%の外繊維の初期歪みに変形されたとき、外繊維曲げ歪みに基づいて、初期歪みの約50%が最低限回復する超弾性βチタン合金を用いることが望まれている。この範囲内で、合金が約4%の外繊維歪みに変形されたとき、約75%以上であることがさらに好ましい。   Superelastic beta titanium alloys generally provide a springback suitable for spectacle applications. In general, in a bending test, when the alloy is deformed to an initial strain of about 4% outer fiber, based on the outer fiber bending strain, use a super elastic β titanium alloy that recovers at least about 50% of the initial strain. Is desired. Within this range, when the alloy is deformed to an outer fiber strain of about 4%, it is more preferred that it be about 75% or more.

また、一般に、超弾性βチタン合金は、合金が約4%の引張歪みに変形されたとき、元の長さに基づいて、歪みの約2%が最低限回復することが望まれている。この範囲内で、一般に、合金が引張試験において約4%の引張歪みに変形されたとき、約3%以上を最低限回復することが望ましい。   In general, it is desired that the superelastic β-titanium alloy recovers at least about 2% of the strain based on the original length when the alloy is deformed to a tensile strain of about 4%. Within this range, it is generally desirable to recover at least about 3% or more when the alloy is deformed to about 4% tensile strain in a tensile test.

眼鏡類のフレームは、金属および合金を形作る、または形成するために用いられる種々の異なる方法によって製造されうる。ある実施の形態では、眼鏡のフレーム１００の望ましい形状は、βチタン合金のシートからスタンプされ、一体成形品を形成する。他の実施の形態では、基本形状は、機械的成形方法を用いてワイヤから形成されうる。   Eyeglass frames can be manufactured by a variety of different methods used to shape or form metals and alloys. In one embodiment, the desired shape of the spectacle frame 100 is stamped from a sheet of β-titanium alloy to form a single piece. In other embodiments, the basic shape can be formed from a wire using a mechanical forming method.

たとえば、テンプル１３０の製造において、βチタン合金ワイヤが、テンプル１３０の基本形状を提供するために変形される。超弾性βチタン合金ワイヤは、最初にスエージされ、直径が連続的に減少する複数の部分が作り出され、次に、多数の最も大きい部分がプレスされ平坦化される。また、眼鏡のフレーム１００は、冷間成形および形状硬化熱処理工程によってワイヤから作製されうる。また、眼鏡類のフレーム１００は、超弾性βチタン合金シート、あるいはワイヤからレーザ切断、化学的エッチング、あるいは他の切断方法の次に、形状硬化熱処理を施すか、他の成形手段および熱処理工程により作製されうる。   For example, in the manufacture of temple 130, the β titanium alloy wire is deformed to provide the basic shape of temple 130. The superelastic beta titanium alloy wire is first swaged to create a plurality of portions with a continuously decreasing diameter, and then the largest number of largest portions are pressed and flattened. Also, the spectacle frame 100 can be made from wire by cold forming and shape hardening heat treatment processes. Further, the frame 100 of the spectacles is subjected to a shape hardening heat treatment after laser cutting, chemical etching, or other cutting methods from a super elastic β titanium alloy sheet or wire, or by other forming means and heat treatment steps. Can be made.

眼鏡のフレーム１００は、加工性を保持するため、および冷間加工によって誘起される脆弱性を克服するために、必要に応じてアニールされてもよい。βチタン合金の冷間加工（たとえば、スエージ、プレス）は、一般に、その機械特性を変え、より強固となるとともにより脆くなる。約850°C以上の温度で約1から約30分間のアニーリングをすることにより、材料を柔らかくし、延性および成形性を向上させることができる。   The spectacle frame 100 may be annealed as needed to maintain processability and to overcome the weakness induced by cold working. Cold working (eg, swage, press) of β-titanium alloys generally changes its mechanical properties and becomes stronger and more brittle. Annealing for about 1 to about 30 minutes at a temperature of about 850 ° C. or higher can soften the material and improve ductility and formability.

眼鏡のフレーム１００の製造および任意のアニーリングに続いて、フレームに付加的な部品を取り付けることが望ましい。たとえば、一般的な眼鏡の製造工程では、ヒンジ１４０およびリム結合部２４０は、テンプル１３０にろう付け、またははんだ付けされ、テンプル１３０は、ヒンジ１４０が回転できるように切断される。   Following manufacture of the spectacle frame 100 and optional annealing, it is desirable to attach additional components to the frame. For example, in a typical eyeglass manufacturing process, the hinge 140 and the rim joint 240 are brazed or soldered to the temple 130 and the temple 130 is cut so that the hinge 140 can rotate.

希望されるところで、眼鏡のフレーム１００は、フレームを滑らかな外観とし、手触りの粗い端部をなくすために、研磨工程が施されてもよい。たとえば、眼鏡のフレーム１００は、高エネルギーバレル研磨によって研磨された後、付加的な最終加工工程に備えるため、フレームに化学的気相成長、電解めっきなどの工程によりめっきされてもよい。このめっき工程は、好ましくは、金またはニッケルを用いて達成される。   Where desired, the spectacle frame 100 may be subjected to a polishing step to make the frame a smooth appearance and to eliminate rough edges. For example, after the spectacle frame 100 is polished by high energy barrel polishing, the frame may be plated by a process such as chemical vapor deposition or electrolytic plating in order to prepare for an additional final processing step. This plating step is preferably accomplished using gold or nickel.

めっき工程の後、眼鏡のフレーム１００は、必要に応じて、βチタン合金にフレームに堆積した金またはニッケル層を注入するために、約350から約450°Cで約10分間、熱処理されてもよい。次に、眼鏡のフレームは、所望の美的外観を得るために、付加的な最終加工工程が施される。たとえば、フレームは、金、クロムまたは白金などの金属でめっきされてもよい。エポキシを軽くスプレーすることなどの保護被覆工程が、フレームを封止および保護するために加えられてもよい。希望されるならば、フレームは、眼鏡のフレーム１００をさらに成形するために、ユーザによって調整されてもよい。   After the plating process, the spectacle frame 100 may be heat treated at about 350 to about 450 ° C. for about 10 minutes to inject a gold or nickel layer deposited on the frame into a β-titanium alloy, if desired. Good. The spectacle frame is then subjected to an additional final processing step to obtain the desired aesthetic appearance. For example, the frame may be plated with a metal such as gold, chrome or platinum. A protective coating process, such as light spraying of epoxy, may be added to seal and protect the frame. If desired, the frame may be adjusted by the user to further shape the spectacle frame 100.

他の実施の形態では、βチタン合金は、ゴルフクラブの少なくとも一部分を製造するために使用されうる。また、βチタン合金は、ゴルフクラブのヘッドを製造するために使用されうる。例示的な実施の形態では、βチタン合金は、ゴルフクラブのヘッドに取り付けられるフェース挿入物を製造するために使用されうる。   In other embodiments, the beta titanium alloy can be used to make at least a portion of a golf club. The β titanium alloy can also be used to manufacture golf club heads. In an exemplary embodiment, a beta titanium alloy can be used to produce a face insert that is attached to the head of a golf club.

図３（Ａ）は、ゴルフクラブのヘッドの外形に実質的に従う挿入部２を示す。挿入部がゴルフクラブのヘッドの対になる切欠部またはポケットに取り付けられるとき、ゴルフのプレー中に遭遇する激しいスイングの間であっても、挿入部がクラブヘッドに確実に保持されるように、面取り部が設計されている。面取り部は、一般に、挿入部の背面８の垂線に対して約30から約60度の角度であり、図３（Ａ）に示すように、挿入部の底部端に隣接する底部および２つの側部の周りに伸びる。挿入部２は、一般に、約0.010(0.0254センチメータ)から約0.93インチ(2.36センチメータ)の厚さを有する。例示的な実施の形態では、挿入部は、望まれるならば、断面を横切る種々の厚さを有してよい。   FIG. 3A shows an insertion portion 2 that substantially follows the outer shape of the golf club head. When the insert is attached to a notch or pocket that mates with the golf club head, to ensure that the insert is held by the club head, even during intense swings encountered during golf play, The chamfer is designed. The chamfer is generally at an angle of about 30 to about 60 degrees with respect to the normal of the back surface 8 of the insert, and as shown in FIG. 3A, the bottom and two sides adjacent to the bottom end of the insert Extends around the part. The insert 2 generally has a thickness of about 0.010 (0.0254 centimeters) to about 0.93 inches (2.36 centimeters). In exemplary embodiments, the insert may have various thicknesses across the cross section, if desired.

図３（Ｂ）は、挿入部の他の実施の形態を示す。図３（Ｂ）において、ゴルフクラブのヘッド中の溝に対応して挿入部を固定するために、挿入部の対向する側に舌部９が形成されている。図４（Ａ）は、クラブヘッド１４のフェースに形成されたポケット１２を示す。ポケット１２に、面取りされた端部を有する挿入部２が配置される。ポケットは、クラブヘッドの底部から形成され、上部へ伸びる。しかし、ポケットは、クラブヘッドの上端には達しておらず、ポケットの上部とゴルフクラブのヘッドの上部との間に狭チャンネル１６がある。挿入部は、好ましくは、くさび形状であり、角度は、好ましくは、約2度である。   FIG. 3B shows another embodiment of the insertion portion. In FIG. 3B, in order to fix the insertion portion corresponding to the groove in the head of the golf club, a tongue portion 9 is formed on the opposite side of the insertion portion. FIG. 4A shows the pocket 12 formed on the face of the club head 14. In the pocket 12, the insertion part 2 having a chamfered end is arranged. A pocket is formed from the bottom of the club head and extends to the top. However, the pocket does not reach the upper end of the club head, and there is a narrow channel 16 between the top of the pocket and the top of the golf club head. The insert is preferably wedge-shaped and the angle is preferably about 2 degrees.

図４（Ｂ）を参照し、ゴルフクラブのヘッドにおけるポケットは、ポケットの３辺（左、右および上）の周りに伸びる溝付きの端部１８を有する。溝１８は、挿入部の舌部９と機械的につながるように配設されている。挿入部は、セメント、エポキシ、アクリレート類、メタクリレート類、シリコン類などのポリマー樹脂などによって、クラブヘッド内に固定されてもよい。図５は、挿入部２２を有する他のゴルフクラブのヘッド２０を示す。挿入部２２は、ゴルフクラブのヘッド２０の上部から底部まで伸びている。この例では、挿入部の底部端および上部端は、ゴルフクラブのヘッド２０の底部および上部とそれぞれ同一平面にある。溝付き端部２４は、ゴルフクラブのヘッド２０における挿入部２を保持するために使用されてもよい。   Referring to FIG. 4B, the pocket in the golf club head has a grooved end 18 that extends around three sides (left, right, and top) of the pocket. The groove 18 is disposed so as to be mechanically connected to the tongue portion 9 of the insertion portion. The insertion portion may be fixed in the club head by a polymer resin such as cement, epoxy, acrylates, methacrylates, and silicon. FIG. 5 shows another golf club head 20 having an insert 22. The insertion portion 22 extends from the top to the bottom of the golf club head 20. In this example, the bottom end and top end of the insertion portion are coplanar with the bottom and top of the golf club head 20, respectively. The grooved end 24 may be used to hold the insert 2 in the golf club head 20.

図６（Ａ）は、挿入部４２を有するゴルフクラブのフェース４０の正面図である。挿入部４２は、ゴルフクラブのヘッドの目立つ領域に及び、ゴルフクラブのヘッド４４は、挿入部の周りの縁を形成する。図６（Ｂ）は、鋳造されたゴルフクラブのヘッド４４のある構造を示す断面図である。なお、鋳造および機械加工されたゴルフクラブのヘッド４４が使われてもよい。ゴルフクラブのヘッド４４は、挿入部４２が置かれるキャビティ４６を有する。図示するように、耳部４８は、ゴルフクラブのヘッド４４から伸び、挿入部は、耳部を受け止めるように設計された溝５０を有する。図６（Ｃ）に示すように、耳部は、溝部を覆うようにスエージされる。次に、図６（Ｄ）に示すように、滑らかなクラブフェースを有するゴルフクラブのヘッド４４を形成するために、粗い端部が最終加工されてもよい。   FIG. 6A is a front view of the face 40 of the golf club having the insertion portion 42. The insert 42 extends into a prominent region of the golf club head, and the golf club head 44 forms an edge around the insert. FIG. 6B is a cross-sectional view showing a structure of a cast golf club head 44. A cast and machined golf club head 44 may also be used. The golf club head 44 has a cavity 46 in which the insert 42 is placed. As shown, the ear 48 extends from the golf club head 44 and the insert has a groove 50 designed to receive the ear. As shown in FIG. 6C, the ear portion is swaged so as to cover the groove portion. Next, as shown in FIG. 6D, the rough ends may be final processed to form a golf club head 44 with a smooth club face.

ある実施の形態では、図３（Ａ）、図３（Ｂ）、図４（Ａ）、図４（Ｂ）、図５、図６（Ａ）−（Ｄ）のゴルフクラブのヘッドへの挿入部の組み立てに関連して、挿入部は、摩擦または他の機械的な手段により、ゴルフクラブのヘッドのスロットに配設されてもよい。摩擦が採用されたとき、挿入部は、きつく嵌めあうことにより、ゴルフクラブのヘッドに配設される。例示的な実施の形態では、挿入部は、ろう付けまたは溶接によりゴルフクラブのヘッドに組み付けられる。これにより、他の製造方法と比べて、ゴルフクラブのヘッドの製造および組み立てを容易にすることができる。   In one embodiment, the golf club head of FIGS. 3 (A), 3 (B), 4 (A), 4 (B), 5, 6 (A)-(D) is inserted into the head. In connection with the assembly of the parts, the insert may be disposed in the slot of the golf club head by friction or other mechanical means. When friction is employed, the insert is disposed on the golf club head by a tight fit. In an exemplary embodiment, the insert is assembled to the golf club head by brazing or welding. Thereby, compared with other manufacturing methods, manufacture and assembly of the head of a golf club can be made easy.

他の実施の形態では、βチタン合金は、図２６に示したような埋め込み型のステントを有するカテーテルに用いられてもよい。図２６に、カテーテル１１５の遠位末端が示されている。カテーテル１１５は、患者の体に埋め込むためにその内部に搭載されたステント１６５を有する。カテーテル１１５の近接末端は、適当な送出機構に接続しており、カテーテル１１５は、体への導入点からステント１６５の埋め込み点に到達するのに十分な長さである。ここで、「近接」という用語は、当該器具を用いる臨床医に最も近く、すなわち当該器具が使用される患者から最も遠いカテーテル上の位置を意味する。逆に、「遠位」という用語は、臨床医から最も遠く、患者に最も近い位置を意味する。   In other embodiments, the beta titanium alloy may be used in a catheter having an implantable stent as shown in FIG. In FIG. 26, the distal end of the catheter 115 is shown. Catheter 115 has a stent 165 mounted therein for implantation in the patient's body. The proximal end of the catheter 115 is connected to a suitable delivery mechanism, and the catheter 115 is long enough to reach the implantation point of the stent 165 from the point of introduction into the body. Here, the term “proximity” means the position on the catheter that is closest to the clinician using the instrument, ie, furthest from the patient where the instrument is used. Conversely, the term “distal” means the location furthest from the clinician and closest to the patient.

カテーテル１１５は、外装１０５、圧縮スプリングで形成することができる中管１２５、および柔軟性を有する（たとえば、ポリアミド）内管１４５を有する。患者への埋め込み用のステント１６５は、外装１０５内に搭載されている。ステント１６５は、一般に、十字パターンに形成され、レーザ切断可能な形状記憶合金フレーム１８５から製造される。ステント１６５の一方のまたは両方の端部は、ステント１６５が埋め込まれる血管内でアンカリングを起こすように２２５および２４５に示すように未被覆のままである。   Catheter 115 has an outer sheath 105, a middle tube 125 that can be formed of a compression spring, and a flexible (eg, polyamide) inner tube 145. A stent 165 for implantation into a patient is mounted in the exterior 105. Stent 165 is generally manufactured from a shape memory alloy frame 185 that is formed in a cross pattern and is laser-cuttable. One or both ends of the stent 165 remain uncoated as shown at 225 and 245 to cause anchoring within the vessel in which the stent 165 is implanted.

放射線不透過性無傷チップ２６５は、一般に、カテーテルの内管１４５の端部に固定されている。無傷チップ２６５は、末端が丸められ、体内血管でのカテーテルの動きを助けるために徐々に傾斜している。無傷チップ２６５は、放射線不透過性であり、外科処置の間、適当な機材によってその位置が検出されうる。内管１４５は、通常、カテーテルの挿入の前に血管に置かれるガイドワイヤを受け入れるように中空であるが、ガイドワイヤを備えずに固体の内側部分を用いてもよい。内管１４５は、送出システムの載置および引き抜きの間、結束しない状態での血管分析を保証するのに十分なねじれ耐性を有する。さらに、内管１４５は、生理食塩水を破裂せずに注入させるのに十分な大きさ、および強さである。   A radiopaque intact tip 265 is generally secured to the end of the inner tube 145 of the catheter. The intact tip 265 is rounded at the end and gradually tilted to aid movement of the catheter in the body vessel. The intact tip 265 is radiopaque and can be detected by appropriate equipment during the surgical procedure. Inner tube 145 is typically hollow to receive a guidewire placed in the blood vessel prior to catheter insertion, but a solid inner portion may be used without a guidewire. The inner tube 145 is torsionally resistant enough to ensure vascular analysis in an unbound state during placement and withdrawal of the delivery system. Furthermore, the inner tube 145 is large and strong enough to allow saline to be injected without rupturing.

一般に、カップ形状の要素２８５は、ステント１６５の後端に近接するカテーテル１１５内に設けられ、適当な手段によってスプリング１２５の端部に取り付けられている。たとえば、カップ要素２８５は、可塑性であり、スプリング１２５がその基部にはめ込まれてもよい。また、カップ要素２８５は、ステンレス鋼であり、スプリング１２５が溶接などによって固定されてもよい。カップ要素２８５の開放端は、ステント１６５とスプリング１２５との間の確実な接点を提供するためにステント１６５の端部２４５を圧縮する役割を果たす。この他、カップ形状に代えて、要素２８５は、平坦、またはステント１６５の端部２４５に接触するために、わずかに窪んだ表面を有する単純な円盤状に形成されてもよい。   In general, a cup-shaped element 285 is provided in the catheter 115 proximate the rear end of the stent 165 and attached to the end of the spring 125 by suitable means. For example, cup element 285 may be plastic and spring 125 may be fitted into its base. The cup element 285 may be stainless steel, and the spring 125 may be fixed by welding or the like. The open end of the cup element 285 serves to compress the end 245 of the stent 165 to provide a secure contact between the stent 165 and the spring 125. Alternatively, instead of the cup shape, the element 285 may be flat or formed in a simple disc shape with a slightly recessed surface to contact the end 245 of the stent 165.

さらに他の他の実施の形態では、βチタン合金は、生理食塩水溶液などの特定の液体を患者の血流に直に導入するための静脈注射用(IV)カテーテルとして使用されてもよい。典型的には、βチタン合金から作られた針または他の探り針がカテーテルのカニューレ部分を最初に通って、患者の手の甲、腕内の血管などの所望の部分において患者の皮膚内に導入されてもよい。いったん挿入が完了すると、カテーテルのカニューレ部分から針が取り外される。針を取り除いた後、注射器などの液体取り扱い器具が、カテーテルハブ(hub)の近接末端に位置するルアーフィッティングに取り付けられる。次に、液体は、液体取り扱い器具からカテーテルを通って患者の血流に直に流れる。針がカニューレから外されたとき、ヘルスケアワーカーは露出した針先端を近い場所に置くのと同時に、針の除去を完了するために必要とされる処置を施さなければならない。露出した針先端が、ヘルスケアワーカーがヒト免疫不全ウイルス(HIV)および肝炎などの種々の危険な血液感染性の病原体の感染を受けやすくする不慮の針突き刺しが起こる危険性を生じさせるのはこの時点である。   In yet another embodiment, the β-titanium alloy may be used as an intravenous (IV) catheter to introduce a specific fluid, such as a saline solution, directly into the patient's bloodstream. Typically, a needle or other probe made from β-titanium alloy is first introduced through the cannula portion of the catheter and into the patient's skin at the desired portion, such as the back of the patient's hand, blood vessels in the arm, etc. May be. Once insertion is complete, the needle is removed from the cannula portion of the catheter. After removing the needle, a liquid handling device such as a syringe is attached to the luer fitting located at the proximal end of the catheter hub. The liquid then flows directly from the liquid handling device through the catheter into the patient's bloodstream. When the needle is removed from the cannula, the health care worker must perform the necessary treatment to complete the removal of the needle while simultaneously placing the exposed needle tip close together. It is at this point that the exposed needle tip creates the risk of accidental needle sticks that make healthcare workers susceptible to infection with various dangerous blood-borne pathogens such as human immunodeficiency virus (HIV) and hepatitis It is.

ここで用いられる「近接」という用語は、当該器具を用いる臨床医に最も近く、すなわち当該器具が使用される患者から最も遠い、針先端保護部を有するカテーテルおよび針組立部の位置を意味する。逆に、「遠位」という用語は、臨床医から最も遠く、患者に最も近い位置を意味する。   As used herein, the term “proximity” refers to the position of the catheter and needle assembly with the needle tip protector that is closest to the clinician using the instrument, ie, furthest from the patient in which the instrument is used. Conversely, the term “distal” means the location furthest from the clinician and closest to the patient.

図２７および２８に示すように、IVカテーテル組立部２０１は、カテーテル組立部２２１および針組立部２４１を有する。針組立部２４１は、さらに保護部２６１を含む。カテーテル組立部２２１は、近接末端３１１および遠位末端２９１を有する管状構造であるカテーテル２８１を含む。カテーテル２８１の近接末端３１１は、カテーテルハブ３０１に固着している。カテーテルは医療分野においてよく知られ、多くの適当な材料の一つ（その多くが柔軟性を有する熱可塑性）がカテーテル２８１の使用において選択されうる。そのような材料は、たとえば、ポリウレタン、またはフッ素化エチレンプロピレンである。カテーテルハブ３０１は、一般に、カテーテル２８１の内腔と流体連通する内部空洞を有する管状構造である。カテーテルハブ３０１は、たとえば、ポリプロピレン、またはポリカーボネートなどの適当な剛性を有する医学用熱可塑性材料で作られてもよい。説明の目的上、カテーテルハブ３０１は半透明に描かれているが、実際には、半透明または不透明であってよい。カテーテルハブ３０１の近接末端において、ルアーフィッティング３２１が統合して取り付けられる。ルアーフィッティング３２１により、カテーテル組立部２２１を通る液体を注入または回収するために使用される管類、注射器、または多くの他の医療用具のいずれかの確実な液漏れ防止アタッチメントの手はずが整う。図２７および２８に示すように、側壁３６１の近接末端と遠位末端とほぼ中間に位置し、そこに固着された固定用具６０１は、そこを通る孔である開口６２１を有する。固定用具６０１は、一般に、たとえば、シリコン、またはポリテトラフルオロエチレンなどの材料で作られたドーナツ形状のワッシャである。固定用具６０１により、カテーテルハブ３０１の保護部２６１が固定される。   As shown in FIGS. 27 and 28, the IV catheter assembly 201 has a catheter assembly 221 and a needle assembly 241. Needle assembly portion 241 further includes a protection portion 261. Catheter assembly 221 includes a catheter 281 that is a tubular structure having a proximal end 311 and a distal end 291. The proximal end 311 of the catheter 281 is fixed to the catheter hub 301. Catheters are well known in the medical field, and one of many suitable materials, many of which are flexible thermoplastics, can be selected for use with catheter 281. Such a material is, for example, polyurethane or fluorinated ethylene propylene. Catheter hub 301 is generally a tubular structure having an internal cavity in fluid communication with the lumen of catheter 281. The catheter hub 301 may be made of a medical thermoplastic material having a suitable stiffness such as, for example, polypropylene or polycarbonate. For illustrative purposes, the catheter hub 301 is depicted as being translucent, but in practice it may be translucent or opaque. A luer fitting 321 is integrally attached at the proximal end of the catheter hub 301. The luer fitting 321 provides a secure leak-proof attachment for any of the tubing, syringes, or many other medical devices used to inject or collect liquid through the catheter assembly 221. As shown in FIGS. 27 and 28, the fixing tool 601 located approximately in the middle between the proximal end and the distal end of the side wall 361 has an opening 621 that is a hole therethrough. Fixing tool 601 is typically a donut-shaped washer made of a material such as, for example, silicon or polytetrafluoroethylene. The protection part 261 of the catheter hub 301 is fixed by the fixing tool 601.

図２７および２８を再び参照し、針組立品２４１は、近接末端３９１および遠位末端４１１を有する管状構造の針３８１、針ハブ４０１、および保護部２６１を有する。保護部２６１は、針３８１にスライド可能に取り付けられている。好ましくは、ステンレス鋼で作られた針３８１は、その中に内径が与えられた内腔を有する。針３８１の近接末端３９１は、針ハブ４０１に固着されている。針３８１の遠位末端４１１に位置する面取り部４２１により、鋭利なせん孔先端が作られる。近接壁４３１および遠位壁４５１を有する針溝４４１は、面取り部４２１に隣接した針３８１の遠位末端４１１に位置し、針３８１の公称外径より直径が小さい。針溝４４１は、公称外径と内径との間に溝チャンネルを残して、針３８１の外径の周りを機械研磨することによって作り出すことができる。得られた溝４４１は、針３８１の公称外径より直径が小さいが、針３８１の内腔より直径が大きく、一般に、針３８１から保護部２６１が完全に外れることを防ぐ。好ましい実施の形態では、溝４４１を横切る直径は、針の「ゲージ」サイズに応じて、針３８１の公称外径の寸法より小さい約0.002から約0.003インチ(約0.0508から約0.0762ミリメータ)である。   Referring again to FIGS. 27 and 28, the needle assembly 241 includes a tubular needle 381 having a proximal end 391 and a distal end 411, a needle hub 401, and a guard 261. The protection part 261 is slidably attached to the needle 381. Preferably, the needle 381 made of stainless steel has a lumen with an inner diameter provided therein. The proximal end 391 of the needle 381 is secured to the needle hub 401. A chamfered portion 421 located at the distal end 411 of the needle 381 creates a sharp perforated tip. A needle groove 441 having a proximal wall 431 and a distal wall 451 is located at the distal end 411 of the needle 381 adjacent to the chamfer 421 and is smaller in diameter than the nominal outer diameter of the needle 381. Needle groove 441 can be created by mechanical polishing around the outer diameter of needle 381, leaving a groove channel between the nominal outer diameter and the inner diameter. The resulting groove 441 is smaller in diameter than the nominal outer diameter of the needle 381, but larger in diameter than the lumen of the needle 381, and generally prevents the protective portion 261 from being completely removed from the needle 381. In a preferred embodiment, the diameter across the groove 441 is about 0.002 to about 0.003 inches (about 0.0508 to about 0.0762 millimeters), which is smaller than the nominal outer diameter dimension of the needle 381, depending on the “gauge” size of the needle.

針ハブ４０１は、一般に、針３８１の内腔と流体連通した内部空洞を有する管状構造である。針ハブ４０１は、一般に、たとえば、ポリカーボネートなどの半透明または透明の剛性を有する熱可塑性材料で作られることが好ましい。針ハブ４０１の内部空洞の最近接末端に、多孔性プラグ４６１が固着されている。フラッシュバックチャンバー４８１は、多孔性プラグ４６１より遠位の空洞に作られている。多孔性プラグ４６１は、空気および他のガスの通過を許容するのに十分に大きく、血液が通過を防ぐのに十分に小さい多数の微細開口を有する。フラッシュバックチャンバー４８１は、針先端が目標の血管にうまく差し込まれると、血液で満たされ、臨床医は針が正確な位置であることを目で確認することができる。   Needle hub 401 is generally a tubular structure having an internal cavity in fluid communication with the lumen of needle 381. Needle hub 401 is generally preferably made of a thermoplastic material having translucent or transparent stiffness, such as, for example, polycarbonate. A porous plug 461 is secured to the closest end of the internal cavity of the needle hub 401. The flashback chamber 481 is made in a cavity distal to the porous plug 461. The porous plug 461 has a large number of micro openings that are large enough to allow the passage of air and other gases and small enough to prevent blood from passing through. The flashback chamber 481 fills with blood when the needle tip is successfully inserted into the target vessel, allowing the clinician to visually confirm that the needle is in the correct position.

ある実施の形態では、βチタン合金は、臀部、膝、背骨などの骨の固定用具などの矯正用具として用いることができる。図２９、３０および３１に示す骨固定用具の構造の好適な例がねじ切り骨ネジである。図２９、３０および３１は、カニューレが挿入され、内側および外側にねじ切りされた骨ネジ２０２、およびカニューレが挿入され、βチタン合金で構成されたドライバー用具２２２を示す。ドライバー用具２２２は、開口したボア(bore)２７２を規定する軸部２６２、ハンドル２８２、ロッド３０２、およびキャップ部３２２を含む。ロッド３０２およびキャップ部３２２は、骨ネジ２０２を後述するドライバー用具２２２に解放可能に固定するために用いられる。シャフト部２６２は、一般に、図３１の断面図に見られるシャフト部２６２の近接末端３４２から遠位末端３６２に縦方向に延びる円筒型に開いたボアまたはカニューレを有する細長い円筒構造である。   In some embodiments, the β-titanium alloy can be used as a correction tool, such as a bone fixation tool such as a hip, knee, or spine. A suitable example of the structure of the bone anchoring tool shown in FIGS. 29, 30 and 31 is a threaded bone screw. 29, 30 and 31 show a bone screw 202 that is cannulated and threaded inward and outward, and a driver tool 222 that is cannulated and constructed of β-titanium alloy. The driver tool 222 includes a shaft portion 262 that defines an open bore 272, a handle 282, a rod 302, and a cap portion 322. The rod 302 and the cap part 322 are used for releasably fixing the bone screw 202 to a driver tool 222 described later. The shaft portion 262 is generally an elongated cylindrical structure having a cylindrically open bore or cannula extending longitudinally from the proximal end 342 to the distal end 362 of the shaft portion 262 as seen in the cross-sectional view of FIG.

シャフト部２６２は、好ましくは、外科用スチールで作られた完全な管状構造であるが、βチタン合金のような適当な材料を用いることができ、遠位末端３６２および長さ方向に間隔があけられた１つ以上の環状の溝３７２に一体的に形成された嵌め込み加工構造３８２を含む。好ましくは、六角形の構造を有する嵌め込み構造３８２により、後述するドライバーとの結合および回転可能な嵌め込みが容易になり、グルーブ３７２は、骨固定処置の間、従来の留め具部材用の取付場所として用いることができる。嵌め込み構造３８２は、正方形、八角形などの環状構造を有してもよく、これに代えて、ネジ山の外周面に嵌め込むことができることが好ましい。   The shaft portion 262 is preferably a complete tubular structure made of surgical steel, but any suitable material, such as a beta titanium alloy, can be used and spaced distally 362 and lengthwise. And a fitting structure 382 formed integrally with the one or more annular grooves 372 formed. Preferably, a fitting structure 382 having a hexagonal structure facilitates coupling with a driver and rotatable fitting described below, and the groove 372 serves as a mounting location for a conventional fastener member during a bone fixation procedure. Can be used. The fitting structure 382 may have an annular structure such as a square or an octagon. Instead of this, it is preferable that the fitting structure 382 can be fitted to the outer peripheral surface of the screw thread.

ハンドル２８２は、シャフト部２６２の近接末端３４２を受け入れる開口したボア３９２をを有し、好ましくは、木材またはプラスチックで作られる。ハンドル２８２は、従来式のリベット３９２とともにハンドル部分に固定すること、または他の適当な手段によりシャフト部２６２に固定されている。リベットはシャフト部２６２のボアへ、またはその中まで延びていない。これに代えて、ハンドル部２８２は、シャフト部２６２に取り外し可能に取り付けられてもよい。   The handle 282 has an open bore 392 that receives the proximal end 342 of the shaft portion 262 and is preferably made of wood or plastic. The handle 282 is secured to the shaft portion 262 by being secured to the handle portion with a conventional rivet 392, or other suitable means. The rivet does not extend into or into the bore of the shaft portion 262. Alternatively, the handle portion 282 may be detachably attached to the shaft portion 262.

ロッド３０２は、一般に、好ましくは、外科用または高品位スチールで作られた全体が中空でない円筒構造であり、遠位末端にねじ切り部４２２、および近接末端近くに位置決めネジ４７２を受け入れる機械加工による凹部またはウェル(well)４４が設けられている。キャップ部３２２は、一般に、ロッド３０２の近接末端を受け入れるブラインドボアを有する円筒構造、およびキャップ部３２２の側面からアレン(Allen)頭部を有する従来型の位置決めネジ４７２の通過を許容するブラインドボアに伸びる円筒型に一体的にねじ切りされた経路４５２である。アレン位置決めネジの円錐状の末端部分は、キャップ部３２２をロッド３０２に対してロックするために、ロッド３０２のウェル４４内に受け入れられる。キャップ３２２の外表面は、キャップ３２２および固定されたロッド３０２がシャフト２６２のボア２７２内で回転し、ねじ切りの末端４２２がカニューレが挿入された骨ネジ２０２の内ネジ山５８２にねじ締めされるように、３３２において表面がざらざらしている。   The rod 302 is generally a cylindrical structure, preferably made of surgical or high-grade steel, that is not hollow overall, and a machined recess that receives a threaded portion 422 at the distal end and a set screw 472 near the proximal end. Alternatively, a well 44 is provided. The cap portion 322 is generally a cylindrical structure having a blind bore that receives the proximal end of the rod 302, and a blind bore that allows passage of a conventional set screw 472 having an Allen head from the side of the cap portion 322. A path 452 integrally threaded into an extending cylindrical shape. The conical end portion of the Allen set screw is received within the well 44 of the rod 302 to lock the cap 322 relative to the rod 302. The outer surface of the cap 322 is such that the cap 322 and the fixed rod 302 rotate within the bore 272 of the shaft 262 and the threaded end 422 is screwed to the internal thread 582 of the cannulated bone screw 202. Further, the surface is rough at 332.

円筒形ロッド３０２の外径は、ロッド３０２が容易にその中に受け入れられ、通過できるように、シャフト部２６２の円筒形ボア２７２の内径より小さい。逆に、ねじ切り末端部４２２は、ロッド３０２がシャフト２６２のボア２７２から抜けないように、ボア２７２の外径より大きい外径のネジ山を有する。キャップ部３２２がロッド３０２の近接末端に解放可能にロックされたとき、キャップ部３２２は、ロッド３０２の近接末端の部分がシャフト部２６２のカニューレ２７２に入り込むことを防ぐ。図３１に好適に示すように、キャップ部３２２がロッド３０２に取り付けられ、ロッド３０２がシャフト部２６２のカニューレまたはボア２７２内に配置されたとき、ロッド３０２のねじ切り部分４２２が骨ネジ２０２の内ネジ山にねじ状にかみ合うために、シャフト部２６２の遠位末端を越えて所定の長さだけ伸びるようにロッド３０２はシャフト部２６２より長い。矯正用具は、全ての生物の他の体内組織に有利に用いられうる。矯正用具の他の例は、臀部、膝、肩用インプラント、骨髄管および髄内くぎ、骨固定用具、脊椎固定術ならびに是正用具である。   The outer diameter of the cylindrical rod 302 is smaller than the inner diameter of the cylindrical bore 272 of the shaft portion 262 so that the rod 302 can be easily received and passed through it. Conversely, the threaded end 422 has a thread with an outer diameter that is larger than the outer diameter of the bore 272 so that the rod 302 does not come out of the bore 272 of the shaft 262. When the cap portion 322 is releasably locked to the proximal end of the rod 302, the cap portion 322 prevents the proximal end portion of the rod 302 from entering the cannula 272 of the shaft portion 262. As preferably shown in FIG. 31, when the cap portion 322 is attached to the rod 302 and the rod 302 is disposed within the cannula or bore 272 of the shaft portion 262, the threaded portion 422 of the rod 302 is the internal thread of the bone screw 202. The rod 302 is longer than the shaft portion 262 so as to extend a predetermined length beyond the distal end of the shaft portion 262 to threadably engage the mountain. The orthodontic device can be advantageously used on other body tissues of all living organisms. Other examples of orthodontic tools are hips, knees, shoulder implants, medullary canals and intramedullary nails, bone fixation tools, spinal fusion techniques, and correction tools.

他の実施の形態では、βチタン合金が歯列矯正用アーチワイヤなどの歯列矯正用具に用いられてもよい。歯列矯正用アーチワイヤ１０３の可能な構造が図３２および３３に示されており、当該構造は、前方部分１１３および、前方部分に対応する両端部に固定され、かつ、そこから伸びる一対の後方部分１２３および１３３を有する。前方部分は、後方部分を形成する材料よりも剛性および曲げ剛性が少ない材料で作られてよい。当該部分は、いかなるいくつかの異なる取付手法を用いてともに固定されることができる。図３２および３３に示す形態では、縮小可能な金属管１５３が当該部分を機械的に取り付けるために各部分の結合部に設けられている。図３２に示すように、βチタン合金のアーチワイヤ１０３は、一般に、患者の歯列アーチと一致する従来のＵ字形構造を有してもよい。アーチは、歯の裏面に取り付けられる舌のブラケットおよび関連する器具にも同様に有用である。図３４は、一般にＵ字形構造であるが、舌の表面または歯の内側の表面の外形に位置するように合わせられた、いわゆる「キノコ状」アーチワイヤ２０３を示す。アーチワイヤ２０３は、相対的に剛性が低い前方部分２１３、相対的に剛性が高い一対の後方部分２２３および２３３、ならびに当該部分を結合し、設置されたときに犬歯の末端にちょうど位置する圧着管２４３を有する。他の歯科器具は、歯科矯正作業に使用されるアーチワイヤ、歯科インプラント、やすり、およびドリルを含む。   In other embodiments, beta titanium alloys may be used in orthodontic appliances such as orthodontic archwires. A possible structure of the orthodontic archwire 103 is shown in FIGS. 32 and 33, which is a pair of rear portions fixed to and extending from the front portion 113 and both ends corresponding to the front portion. It has portions 123 and 133. The front portion may be made of a material that has less stiffness and bending stiffness than the material forming the rear portion. The parts can be secured together using any of several different attachment techniques. In the form shown in FIGS. 32 and 33, a shrinkable metal tube 153 is provided at the joint of each part to mechanically attach the part. As shown in FIG. 32, the β-titanium alloy archwire 103 may have a conventional U-shaped structure that generally matches the patient's dental arch. The arch is equally useful for tongue brackets and associated appliances attached to the back of the teeth. FIG. 34 shows a so-called “mushroom-like” archwire 203 that is generally U-shaped, but adapted to lie on the contour of the surface of the tongue or the inner surface of the tooth. The archwire 203 includes a relatively rigid anterior portion 213, a relatively rigid pair of posterior portions 223 and 233, and a crimped tube that joins the portions and sits just at the end of the canine when installed. 243. Other dental instruments include archwires, dental implants, files, and drills used for orthodontic work.

βチタン合金は、多くの利点を有する。βチタン合金の弾性係数は、冷間加工によって、合金が熱処理された後の断面積に対して、約10以上、好ましくは、約20以上、より好ましくは、約25%以上の量だけ有利に減少する。βチタン合金は、好ましくは、元の断面積に対する断面積の減少を測定したときに約5%から約85%の量に冷間加工される。この範囲内で、断面積の減少が初期断面積の約10%以上、好ましくは、約15%以上であることが望ましい。また、この範囲内で、断面積の減少が初期断面積の約50%以下、好ましくは、約30%以下であることが望ましい。冷間加工されたとき、βチタン合金は、加えられた歪みが元の長さの約2%までであるとき、加えられた歪みの約75%以上を擬弾性歪み回復してもよく、加えられた歪みが元の長さの約4%（すなわち、長さの変化が元の長さの4%である）までであるとき、加えられた歪みの約50%以上を擬弾性歪み回復してもよい。   Beta titanium alloys have many advantages. The elastic modulus of the β-titanium alloy is advantageously about 10 or more, preferably about 20 or more, more preferably about 25% or more of the cross-sectional area after the alloy is heat-treated by cold working. Decrease. The β-titanium alloy is preferably cold worked to an amount of about 5% to about 85% when measuring the reduction in cross-sectional area relative to the original cross-sectional area. Within this range, the reduction in cross-sectional area should be about 10% or more, preferably about 15% or more of the initial cross-sectional area. Also, within this range, it is desirable that the reduction in the cross-sectional area is about 50% or less, preferably about 30% or less of the initial cross-sectional area. When cold worked, β-titanium alloys may recover more than about 75% of the applied strain, when the applied strain is up to about 2% of the original length, When the applied strain is up to about 4% of the original length (ie the change in length is 4% of the original length), more than about 50% of the applied strain recovers pseudoelastic strain May be.

以下の実施例は、例示であり、限定的ではないが、ここに開示されたβチタン合金から作製される物品の種々の形態をいくつかを製造する方法を例示する。   The following examples illustrate, but are not limited to, methods of making some of the various forms of articles made from the beta titanium alloys disclosed herein.

（実施例１）
以下に述べられる全ての試料の合金は、二重真空アーク溶解法によって用意された。インゴットは、熱間圧延され、1.5ミリメータ(mm)の厚さを有するシートに平坦化された。次に、シートは、空気中で870°Cで30分間、熱間処理され、大気温度まで空冷された。シート上の酸化物は、1.3mmの厚さに脱酸素ディスク研削および研磨を行うことにより除去される。熱エイジング実験は、窒素／窒化塩浴を用いて350°Cで行われた。 Example 1
All sample alloys described below were prepared by the double vacuum arc melting method. The ingot was hot rolled and flattened into a sheet having a thickness of 1.5 millimeters (mm). The sheet was then hot treated in air at 870 ° C. for 30 minutes and air cooled to ambient temperature. The oxide on the sheet is removed by deoxidizing disk grinding and polishing to a thickness of 1.3 mm. Thermal aging experiments were performed at 350 ° C. using a nitrogen / nitride bath.

永久変形および擬弾性回復歪みは、曲げ試験によって測定された。0.51mm x 1.27mm x 51mmの寸法を有する試験品がシートから切り取られた。試験品は、4%に近い繊維または外表面歪みを引き起こすために、約12.2mmの直径を有するロッドを用いて曲げることにより、「Ｕ」字形を形成した。直線部分間の角度は、その後に測定され、歪み回復が次式を用いて計算された。   Permanent deformation and pseudoelastic recovery strain were measured by a bending test. A specimen having dimensions of 0.51 mm x 1.27 mm x 51 mm was cut from the sheet. The test article formed a “U” shape by bending with a rod having a diameter of about 12.2 mm to cause a fiber or outer surface distortion approaching 4%. The angle between the straight sections was then measured and strain recovery was calculated using the following equation:

e(rec) = e(180-a)/180
ここで、「a」は未回復の角度、「e」は外繊維の曲げ歪みである。 e (rec) = e (180-a) / 180
Here, “a” is an unrecovered angle, and “e” is a bending strain of the outer fiber.

引張歪み回復が引張延長により4%の歪みを与えた後、除荷によりゼロ応力とすることにより測定された。0.90mm x 2.0mmの断面寸法を有する引張試験品が用いられ、歪みが伸び計を用いて検出された。電気的加熱およびCO₂冷却機能を有し、試験能力が-30°Cから180°Cまでの環境チェンバーが用いられた。 Tensile strain recovery was measured by applying zero strain by unloading after 4% strain was applied by tensile extension. Tensile specimens having a cross-sectional dimension of 0.90 mm x 2.0 mm were used and the strain was detected using an extensometer. An environmental chamber with electrical heating and CO ₂ cooling capabilities and test capabilities from -30 ° C to 180 ° C was used.

表１に一覧された組成物を有する９種類のβチタン合金が調べられた。全曲げ歪みに対する弾性回復歪みのパーセンテージが比較のために測られた。   Nine beta titanium alloys having the compositions listed in Table 1 were investigated. The percentage of elastic recovery strain to total bending strain was measured for comparison.

表１において、上述した試料１および試料６−９は、比較例である。曲げによる約4%の外繊維歪みの後の弾性回復の結果が、図７に示されている。図７は、約9wt%のモリブデンでの最大弾性歪み回復を示し、溶体熱処理、および続いて行われる空冷後の合金は、印加された4%の変形歪みの約80%の弾性歪み回復を示す。モリブデン含有量を9wt%から増減すると、一般的に、弾性回復が減少する。モリブデン含有量が8.4から11wt%のチタン合金については、350°Cで10秒の短時間、エイジング処理をすると、弾性回復が向上する。合金を350°Cで10秒間、熱エイジングした後の最適な弾性歪み回復は、印加された4%の曲げ歪みの約90%である。モリブデン含有量が8.4wt%未満の合金は、異なるエイジング特性を示す。350°Cでのエイジングは、約8.03wt%のモリブデンを有する合金では、弾性歪み回復を低下させ、約7.63wt%のモリブデンを有する合金では、顕著な効果を示さない。

In Table 1, Sample 1 and Sample 6-9 described above are comparative examples. The result of elastic recovery after about 4% outer fiber strain due to bending is shown in FIG. FIG. 7 shows maximum elastic strain recovery at about 9 wt% molybdenum, and the alloy after solution heat treatment and subsequent air cooling shows about 80% elastic strain recovery of the applied 4% deformation strain. . Increasing or decreasing the molybdenum content from 9 wt% generally reduces elastic recovery. For titanium alloys with a molybdenum content of 8.4 to 11 wt%, elastic recovery is improved by aging treatment at 350 ° C for a short time of 10 seconds. The optimal elastic strain recovery after heat aging the alloy at 350 ° C. for 10 seconds is about 90% of the applied 4% bending strain. Alloys with a molybdenum content of less than 8.4 wt% show different aging characteristics. Aging at 350 ° C. reduces the elastic strain recovery for alloys with about 8.03 wt% molybdenum and does not show a significant effect with alloys with about 7.63 wt% molybdenum.

試料４、５および６についての350°Cでの熱エイジング間の全変形に対する弾性回復のパーセントが、それぞれ、図８、９および１０にプロットされている。図８、９および１０から、３つの合金とも弾性回復が約10から約60秒間のエイジングの後に最大に達している。エイジングが15分(900秒)を超えると弾性回復が低下する。   The percent elastic recovery for total deformation during thermal aging at 350 ° C. for Samples 4, 5 and 6 is plotted in FIGS. 8, 9 and 10, respectively. 8, 9 and 10, the three alloys reach their maximum elastic recovery after aging for about 10 to about 60 seconds. When the aging exceeds 15 minutes (900 seconds), the elastic recovery decreases.

試料４および５での約250から約550°Cで10秒間の熱エイジングの間の全変形に対する弾性回復のパーセントが、図１１および１２にそれぞれプロットされている。試料４の最適温度は350°Cで現れ、弾性回復が90%近くまで回復し、400°C以上の温度でのエイジングでは、弾性回復が約40%に低下する。試料５については、一般に、この温度範囲のエイジングにより、弾性回復が向上する。弾性回復は、450°Cで最大になり、弾性回復が90%に向上する。   The percent elastic recovery for total deformation during about 10 seconds of thermal aging at about 250 to about 550 ° C. for Samples 4 and 5 is plotted in FIGS. 11 and 12, respectively. The optimum temperature of sample 4 appears at 350 ° C., and the elastic recovery recovers to nearly 90%, and the aging at a temperature of 400 ° C. or higher reduces the elastic recovery to about 40%. In general, the elastic recovery of the sample 5 is improved by aging in this temperature range. Elastic recovery is maximized at 450 ° C, improving elastic recovery to 90%.

また、表１に示された合金は、約30%以上の断面積の減少を伴う冷間加工の後、線形超弾性を示す。たとえば、11.06wt%のモリブデン、3.80wt%のニオブ、1.97wt%のバナジウム、3.07wt%のアルミニウムを含み、残りがチタンであるインゴットから作製されたワイヤは、冷間加工後の断面積の減少が84%であるとき、4%の外繊維歪みの全変形曲げ後、3.5%の弾性回復歪みを示した。   The alloys shown in Table 1 also exhibit linear superelasticity after cold working with a reduction in cross-sectional area of about 30% or more. For example, a wire made from an ingot containing 11.06 wt% molybdenum, 3.80 wt% niobium, 1.97 wt% vanadium, 3.07 wt% aluminum, the remainder being titanium, has a reduced cross-sectional area after cold working When the fiber was 84%, it showed an elastic recovery strain of 3.5% after bending with a total deformation of 4% outer fiber strain.

（実施例２）
本実施例では、βチタン合金は二重真空溶解によって製作された。合金の性質は、誘導結合プラズマ発光分光分析(ICP-OE)を用いて分析された。その結果を表２に示す。インゴットは、熱間鋳造、熱間圧延され、最後に、約0.4から約5mmの範囲の各種直径に冷間引き抜きされた。冷間絞り間のパス間アニーリングは、直径が2.5mmより大きいワイヤに対しては真空炉中で870°Cで行われ、これより直径が小さいワイヤに対しては不活性雰囲気下でストランド(strand)アニーリングによって行われた。引張特性は、12.5mmのゲージ長さの伸び計を備える材料試験機（Instron製model 5565）を用いて測定された。微細構造は、反射型金属顕微鏡（Nikon製Epiphot）を用いた光学的金属組織学によって調べられた。 (Example 2)
In this example, the β titanium alloy was produced by double vacuum melting. The properties of the alloys were analyzed using inductively coupled plasma optical emission spectrometry (ICP-OE). The results are shown in Table 2. The ingot was hot cast, hot rolled, and finally cold drawn to various diameters ranging from about 0.4 to about 5 mm. Interpass annealing between cold draws is performed at 870 ° C in a vacuum furnace for wires larger than 2.5 mm in diameter, and strands (strands) in an inert atmosphere for wires smaller than this. ) Made by annealing. Tensile properties were measured using a material testing machine (Instron model 5565) equipped with an extensometer with a gauge length of 12.5 mm. The microstructure was examined by optical metallography using a reflective metal microscope (Nikon Epiphot).

ストランドアニールされたワイヤは、典型的な最大引張強度(UTS)が約830メガパスカル(MPa)である真空アニールされたワイヤおよびシートより高い約1055MPaの最大引張強度を示す。図１３は、アニールされた直径1.0mmの試料１１のワイヤ材から引き抜かれたワイヤのUTSを断面積減少の関数としてプロットしたグラフである。49%の減少後、UTSは、かなり弱い歪み硬化効果を示す1055MPaから1172MPaにまでだけ高められた。ヤング係数は、1%歪みのワイヤの引張試験および応力-歪み曲線の線形傾きを図ることによって測定された。図１４に示すように、冷間引き抜きされたワイヤは、一般に、アニールされたワイヤより低いヤング係数を持つ。アニールされたワイヤにおける約65.9ギガパスカル(GPa)のヤング係数は、絞りの蓄積量が増加するにつれて減少し、蓄積絞りが20%より大きくなる冷間引き抜きの後、約50GPaで一定になる。

Strand annealed wires exhibit a maximum tensile strength of about 1055 MPa higher than vacuum annealed wires and sheets with a typical maximum tensile strength (UTS) of about 830 megapascals (MPa). FIG. 13 is a graph plotting the UTS of the wire drawn from the annealed wire material of sample 11 with a diameter of 1.0 mm as a function of cross-sectional area reduction. After a 49% decrease, UTS was only increased from 1055 MPa to 1172 MPa, which showed a rather weak strain hardening effect. Young's modulus was measured by tensile testing a 1% strain wire and taking a linear slope of the stress-strain curve. As shown in FIG. 14, cold drawn wires generally have a lower Young's modulus than annealed wires. The Young's modulus of about 65.9 gigapascals (GPa) in the annealed wire decreases as the amount of accumulated diaphragm increases and becomes constant at about 50 GPa after cold drawing where the accumulated diaphragm is greater than 20%.

表１の合金と同様に、試料１０および１１は、冷間加工後に線形超弾性を示す。19.4%の絞りの試料１１の冷間引き抜きによる、直径0.91mmのワイヤの2%および4%引張歪み試験での負荷および除荷による応力-歪み曲線が、図１５および図１６にそれぞれプロットされている。図１３からわかるように、2%引張伸長に続く除荷の後、ワイヤは、0.1%歪みの少量の塑性変形のみを残して変形の大部分を回復する。4%の引張伸長に変形されたとき、除荷後に残った歪みは1.4%に増加する。ワイヤは、2.6%の歪みを回復する。残存した歪みは、引き抜き(断面積)絞りが増加するにつれて減少する。しかし、絞りが20%を超えると、試験品は4%引張伸長に到達するまえに機能しなくなった。このデータが示すように、冷間引き抜きされたβチタン合金ワイヤは線形超弾性を示し、従来の金属合金における典型的な弾性限界を超える大変形を回復可能である。冷間引き抜きされた試料１０が同様な機械特性を示すように、冷間引き抜きされたワイヤの機械特性は化学組成に敏感ではないようである。試料１０に対する全ての負荷/除荷での引張試験結果が表３に一覧されている。   Similar to the alloys in Table 1, Samples 10 and 11 exhibit linear superelasticity after cold working. Stress-strain curves due to loading and unloading in 2% and 4% tensile strain tests of 0.91 mm diameter wire with cold draw of sample 11 with 19.4% draw are plotted in FIGS. 15 and 16, respectively. Yes. As can be seen from FIG. 13, after unloading following 2% tensile elongation, the wire recovers most of the deformation leaving only a small amount of plastic deformation at 0.1% strain. When deformed to 4% tensile elongation, the strain remaining after unloading increases to 1.4%. The wire recovers 2.6% strain. The remaining strain decreases as the drawing (cross-sectional area) restriction increases. However, when the squeeze exceeded 20%, the specimens failed before reaching 4% tensile elongation. As this data shows, cold drawn β-titanium alloy wires exhibit linear superelasticity and can recover large deformations beyond the typical elastic limit of conventional metal alloys. The mechanical properties of the cold drawn wire do not appear to be sensitive to chemical composition, as the cold drawn sample 10 exhibits similar mechanical properties. Table 3 lists the tensile test results for all loads / unloads on sample 10.

図１７の顕微鏡写真は、冷間加工で断面積が14%絞られた後の、試料１０のワイヤの冷間加工された微細構造を明らかにする。816°Cおよび871°Cで30分間、熱処理した後のワイヤの再結晶微細構造を図１８および図１９にそれぞれ示す。微細構造にα相が存在するように、816°Cでの熱処理後、材料が完全にはβ化されていなかったことは明らかである。図１７からわかるように、完全に再結晶化したβ粒構造は、871°Cで30分間、熱処理した後に得られた。   The micrograph in FIG. 17 reveals the cold-worked microstructure of the sample 10 wire after the cross-sectional area has been reduced by 14% by cold-working. The recrystallized microstructure of the wire after heat treatment at 816 ° C. and 871 ° C. for 30 minutes is shown in FIGS. 18 and 19, respectively. It is clear that the material was not fully β after heat treatment at 816 ° C. so that an α phase was present in the microstructure. As can be seen from FIG. 17, a completely recrystallized β grain structure was obtained after heat treatment at 871 ° C. for 30 minutes.

8.6mmの直径に熱間圧延された試料１０のワイヤは、さらに6.0mmの直径に引き抜かれた。871°Cで30分間で完全にβ化された状態の後、直径6.0mmのワイヤは、約500から約850°Cの温度で30分間、再びエイジングされた。図２０からわかるように、816°Cのエイジング後にβ構造が保持された。エイジング温度が788°C以下の場合に、図２１からわかるように、粒内α相析出物が微細構造中に出現し始めた。粒内α相析出物の量は、エイジング温度の低下にともなって増加し、α相析出物は、649°C以下でエイジングされたとき、粒界に沿って最終的に現れた。   The wire of Sample 10 that was hot rolled to a diameter of 8.6 mm was further drawn to a diameter of 6.0 mm. After being fully betalated at 871 ° C for 30 minutes, the 6.0 mm diameter wire was aged again at a temperature of about 500 to about 850 ° C for 30 minutes. As can be seen from FIG. 20, the β structure was retained after 816 ° C. aging. When the aging temperature was 788 ° C. or lower, as can be seen from FIG. 21, intragranular α-phase precipitates began to appear in the microstructure. The amount of intragranular α-phase precipitates increased with decreasing aging temperature, and α-phase precipitates finally appeared along the grain boundaries when aged at 649 ° C. or lower.

約500から約900°Cでの温度で30分間エイジングした後の表２の試料１０の最大引張強度(UTS)および引張延性(断面積の減少（％）)がそれぞれ図２２および図２３にプロットされている。溶体化処理された試験品および816°C以上でエイジングされた試験品のように完全にβ化された試験品は、約800MPaの低UTSおよび約25から約30%の断面積の減少(RA)という良好な引張延性を示した。おそらくは、α析出物の増加量のため、エイジング温度が下がるにつれて、引張延性が顕著に減少するとともに、UTSが劇的に増加した。UTSにおける1400MPaのピークは、延性(5%RA)の低下と一致し、両者は、約500°Cのエイジング温度で現れた。   The maximum tensile strength (UTS) and tensile ductility (decrease in cross-sectional area (%)) of Sample 10 in Table 2 after aging for 30 minutes at a temperature of about 500 to about 900 ° C. are plotted in FIGS. 22 and 23, respectively. Has been. Fully β-ized specimens, such as solution-treated specimens and specimens aged at 816 ° C or higher, have a low UTS of about 800 MPa and a cross-sectional area reduction of about 25 to about 30% (RA ) Showed good tensile ductility. Perhaps due to the increased amount of alpha precipitate, as the aging temperature decreased, the tensile ductility decreased significantly and the UTS increased dramatically. The 1400 MPa peak in UTS was consistent with a decrease in ductility (5% RA), both appearing at an aging temperature of about 500 ° C.

溶体化処理状態の試料１１の組成物は、擬弾性を示す。それらの機械特性は、溶体化熱処理、およびそれに続く約350から約550°Cの温度でのエイジング非常に敏感である。870°Cでのストランドアニーリング後の試料１１のワイヤは、明確に定義された擬弾性を示すことが見いだされた。ストランドアニールされた直径0.4mmの試料１１のワイヤに対する4%引張応力-歪み曲線を示す図２４に例がある。4%伸長の変形を受けた後、ワイヤ試験品は、3.4%引張歪みを回復する擬弾性回復をすることが可能であり、除荷後の残存歪みは0.6%のみであった。   The composition of sample 11 in the solution treatment state exhibits pseudoelasticity. Their mechanical properties are very sensitive to solution heat treatment and subsequent aging at temperatures of about 350 to about 550 ° C. The wire of Sample 11 after strand annealing at 870 ° C. was found to exhibit a well-defined pseudoelasticity. An example is shown in FIG. 24 which shows a 4% tensile stress-strain curve for a strand 11 sample 11 wire with a diameter of 0.4 mm. After undergoing 4% elongation deformation, the wire specimen was able to recover pseudoelastically to recover 3.4% tensile strain, with only 0.6% residual strain after unloading.

ワイヤ微細構造の横断面図が、図２５の顕微鏡写真に示されている。予期されたβ構造の代わりに、微細構造はβマトリクス中に等軸のα析出物で構成される。短期間のストランドアニーリングでは、ワイヤがβ粒構造に完全には再結晶化しなかったことが明らかである。理論による制約を受けることなく、このことは、ストランドアニールされたワイヤが、完全にβ化された材料に比べて、より高いUTSを一般に有する理由を説明しうると思われる。   A cross-sectional view of the wire microstructure is shown in the micrograph of FIG. Instead of the expected β structure, the microstructure is composed of equiaxed α precipitates in the β matrix. It is clear that short-term strand annealing did not completely recrystallize the wire into a β grain structure. Without being bound by theory, this could explain why strand annealed wires generally have a higher UTS compared to fully betalated material.

上述した実験からわかるように、βチタン合金は、4%の初期曲げ歪みを受けたとき、88.5%の弾性歪み回復を示すことができる。歪み回復は、初期曲げ歪みの関数として測定され、初期曲げ歪みは元の長さに対する長さの変化の比率のパーセンテージとして表される。これらの合金は、眼鏡類のフレーム、ゴルフクラブのフェース挿入物およびヘッド、歯科矯正アーチ用ワイヤ、整形外科用人工装具、ならびに骨折固定用具、脊椎固定術および脊柱側弯症矯正用装置、ステント、カテーテル導入器(ガイドワイヤ)などの多くの商用品に有利に使用されうる。   As can be seen from the experiments described above, the β-titanium alloy can exhibit an elastic strain recovery of 88.5% when subjected to an initial bending strain of 4%. Strain recovery is measured as a function of the initial bending strain, which is expressed as a percentage of the ratio of the length change to the original length. These alloys include eyeglass frames, golf club face inserts and heads, orthodontic arch wires, orthopedic prostheses, and fracture fixation devices, spinal fusion and scoliosis correction devices, stents, catheters It can be advantageously used in many commercial products such as introducers (guidewires).

以上、本発明を例示的な実施の形態を参照して説明したが、種々の変更が可能であり、本発明の範囲から逸脱することなく、同等物で構成を置換可能であることが当業者によって理解される。さらに、本発明の本質的な範囲から逸脱することなく、本発明の教示に特定の状況および材料を適応させるために多くの変更を行ってもよい。すなわち、本発明は、本発明を実現することを意図する最良の形態として開示された特定の実施の形態に限定されない。   Although the present invention has been described above with reference to exemplary embodiments, those skilled in the art will recognize that various modifications can be made and configurations can be replaced by equivalents without departing from the scope of the present invention. Understood by. In addition, many modifications may be made to adapt a particular situation and material to the teachings of the invention without departing from the essential scope thereof. In other words, the present invention is not limited to the specific embodiment disclosed as the best mode intended to realize the present invention.

眼鏡類フレーム１００の等角図である。1 is an isometric view of a spectacle frame 100. FIG. テンプル１３０の可能な構造を示す概略図である。3 is a schematic diagram showing a possible structure of a temple 130. 図３（Ａ）は、ゴルフクラブ用の傾斜端挿入部の側面図および底面図である。図３（Ｂ）は、ゴルフクラブの舌部および溝端部の挿入部の底面図である。FIG. 3A is a side view and a bottom view of an inclined end insertion portion for a golf club. FIG. 3B is a bottom view of the insertion portion of the tongue and groove end of the golf club. 図４（Ａ）は、挿入部を有するクラブフェースの正面図である。挿入部の切り出しプロファイルを示す図４（Ａ）の底面図である。FIG. 4A is a front view of a club face having an insertion portion. It is a bottom view of Drawing 4 (A) showing a cutout profile of an insertion part. 挿入部を有するゴルフクラブフェースの正面図である。It is a front view of the golf club face which has an insertion part. 図６（Ａ）−（Ｄ）は、ゴルフクラブの組み立て方法を示すの概略図である。FIGS. 6A to 6D are schematic views showing a method for assembling a golf club. モリブデン含有量の弾性回復に対する効果を示すグラフである。It is a graph which shows the effect with respect to elastic recovery of molybdenum content. 350°Cのエイジングが表１の試料４の弾性回復に与える効果を示すグラフである。3 is a graph showing the effect of aging at 350 ° C. on the elastic recovery of sample 4 in Table 1. 350°Cのエイジングが表１の試料５の弾性回復に与える効果を示すグラフである。3 is a graph showing the effect of aging at 350 ° C. on the elastic recovery of Sample 5 in Table 1. 350°Cのエイジングが表１の試料６の弾性回復に与える効果を示すグラフである。3 is a graph showing the effect of aging at 350 ° C. on the elastic recovery of Sample 6 in Table 1. 約250から約550°Cでの10秒間のエイジングが表１の試料４の弾性回復に与える効果を示すグラフである。10 is a graph showing the effect of aging at about 250 to about 550 ° C. for 10 seconds on the elastic recovery of Sample 4 in Table 1. 約250から約550°Cでの10秒間のエイジングが表１の試料５の弾性回復に与える効果を示すグラフである。6 is a graph showing the effect of aging at about 250 to about 550 ° C. for 10 seconds on the elastic recovery of Sample 5 in Table 1. 累積的な冷間引き抜き絞りが表２の試料１１のUTSに与える効果を示すグラフである。3 is a graph showing the effect of cumulative cold drawing drawing on the UTS of sample 11 in Table 2. 累積的な冷間引き抜き絞りが表２の試料１１のヤング係数に与える効果を示すグラフである。6 is a graph showing the effect of cumulative cold drawing drawing on the Young's modulus of sample 11 in Table 2. 19.4%引き抜き絞りを受けた表２の試料１１の組成物を有するワイヤに対する2%歪み試験での引張応力-歪み曲線の影響を示すグラフである。FIG. 6 is a graph showing the effect of tensile stress-strain curves in a 2% strain test on a wire having the composition of Sample 11 of Table 2 that has been subjected to 19.4% draw drawing. FIG. 19.4%引き抜き絞りを受けた表２の試料１１の組成物を有するワイヤに対する4%歪み試験での引張応力-歪み曲線の影響を示すグラフである。FIG. 4 is a graph showing the effect of tensile stress-strain curves in a 4% strain test on a wire having the composition of Sample 11 of Table 2 that has been subjected to 19.4% draw drawing. FIG. 14%絞りを受けた表２の試料１０の組成物を有する冷間引き抜きされたワイヤの微細構造を示す光学顕微鏡写真である。Figure 5 is an optical micrograph showing the microstructure of a cold drawn wire having the composition of Sample 10 of Table 2 that has been subjected to 14% drawing. 816°Cで30分間の熱処理後に14%絞りを受けた表２の試料１０の組成物を有する冷間引き抜きされたワイヤの部分的に再結晶した微細構造を示す光学顕微鏡写真である。FIG. 5 is an optical micrograph showing a partially recrystallized microstructure of a cold drawn wire having the composition of Sample 10 of Table 2 that was subjected to 14% drawing after a heat treatment at 816 ° C. for 30 minutes. 871°Cで30分間の熱処理後に14%絞りを受けた表２の試料１０の組成物を有する冷間引き抜きされたワイヤの部分的に再結晶した微細構造を示す光学顕微鏡写真である。FIG. 5 is an optical micrograph showing a partially recrystallized microstructure of a cold drawn wire having the composition of Sample 10 of Table 2 that was subjected to 14% drawing after a heat treatment at 871 ° C. for 30 minutes. 816°Cで30分間のエイジング後の表２のベータ化された試料１０の微細構造を示す光学顕微鏡写真である。2 is an optical micrograph showing the microstructure of the betaized sample 10 of Table 2 after aging at 816 ° C. for 30 minutes. 788°Cで30分間のエイジング後の表２のベータ化された試料１０の微細構造を示す光学顕微鏡写真である。3 is an optical micrograph showing the microstructure of the betaized sample 10 of Table 2 after aging at 788 ° C. for 30 minutes. 500-900°Cで30分間のエイジング後の表２のベータ化された試料１０のUTSを示すグラフである。3 is a graph showing the UTS of the betaized sample 10 of Table 2 after aging at 500-900 ° C. for 30 minutes. 500-900°Cで30分間のエイジング後の表２のベータ化された試料１０の延性を示すグラフである。3 is a graph showing the ductility of the betaized sample 10 of Table 2 after aging at 500-900 ° C. for 30 minutes. 871°Cのストランドアニーリング後の表２の試料１１の組成物を有するワイヤの4%引張歪み試験での引張応力-歪み曲線を示すグラフである。FIG. 7 is a graph showing tensile stress-strain curves for a wire having the composition of Sample 11 of Table 2 after 871 ° C. strand annealing in a 4% tensile strain test. FIG. 871°Cのストランドアニーリング後の表２の試料１１の組成物を有するワイヤの微細構造を示す光学顕微鏡写真である。It is an optical microscope photograph which shows the microstructure of the wire which has the composition of the sample 11 of Table 2 after 871 degreeC strand annealing. ステントの概略図である。1 is a schematic view of a stent. FIG. カテーテルおよび針組立部の概略斜視図である。It is a schematic perspective view of a catheter and a needle assembly part. カテーテル組立部、および針先端保護部を有する針組立部の概略斜視図である。It is a schematic perspective view of the needle assembly part which has a catheter assembly part and a needle tip protection part. ドライバーおよびカニューレが挿入され、内部および外部にねじ山が付けられた骨ネジを示す骨整復および固定用具の部分分解図である。FIG. 4 is a partially exploded view of a bone reduction and fixation device showing a bone screw with a screwdriver and cannula inserted and internally and externally threaded. 図２９の骨整復および固定組立部の側部立面図である。FIG. 30 is a side elevational view of the bone reduction and fixation assembly of FIG. 29. 図３０の骨整復および固定組立部の断面図である。FIG. 31 is a cross-sectional view of the bone reduction and fixation assembly portion of FIG. 30. アーチワイヤの構造の平面図である。It is a top view of the structure of an arch wire. 図３２の線２−２の拡大側面図である。FIG. 33 is an enlarged side view of line 2-2 in FIG. 32. 舌側に位置する歯列矯正用ブラケットを有するアーチワイヤの平面図である。It is a top view of the arch wire which has an orthodontic bracket located in the lingual side.

符号の説明Explanation of symbols

１００ 眼鏡類のフレーム、１１０ リム、１２０ ブリッジ、１３０ テンプル、１４０ ヒンジ。   100 glasses frame, 110 rim, 120 bridge, 130 temple, 140 hinge.

Claims (55)

チタンと、
全質量に対して約7から約11wt%のモリブデン当量と、
を含み、
超弾性および／または擬弾性を有する組成物から製造されたことを特徴とする物品。 With titanium,
About 7 to about 11 wt% molybdenum equivalents with respect to the total mass;
Including
An article produced from a composition having superelasticity and / or pseudoelasticity. 前記モリブデン当量が、式(1)または式(2)で定められ、
Mo_eq. = 1.00Mo + 0.28Nb + 0.22Ta + 0.67V + 1.43Co + 1.60Cr + 0.77Cu + 2.90Fe + 1.54Mn + 1.11Ni + 0.44W - 1.00Al (1)
Mo_eq. = 1.00Mo + 0.28Nb + 0.22Ta + 0.67V + 1.43Co + 1.60Cr + 0.77Cu + 2.90Fe + 1.54Mn + 1.11Ni + 0.44W + 0.25(Sn + Zr + Hf) - 1.00A1 (2)
Moはモリブデン、Nbはニオブ、Taはタンタル、Vはバナジウム、Coはコバルト、Crはクロム、Cuは銅、Feは鉄、Mnはマンガン、Niはニッケル、Wはタングステン、Alはアルミニウム、Snは錫、Zrはジルコニウム、およびHfはハフニウムであり、
アルミニウムは、炭素、ホウ素、ゲルマニウム、および／または ガリウムによって置換可能であり、
各化学記号が全質量に対する質量パーセントにおける各元素の量を表すことを特徴とする請求項１に記載の物品。 The molybdenum equivalent is defined by formula (1) or formula (2),
Mo _eq. = 1.00Mo + 0.28Nb + 0.22Ta + 0.67V + 1.43Co + 1.60Cr + 0.77Cu + 2.90Fe + 1.54Mn + 1.11Ni + 0.44W-1.00Al (1)
Mo _eq. = 1.00Mo + 0.28Nb + 0.22Ta + 0.67V + 1.43Co + 1.60Cr + 0.77Cu + 2.90Fe + 1.54Mn + 1.11Ni + 0.44W + 0.25 (Sn + Zr + Hf)-1.00A1 (2 )
Mo is molybdenum, Nb is niobium, Ta is tantalum, V is vanadium, Co is cobalt, Cr is chromium, Cu is copper, Fe is iron, Mn is manganese, Ni is nickel, W is tungsten, Al is aluminum, Sn is Tin, Zr is zirconium, and Hf is hafnium,
Aluminum can be replaced by carbon, boron, germanium, and / or gallium,
The article of claim 1, wherein each chemical symbol represents the amount of each element in percent by mass relative to the total mass. 約8から約10wt%のモリブデンと、
約2.8から約6wt%のアルミニウムと、
約2wt%までのクロムと、
約2wt%までのバナジウムと、
約4wt%までのニオブと、
を含み、
残りがチタンであり、
当該質量パーセントは、全質量に対するものでることを特徴とする請求項１に記載の物品。 About 8 to about 10 wt% molybdenum,
About 2.8 to about 6 wt% aluminum,
Up to about 2 wt% chromium,
Up to about 2 wt% vanadium,
Up to about 4 wt% niobium,
Including
The rest is titanium,
The article of claim 1, wherein the mass percentage is relative to the total mass. 前記組成物が、冷間加工および／または溶体化処理されたことを特徴とする請求項１に記載の物品。   The article according to claim 1, wherein the composition has been cold-worked and / or solution-treated. 長さに加えられた変化が元の長さの2%であるとき、前記組成物が、前記長さに加えられた変化の約75%以上を弾性回復することを特徴とする請求項１に記載の物品。   The composition of claim 1, wherein the composition elastically recovers more than about 75% of the change applied to the length when the change applied to the length is 2% of the original length. The article described. 長さに加えられた変化が元の長さの4%であるとき、前記組成物が、前記長さに加えられた変化の約50%以上を弾性回復することを特徴とする請求項１に記載の物品。   The composition of claim 1, wherein the composition elastically recovers about 50% or more of the change applied to the length when the change applied to the length is 4% of the original length. The article described. 冷間加工後の前記組成物が、対応する熱処理された組成物の弾性係数に比べたときに、弾性係数が約10%以上減少していることを特徴とする請求項１に記載の物品。   The article of claim 1, wherein the composition after cold working has a modulus of elasticity reduced by about 10% or more when compared to the modulus of elasticity of the corresponding heat treated composition. 冷間加工後の前記組成物が、対応する熱処理された組成物の弾性係数に比べたときに、弾性係数が約20%以上減少していることを特徴とする請求項１に記載の物品。   The article of claim 1, wherein the composition after cold working has a modulus of elasticity reduced by about 20% or more when compared to the modulus of elasticity of the corresponding heat treated composition. 冷間加工後の前記組成物が、対応する熱処理された組成物の弾性係数に比べたときに、弾性係数が約25%以上減少していることを特徴とする請求項１に記載の物品。   The article of claim 1, wherein the composition after cold working has a modulus of elasticity reduced by about 25% or more when compared to the modulus of elasticity of the corresponding heat treated composition. 前記組成物が、β相またはα+β相を有することを特徴とする請求項１に記載の物品。   The article of claim 1, wherein the composition has a β phase or an α + β phase. 医療用具であることを特徴とする請求項１に記載の物品。   The article according to claim 1, wherein the article is a medical device. 前記医療用具がステントまたはガイドワイヤであることをを特徴とする請求項１に記載の物品。   The article according to claim 1, wherein the medical device is a stent or a guide wire. 前記医療用具が溶接接合を有することを特徴とする請求項１に記載の物品。   The article according to claim 1, wherein the medical device has a weld joint. 前記医療用具が溶接部を有することを特徴とする請求項１に記載の物品。   The article according to claim 1, wherein the medical device has a weld. 歯列矯正用アーチワイヤ、歯科用インプラント、矯正用具または眼鏡類のフレームを含むことを特徴とする請求項１に記載の物品。   The article of claim 1 comprising an orthodontic archwire, a dental implant, an orthodontic appliance or a frame of spectacles. 前記矯正用具が骨中に用いられることを特徴とする請求項１５に記載の物品。   The article according to claim 15, wherein the correction tool is used in bone. 前記矯正用具が、臀部、膝、肩、肘または背骨に用いられることを特徴とする請求項１５に記載の物品。   The article according to claim 15, wherein the correction tool is used for a hip, a knee, a shoulder, an elbow, or a spine. ゴルフクラブの少なくとも一部を含むことを特徴とする請求項１に記載の物品。   The article of claim 1, comprising at least a portion of a golf club. 前記ゴルフクラブに溶接またはろう付けされたことを特徴とする請求項１８に記載の物品。   The article of claim 18, wherein the article is welded or brazed to the golf club. ゴルフクラブのヘッドを含むことを特徴とする請求項１に記載の物品。   The article of claim 1, comprising a golf club head. ゴルフクラブのヘッド用の挿入部を含むこと特徴とする請求項１に記載の物品。   2. The article of claim 1 including an insert for a golf club head. 前記挿入部が前記ゴルフクラブのヘッドに溶接、ろう付けまたは機械的に挿入されていることを特徴とする請求項２１に記載の物品。   The article according to claim 21, wherein the insertion portion is welded, brazed, or mechanically inserted into a head of the golf club. 前記挿入部がきつく嵌め合うことにより前記ゴルフクラブのヘッドに配設されていることを特徴とする請求項２２に記載の物品。   23. The article according to claim 22, wherein the insertion portion is disposed on the head of the golf club by tightly fitting. 溶接接合を有することを特徴とする請求項１に記載の物品。   The article of claim 1 having a weld joint. ろう付け接合を有することを特徴とする請求項１に記載の物品。   The article of claim 1 having a brazed joint. 線形弾性特性を有する部分をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の物品。   The article of claim 1, further comprising a portion having linear elastic properties. ポリマー被覆をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の物品。   The article of claim 1 further comprising a polymer coating. 約8.9wt%のモリブデンと、
約3.03wt%のアルミニウムと、
約1.95wt%のバナジウムと、
約3.86wt%のニオブと、
を含み、
残りがチタンである組成物から製造されたことを特徴とする物品。 About 8.9 wt% molybdenum,
About 3.03wt% aluminum,
About 1.95 wt% vanadium,
About 3.86 wt% niobium,
Including
An article manufactured from a composition wherein the remainder is titanium. 医療用具であることを特徴とする請求項２８に記載の物品。   29. The article of claim 28, wherein the article is a medical device. ステント、カテーテル導入器、歯科用インプラント、ガイドワイヤ、歯列矯正用アーチワイヤ、骨あるいは組織で使用される矯正用具、または眼鏡類のフレームであることを特徴とする請求項２８に記載の物品。   29. The article of claim 28, wherein the article is a stent, catheter introducer, dental implant, guidewire, orthodontic archwire, orthodontic appliance used in bone or tissue, or a frame of spectacles. ゴルフクラブの少なくとも一部を含むことを特徴とする請求項２８に記載の物品。   30. The article of claim 28, comprising at least a portion of a golf club. ゴルフクラブのヘッドを含むことを特徴とする請求項２８に記載の物品。   30. The article of claim 28, comprising a golf club head. ゴルフクラブのヘッド用の挿入部を含み、
さらに、前記挿入部が前記ゴルフクラブのヘッドに溶接またはろう付けされていることを特徴とする請求項２８に記載の物品。 Including an insert for a golf club head,
29. The article of claim 28, wherein the insert is welded or brazed to the golf club head. 溶接接合を有することを特徴とする請求項２８に記載の物品。   30. The article of claim 28 having a weld joint. はんだ付け接合を有することを特徴とする請求項２８に記載の物品。   29. The article of claim 28 having a solder joint. 線形弾性特性を有する部分をさらに含むことを特徴とする請求項２８に記載の物品。   30. The article of claim 28, further comprising a portion having linear elastic properties. 擬弾性または超弾性特性を有する部分をさらに含むことを特徴とする請求項２８に記載の物品。   29. The article of claim 28, further comprising a portion having pseudoelastic or superelastic properties. ポリマー被覆をさらに有することを特徴とする請求項２８に記載の物品。   30. The article of claim 28, further comprising a polymer coating. 約9.34wt%のモリブデンと、
約3.01wt%のアルミニウムと、
約1.95wt%のバナジウムと、
約3.79wt%のニオブと
を含み、
残りがチタンである組成物から製造されたことを特徴とする物品。 About 9.34 wt% molybdenum,
About 3.01 wt% aluminum,
About 1.95 wt% vanadium,
About 3.79wt% niobium and
An article manufactured from a composition wherein the remainder is titanium. ステント、ガイドワイヤ、歯科用インプラント、歯列矯正用アーチワイヤ、骨および／あるいは組織で使用される矯正用具、または眼鏡類のフレームであることを特徴とする請求項３９に記載の物品。   40. The article of claim 39, wherein the article is a stent, guidewire, dental implant, orthodontic archwire, orthodontic appliance used in bone and / or tissue, or a frame of spectacles. チタンと、
全質量に対する質量パーセントにおいて、約7から約11wt%のモリブデン当量と、
を含み、超弾性および／または擬弾性を有する組成物から形態を形成する工程と、
前記形態を冷間加工する工程と、
前記形態を溶体化処理する工程と、
を含む方法で製造された物品。 With titanium,
About 7 to about 11 wt% molybdenum equivalents, in weight percent relative to the total mass,
Forming a form from a composition having superelasticity and / or pseudoelasticity,
Cold working the form;
A solution treatment of the form;
An article manufactured by a method comprising: 溶体化処理が前記組成物のβトランザス温度以上の温度で行われることを特徴とする請求項４１に記載の方法。   42. The method of claim 41, wherein the solution treatment is performed at a temperature equal to or higher than the beta transus temperature of the composition. 前記溶体化処理が前記組成物のβトランザス温度以下の温度で行われることを特徴とする請求項４１に記載の方法。   42. The method of claim 41, wherein the solution treatment is performed at a temperature below the beta transus temperature of the composition. 前記形態が空気または不活性ガス中でさらに冷却されることを特徴とする請求項４３に記載の方法。   44. The method of claim 43, wherein the form is further cooled in air or an inert gas. 前記形態がさらに約350から約550°Cの温度でさらにエイジングされることを特徴とする請求項４１に記載の方法。   42. The method of claim 41, wherein the form is further aged at a temperature of about 350 to about 550 ° C. 前記熱処理が10秒間から約8時間の間、行われることを特徴とする請求項４１に記載の方法。   42. The method of claim 41, wherein the heat treatment is performed for 10 seconds to about 8 hours. チタンと、
全質量に対する質量パーセントにおいて、約7から約11wt%のモリブデン当量と、
を含み、
前記モリブデン当量が、式(1)または式(2)で定められ、
Mo_eq. = 1.00Mo + 0.28Nb + 0.22Ta + 0.67V + 1.43Co + 1.60Cr + 0.77Cu + 2.90Fe + 1.54Mn + 1.11Ni + 0.44W - 1.00Al (1)
Mo_eq. = 1.00Mo + 0.28Nb + 0.22Ta + 0.67V + 1.43Co + 1.60Cr + 0.77Cu + 2.90Fe + 1.54Mn + 1.11Ni + 0.44W + 0.25(Sn + Zr + Hf) - 1.00A1 (2)
Moはモリブデン、Nbはニオブ、Taはタンタル、Vはバナジウム、Coはコバルト、Crはクロム、Cuは銅、Feは鉄、Mnはマンガン、Niはニッケル、Wはタングステン、Alはアルミニウム、Snは錫、Zrはジルコニウム、およびHfはハフニウムであり、
アルミニウムは、炭素、ホウ素、ゲルマニウム、および／または ガリウムによって置換可能であり、
各化学記号が全質量に対する質量パーセントにおける各元素の量を表すワイヤを冷間加工する工程を含む方法によって製造されたことを特徴とする物品。 With titanium,
About 7 to about 11 wt% molybdenum equivalents, in weight percent relative to the total mass,
Including
The molybdenum equivalent is defined by formula (1) or formula (2),
Mo _eq. = 1.00Mo + 0.28Nb + 0.22Ta + 0.67V + 1.43Co + 1.60Cr + 0.77Cu + 2.90Fe + 1.54Mn + 1.11Ni + 0.44W-1.00Al (1)
Mo _eq. = 1.00Mo + 0.28Nb + 0.22Ta + 0.67V + 1.43Co + 1.60Cr + 0.77Cu + 2.90Fe + 1.54Mn + 1.11Ni + 0.44W + 0.25 (Sn + Zr + Hf)-1.00A1 (2 )
Mo is molybdenum, Nb is niobium, Ta is tantalum, V is vanadium, Co is cobalt, Cr is chromium, Cu is copper, Fe is iron, Mn is manganese, Ni is nickel, W is tungsten, Al is aluminum, Sn is Tin, Zr is zirconium, and Hf is hafnium,
Aluminum can be replaced by carbon, boron, germanium, and / or gallium,
An article manufactured by a method comprising cold working a wire wherein each chemical symbol represents the amount of each element in weight percent relative to the total mass. 前記ワイヤの直径が約0.1から約10mmであることを特徴とする請求項４７に記載の物品。   48. The article of claim 47, wherein the wire has a diameter of about 0.1 to about 10 mm. マルテンサイト構造を有することを特徴とする請求項４７に記載の物品。   48. The article of claim 47 having a martensite structure. 長さに加えられた変化が元の長さの2%であるとき、前記物品が、前記長さに加えられた変化の約75%以上を弾性回復することを特徴とする請求項４７に記載の物品。   48. The article of claim 47, wherein the article elastically recovers about 75% or more of the change applied to the length when the change applied to the length is 2% of the original length. Goods. 長さに加えられた変化が元の長さの4%であるとき、前記物品が、前記長さに加えられた変化の約50%を弾性回復することを特徴とする請求項４７に記載の物品。   48. The article of claim 47, wherein the article elastically recovers about 50% of the change applied to the length when the change applied to the length is 4% of the original length. Goods. 医療用具であることを特徴とする請求項４７に記載の物品。   48. The article of claim 47, wherein the article is a medical device. ステント、歯科用インプラント、ガイドワイヤ、歯列矯正用アーチワイヤ、骨および／または組織に使用される矯正用具、眼鏡類のフレームであることを特徴とする請求項５２に記載の物品。   53. The article of claim 52, wherein the article is a stent, a dental implant, a guide wire, an orthodontic archwire, an orthodontic appliance for bone and / or tissue, and a frame of spectacles. 歯科用途のやすりまたはドリルとして使用されることを特徴とする請求項４７に記載の物品。   48. The article of claim 47, wherein the article is used as a dental file or drill. ゴルフクラブのヘッド用の挿入部を含み、
さらに、前記挿入部が前記ゴルフクラブのヘッドに溶接またはろう付けされていることを特徴とする請求項４７に記載の物品。 Including an insert for a golf club head,
48. The article of claim 47, wherein the insert is welded or brazed to a head of the golf club.

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