JPH07188877A - 生体用非晶質合金 - Google Patents
生体用非晶質合金Info
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- JPH07188877A JPH07188877A JP5338664A JP33866493A JPH07188877A JP H07188877 A JPH07188877 A JP H07188877A JP 5338664 A JP5338664 A JP 5338664A JP 33866493 A JP33866493 A JP 33866493A JP H07188877 A JPH07188877 A JP H07188877A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 組成式:Zr100-a-b-c-d MaAlbXcY
dで示される組成を有し、MはTiおよびHfからなる
群から選択される1種の元素またはその混合物、XはP
tおよびPdから選択される1種の元素またはその混合
物、YはCu,CoおよびNiからなる群から選択され
る1種の元素またはその混合物、a、b、cおよびd
は、それぞれ原子%を表し、5≦a≦55、2≦b≦3
0、2≦c≦45、5≦d≦40、20≦a+b+c+
d≦80を満足する。 【効果】 優れた強度、耐食性および非晶質形成能を兼
ね備えた非晶質合金であり、熱間押しだしや熱間プレス
等の種々の非晶質固化技術を応用し任意の形状の非晶質
合金に成形可能であり、新しいタイプの生体用材料とし
てインプラント用材料や医療機材用材料に応用可能であ
る。
dで示される組成を有し、MはTiおよびHfからなる
群から選択される1種の元素またはその混合物、XはP
tおよびPdから選択される1種の元素またはその混合
物、YはCu,CoおよびNiからなる群から選択され
る1種の元素またはその混合物、a、b、cおよびd
は、それぞれ原子%を表し、5≦a≦55、2≦b≦3
0、2≦c≦45、5≦d≦40、20≦a+b+c+
d≦80を満足する。 【効果】 優れた強度、耐食性および非晶質形成能を兼
ね備えた非晶質合金であり、熱間押しだしや熱間プレス
等の種々の非晶質固化技術を応用し任意の形状の非晶質
合金に成形可能であり、新しいタイプの生体用材料とし
てインプラント用材料や医療機材用材料に応用可能であ
る。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】この発明は、生体用非晶質合金に
関するものである。さらに詳しくは、歯科および整形外
科の分野におけるインプラント材料、医療用機材等に有
用な、耐食性に優れ、強度が大きく、非晶質形成能に優
れた生体用非晶質合金に関するものである。
関するものである。さらに詳しくは、歯科および整形外
科の分野におけるインプラント材料、医療用機材等に有
用な、耐食性に優れ、強度が大きく、非晶質形成能に優
れた生体用非晶質合金に関するものである。
【0002】
【従来の技術】従来より、溶融状態の合金を急冷するこ
とにより、種々の組成および形状を有する非晶質合金が
得られることが知られている。この非晶質合金は、容易
に高い冷却速度が実現される単ロール法によって製造さ
れる場合が多く、これまでにFe系,Ni系,Co系,
Al系,Zr系あるいはTi系合金について数多くの非
晶質合金材料が開発されている。なかでもZr系やTi
系非晶質合金は、Al系非晶質合金に比べて格段に優れ
た耐食性を有し、人体への適用性および安全性も高く、
かつ高い熱的安定性を示し、また過冷却液体領域の幅が
広いため、過冷却液体領域を利用した加工を施すことが
可能であり、従来のFe族系やAl系非晶質合金とは異
なった新しいタイプの非晶質合金材料として種々の分野
への応用が期待されている。
とにより、種々の組成および形状を有する非晶質合金が
得られることが知られている。この非晶質合金は、容易
に高い冷却速度が実現される単ロール法によって製造さ
れる場合が多く、これまでにFe系,Ni系,Co系,
Al系,Zr系あるいはTi系合金について数多くの非
晶質合金材料が開発されている。なかでもZr系やTi
系非晶質合金は、Al系非晶質合金に比べて格段に優れ
た耐食性を有し、人体への適用性および安全性も高く、
かつ高い熱的安定性を示し、また過冷却液体領域の幅が
広いため、過冷却液体領域を利用した加工を施すことが
可能であり、従来のFe族系やAl系非晶質合金とは異
なった新しいタイプの非晶質合金材料として種々の分野
への応用が期待されている。
【0003】一方、生体用として現在用いられている金
属材料は、貴金属、Co基合金、ステンレス鋼およびT
i合金がその大部分である。従来、このような生体用合
金の中でも、例えばインプラント用の金属材料として
は、Co−Cr−Mo系鋳造合金(vitallium) をはじめ
とするCo基合金、ステンレス鋼、さらには近年になっ
てTi−6Al−4Vを代表とするTi合金が用いられ
ている。また歯科用金属材料としては古くから一般的に
貴金属が広く用いられており、さらに、医療用機材など
に用いられる金属材料としてはメス、はさみ、ピンセッ
ト、クリップ等にステンレス鋼が多用されている。
属材料は、貴金属、Co基合金、ステンレス鋼およびT
i合金がその大部分である。従来、このような生体用合
金の中でも、例えばインプラント用の金属材料として
は、Co−Cr−Mo系鋳造合金(vitallium) をはじめ
とするCo基合金、ステンレス鋼、さらには近年になっ
てTi−6Al−4Vを代表とするTi合金が用いられ
ている。また歯科用金属材料としては古くから一般的に
貴金属が広く用いられており、さらに、医療用機材など
に用いられる金属材料としてはメス、はさみ、ピンセッ
ト、クリップ等にステンレス鋼が多用されている。
【0004】
【発明が解決しようとする課題】このように生体用金属
材料としては、Co基合金、ステンレス鋼およびTi合
金が用いられているが、Co基合金やステンレス鋼の場
合には、Fe,Co,Cr等の生体に有毒な元素を多量
に含み、これらの材料を生体内で長時間使用するとこれ
らの元素が生体内に流れ出すという問題があった。ま
た、一般的にTi合金においては、その強度が低く、さ
らにV等の細胞毒性の強い元素を含むため、このような
Ti合金を生体用材料として使用することは困難であっ
た。
材料としては、Co基合金、ステンレス鋼およびTi合
金が用いられているが、Co基合金やステンレス鋼の場
合には、Fe,Co,Cr等の生体に有毒な元素を多量
に含み、これらの材料を生体内で長時間使用するとこれ
らの元素が生体内に流れ出すという問題があった。ま
た、一般的にTi合金においては、その強度が低く、さ
らにV等の細胞毒性の強い元素を含むため、このような
Ti合金を生体用材料として使用することは困難であっ
た。
【0005】従って、従来の結晶質合金とは異なり、耐
食性に優れ、強度が高い非晶質合金の開発が強く望まれ
ていた。また、たとえば生体用材料としては種々の形状
のバルク材への加工が必要であることから、固化技術の
適応が容易な粉末状の非晶質合金の製造が望まれる。そ
こでAl,TiやZrなどの活性金属元素を含む合金系
の場合は不活性ガスを用いる高圧ガスアトマイズ法によ
り製造することになるが、この方法では、一般的な生体
用非晶質合金の製造方法である単ロール法等に比べて冷
却速度が小さく、単ロール法によって厚さ30μm程度
の非晶質合金が作製できる合金組成を用いてアトマイズ
を行なっても非晶質単相からなる合金粉末が容易に得ら
れないという問題があった。
食性に優れ、強度が高い非晶質合金の開発が強く望まれ
ていた。また、たとえば生体用材料としては種々の形状
のバルク材への加工が必要であることから、固化技術の
適応が容易な粉末状の非晶質合金の製造が望まれる。そ
こでAl,TiやZrなどの活性金属元素を含む合金系
の場合は不活性ガスを用いる高圧ガスアトマイズ法によ
り製造することになるが、この方法では、一般的な生体
用非晶質合金の製造方法である単ロール法等に比べて冷
却速度が小さく、単ロール法によって厚さ30μm程度
の非晶質合金が作製できる合金組成を用いてアトマイズ
を行なっても非晶質単相からなる合金粉末が容易に得ら
れないという問題があった。
【0006】このため、冷却速度が遅いガスアトマイズ
法の場合でも容易に非晶質合金が得られる非晶質形成能
に優れた生体用非晶質合金の実現が強く望まれていた。
この発明は、以上の通りの事情に鑑みてなされたもので
あり、従来技術の欠点を解消し、耐食性に優れ、強度が
高く、かつ、冷却速度が遅くとも非晶質形成能に優れた
生体用非晶質合金を提供することを目的とするものであ
る。
法の場合でも容易に非晶質合金が得られる非晶質形成能
に優れた生体用非晶質合金の実現が強く望まれていた。
この発明は、以上の通りの事情に鑑みてなされたもので
あり、従来技術の欠点を解消し、耐食性に優れ、強度が
高く、かつ、冷却速度が遅くとも非晶質形成能に優れた
生体用非晶質合金を提供することを目的とするものであ
る。
【0007】
【課題を解決するための手段】この発明は、上記の課題
を解決するものであって、この発明の要旨は、組成式:
Zr100-a-b-c-d MaAlbXcYd(式中、MはTi
およびHfからなる群から選択される1種の元素または
その混合物、XはPtおよびPdから選択される1種の
元素またはその混合物、ZはCu,CoおよびNiから
なる群から選択される1種の元素またはその混合物、
a、b、cおよびdは、それぞれ原子%で表され、5≦
a≦55、2≦b≦30、2≦c≦45、5≦d≦4
0、20≦a+b+c+d≦80である)で示される組
成を有することを特徴とする生体用非晶質合金である。
を解決するものであって、この発明の要旨は、組成式:
Zr100-a-b-c-d MaAlbXcYd(式中、MはTi
およびHfからなる群から選択される1種の元素または
その混合物、XはPtおよびPdから選択される1種の
元素またはその混合物、ZはCu,CoおよびNiから
なる群から選択される1種の元素またはその混合物、
a、b、cおよびdは、それぞれ原子%で表され、5≦
a≦55、2≦b≦30、2≦c≦45、5≦d≦4
0、20≦a+b+c+d≦80である)で示される組
成を有することを特徴とする生体用非晶質合金である。
【0008】この発明の非晶質合金において、Zrを基
本とし、上記の通りの元素成分との組合わせからなる合
金であることを必須としている。このうちの、Tiおよ
びHfは、いずれも強度、耐食性と非晶質形成能に優れ
た非晶質合金を得るために必須の元素であり、Tiおよ
びHfからなる群から選択される1種の元素またはその
混合物の含有量は、5原子%以上55原子%以下必要で
あり、好ましくは、10原子%以上45原子%以下が望
ましい。これらの元素の含有量が5原子%未満あるいは
55原子%を越えると、非晶質形成能が低下し、高圧ガ
スアトマイズ法や鋳造法等のような冷却速度が比較的遅
い液体急冷法の場合には非晶質単相の合金が得られなく
なる。
本とし、上記の通りの元素成分との組合わせからなる合
金であることを必須としている。このうちの、Tiおよ
びHfは、いずれも強度、耐食性と非晶質形成能に優れ
た非晶質合金を得るために必須の元素であり、Tiおよ
びHfからなる群から選択される1種の元素またはその
混合物の含有量は、5原子%以上55原子%以下必要で
あり、好ましくは、10原子%以上45原子%以下が望
ましい。これらの元素の含有量が5原子%未満あるいは
55原子%を越えると、非晶質形成能が低下し、高圧ガ
スアトマイズ法や鋳造法等のような冷却速度が比較的遅
い液体急冷法の場合には非晶質単相の合金が得られなく
なる。
【0009】次に、Alの含有量は2原子%以上30原
子%以下であることが必要であり、好ましくは5原子%
以上25原子%以下であることが望ましい。Al含有量
が2原子%未満であると耐食性や強度が低く実用に供せ
ない。また、Alの含有量が30原子%を越えると、非
晶質形成能が低下し、冷却速度が比較的遅い液体急冷法
の場合には非晶質単相の合金が得られなくなる。
子%以下であることが必要であり、好ましくは5原子%
以上25原子%以下であることが望ましい。Al含有量
が2原子%未満であると耐食性や強度が低く実用に供せ
ない。また、Alの含有量が30原子%を越えると、非
晶質形成能が低下し、冷却速度が比較的遅い液体急冷法
の場合には非晶質単相の合金が得られなくなる。
【0010】PdあるいはPtは非晶質形成能に優れた
非晶質合金を得るための必須の元素であり、Ptおよび
Pdから選択される1種またはその混合物についてはそ
の含有量は2原子%以上45原子%以下必要であり、よ
り好ましいその範囲は3原子%以上35原子%以下であ
る。PdあるいはPtの含有量が2原子%未満または4
5原子%を越えると非晶質形成能が低下し、冷却速度が
比較的遅い液体急冷法の場合には非晶質単相の合金が得
られなくなる。またさらに、PdあるいはPtの含有量
が45原子%を越えると耐食性が低下し実用に供するこ
とができない。
非晶質合金を得るための必須の元素であり、Ptおよび
Pdから選択される1種またはその混合物についてはそ
の含有量は2原子%以上45原子%以下必要であり、よ
り好ましいその範囲は3原子%以上35原子%以下であ
る。PdあるいはPtの含有量が2原子%未満または4
5原子%を越えると非晶質形成能が低下し、冷却速度が
比較的遅い液体急冷法の場合には非晶質単相の合金が得
られなくなる。またさらに、PdあるいはPtの含有量
が45原子%を越えると耐食性が低下し実用に供するこ
とができない。
【0011】また、この発明の生体用非晶質合金におい
ては、Cu,CoおよびNiは優れた非晶質形成能と強
度を得るための必須の元素であり、Cu,CoおよびN
iからなる群から選択される元素または混合物は、5原
子%以上40原子%以下必要であり、好ましくは、10
原子%以上30原子%以下が望ましい。Cu,Coおよ
びNiが5原子%未満の場合には、合金の非晶質形成能
が低下し、高圧ガスアトマイズ法や鋳造法のような冷却
速度が比較的遅い液体急冷法の場合には非晶質単相の合
金が得られなくなる。またこれらの含有量が40原子%
を越えると耐食性が低下し実用に供することができな
い。
ては、Cu,CoおよびNiは優れた非晶質形成能と強
度を得るための必須の元素であり、Cu,CoおよびN
iからなる群から選択される元素または混合物は、5原
子%以上40原子%以下必要であり、好ましくは、10
原子%以上30原子%以下が望ましい。Cu,Coおよ
びNiが5原子%未満の場合には、合金の非晶質形成能
が低下し、高圧ガスアトマイズ法や鋳造法のような冷却
速度が比較的遅い液体急冷法の場合には非晶質単相の合
金が得られなくなる。またこれらの含有量が40原子%
を越えると耐食性が低下し実用に供することができな
い。
【0012】またこの発明においては、Ti,Hf,A
l,Pd,Pt,Co,CuおよびNiの合計の含有量
は、20原子%以上80原子%以下必要であり、好まし
くは、25原子%以上70原子%以下が望ましい。これ
らの元素の合計含有量が20原子%未満あるいは80原
子%を越える場合には、非晶質形成能が低下し、高圧ガ
スアトマイズ法や鋳造法のような冷却速度が比較的遅い
液体急冷法の場合には非晶質単相の合金が得られなくな
る。
l,Pd,Pt,Co,CuおよびNiの合計の含有量
は、20原子%以上80原子%以下必要であり、好まし
くは、25原子%以上70原子%以下が望ましい。これ
らの元素の合計含有量が20原子%未満あるいは80原
子%を越える場合には、非晶質形成能が低下し、高圧ガ
スアトマイズ法や鋳造法のような冷却速度が比較的遅い
液体急冷法の場合には非晶質単相の合金が得られなくな
る。
【0013】従来の生体インプラント用材料として用い
られているステンレス鋼、Co合金およびTi合金の場
合には、その引張り強度が1000MPa以下であるの
に対し、この発明の生体用非晶質合金は、その引張り強
度が1500MPa以上であり、優れた強度を有してい
る。また、この発明の生体用非晶質金属は、優れた強度
とともに非常に優れた耐食性をも有しており、生体用材
料として広く利用されているオーステナイト系ステンレ
ス鋼よりも格段に優れた耐食性を示す。そのため、この
発明の生体用非晶質合金内に、Cu,CoおよびNi等
の生体毒性が強い元素を含んでいても使用上の問題はま
ったくない。
られているステンレス鋼、Co合金およびTi合金の場
合には、その引張り強度が1000MPa以下であるの
に対し、この発明の生体用非晶質合金は、その引張り強
度が1500MPa以上であり、優れた強度を有してい
る。また、この発明の生体用非晶質金属は、優れた強度
とともに非常に優れた耐食性をも有しており、生体用材
料として広く利用されているオーステナイト系ステンレ
ス鋼よりも格段に優れた耐食性を示す。そのため、この
発明の生体用非晶質合金内に、Cu,CoおよびNi等
の生体毒性が強い元素を含んでいても使用上の問題はま
ったくない。
【0014】さらに、この発明の生体用非晶質合金は優
れた非晶質形成能を有しているので、高圧ガスアトマイ
ズ法や鋳造法のような冷却速度が比較的遅い液体急冷法
の場合においても非晶質単相の合金が容易に得られる。
従って、例えば、高圧ガスアトマイズ法により得られた
この発明の非晶質合金粉末を用い、熱間プレスや熱間押
しだし加工法により任意の形状のバルク材の提供も可能
となる。
れた非晶質形成能を有しているので、高圧ガスアトマイ
ズ法や鋳造法のような冷却速度が比較的遅い液体急冷法
の場合においても非晶質単相の合金が容易に得られる。
従って、例えば、高圧ガスアトマイズ法により得られた
この発明の非晶質合金粉末を用い、熱間プレスや熱間押
しだし加工法により任意の形状のバルク材の提供も可能
となる。
【0015】そして、この発明の生体用非晶質合金は、
優れた強度や耐食性に加えて高い非晶質形成能を持ち合
わせているので、構成元素の他に種々の元素を添加して
も非晶質合金を得ることができ、そのため非晶質形成能
が低下しない程度に、生体に毒性の少ない元素(例え
ば、Si,Au)などを数原子%以下の範囲で添加し、
生体用非晶質合金を得ることができる。
優れた強度や耐食性に加えて高い非晶質形成能を持ち合
わせているので、構成元素の他に種々の元素を添加して
も非晶質合金を得ることができ、そのため非晶質形成能
が低下しない程度に、生体に毒性の少ない元素(例え
ば、Si,Au)などを数原子%以下の範囲で添加し、
生体用非晶質合金を得ることができる。
【0016】この発明の生体用非晶質合金は、溶融状態
からの種々の方法で冷却固化させることにより得ること
ができるが、単ロール法、双ロール法、回転液中紡糸
法、回転液中噴霧法、ガスアトマイズ法等の生産性に優
れた液体急冷法を用いることが望ましい。例えば、この
発明の非晶質合金は優れた非晶質形成能を備えているの
で、溶融状態からの種々の液体や気体の冷媒を用いるア
トマイズ法で冷却固化させることにより、容易に非晶質
単相からなる球状粉末を得ることができる。そのような
球状粉末の作製には特に清浄なArやHe等の不活性ガ
スを用いる高圧ガスアトマイズ法が適している。
からの種々の方法で冷却固化させることにより得ること
ができるが、単ロール法、双ロール法、回転液中紡糸
法、回転液中噴霧法、ガスアトマイズ法等の生産性に優
れた液体急冷法を用いることが望ましい。例えば、この
発明の非晶質合金は優れた非晶質形成能を備えているの
で、溶融状態からの種々の液体や気体の冷媒を用いるア
トマイズ法で冷却固化させることにより、容易に非晶質
単相からなる球状粉末を得ることができる。そのような
球状粉末の作製には特に清浄なArやHe等の不活性ガ
スを用いる高圧ガスアトマイズ法が適している。
【0017】なおこれらのアトマイズ法をこの発明の合
金に採用する場合、高圧ガスアトマイズ法においては、
この発明の合金を、アルゴン雰囲気中にてストッパーと
孔径0.5mm〜5.0mmのセラミックスノズルを備
えたセラミックスルツボ中で溶融した後、アルゴン雰囲
気中に噴出圧0.2〜5.0kg/cm2 でノズルから
溶湯を押しだし、30〜200kg/cm2 の圧力で噴
出させたAr等の不活性ガスでアトマイズすることによ
り球状の非晶質合金粉末を得ることができる。
金に採用する場合、高圧ガスアトマイズ法においては、
この発明の合金を、アルゴン雰囲気中にてストッパーと
孔径0.5mm〜5.0mmのセラミックスノズルを備
えたセラミックスルツボ中で溶融した後、アルゴン雰囲
気中に噴出圧0.2〜5.0kg/cm2 でノズルから
溶湯を押しだし、30〜200kg/cm2 の圧力で噴
出させたAr等の不活性ガスでアトマイズすることによ
り球状の非晶質合金粉末を得ることができる。
【0018】
【実施例】以下実施例によって、さらにこの発明を具体
的に説明する。実施例1〜20,比較例1〜18 表1に示した実施例1〜20、表2に示した比較例1〜
16の各組成からなる合金を、石英管中、アルゴン雰囲
気下で溶融した後、孔径0.3mmの石英製ノズルを用
い、アルゴン雰囲気下、3000rpmで回転している
直径20cm程度の銅ロール上に噴出圧0.3kg/c
m2 で噴出し、急冷凝固させて、幅3mm、厚さ50μ
mの連続した急冷薄帯を作製した。
的に説明する。実施例1〜20,比較例1〜18 表1に示した実施例1〜20、表2に示した比較例1〜
16の各組成からなる合金を、石英管中、アルゴン雰囲
気下で溶融した後、孔径0.3mmの石英製ノズルを用
い、アルゴン雰囲気下、3000rpmで回転している
直径20cm程度の銅ロール上に噴出圧0.3kg/c
m2 で噴出し、急冷凝固させて、幅3mm、厚さ50μ
mの連続した急冷薄帯を作製した。
【0019】次に、作製したこれらの薄帯の非晶質相の
同定、耐食性および強度の測定を行なった。その結果を
それぞれ表1および表2に示す。相の同定について、X
線回折法により非晶質相特有のハローパターンが得られ
た状態を非晶質と判定し、非晶質と結晶相が混在する状
態を結晶質と判定した。耐食性は、急冷薄帯を1N−H
Clに100時間浸漬し、その腐食量から求めた。強度
σfは、インストロン引張り試験機を用い、長さ30m
mの急冷薄帯を4.2×10-4の歪速度で引張り試験を
行なうことにより求めた。
同定、耐食性および強度の測定を行なった。その結果を
それぞれ表1および表2に示す。相の同定について、X
線回折法により非晶質相特有のハローパターンが得られ
た状態を非晶質と判定し、非晶質と結晶相が混在する状
態を結晶質と判定した。耐食性は、急冷薄帯を1N−H
Clに100時間浸漬し、その腐食量から求めた。強度
σfは、インストロン引張り試験機を用い、長さ30m
mの急冷薄帯を4.2×10-4の歪速度で引張り試験を
行なうことにより求めた。
【0020】表1および表2には、以上のようにして作
製され、その特性評価された薄帯の組織、強度σfおよ
び耐食性(腐食速度)を示した。表1および表2より明
らかなように、この発明の実施例1〜20は、非晶質単
相からなる薄帯が得られた。それに対し比較例1,2,
4,6,9〜12,14および15は、それぞれTi,
Al,Pd,Zr,HfあるいはPtがこの発明の合金
の組成範囲外であるため合金の非晶質形成能が低く、結
晶合金の薄帯が得られた。
製され、その特性評価された薄帯の組織、強度σfおよ
び耐食性(腐食速度)を示した。表1および表2より明
らかなように、この発明の実施例1〜20は、非晶質単
相からなる薄帯が得られた。それに対し比較例1,2,
4,6,9〜12,14および15は、それぞれTi,
Al,Pd,Zr,HfあるいはPtがこの発明の合金
の組成範囲外であるため合金の非晶質形成能が低く、結
晶合金の薄帯が得られた。
【0021】また表1および表2の結果より明らかなよ
うに、実施例1〜20のこの発明の非晶質合金は、いず
れも引張り強度1500MPa以上であり、比較例1〜
16のこの発明の範囲外の非晶質合金や結晶質合金ある
いは比較例17および18の市販されている厚さ50μ
mのステンレス薄やTi板に比べて格段に優れた強度を
示した。
うに、実施例1〜20のこの発明の非晶質合金は、いず
れも引張り強度1500MPa以上であり、比較例1〜
16のこの発明の範囲外の非晶質合金や結晶質合金ある
いは比較例17および18の市販されている厚さ50μ
mのステンレス薄やTi板に比べて格段に優れた強度を
示した。
【0022】さらに、表1および表2の耐食性の結果か
ら実施例1〜20のこの発明の非晶質合金は、比較例1
〜7,9,11〜14および16のこの発明の範囲外の
非晶質合金や結晶質合金、比較例17のステンレス薄に
比べて格段に優れた耐食性を示した。
ら実施例1〜20のこの発明の非晶質合金は、比較例1
〜7,9,11〜14および16のこの発明の範囲外の
非晶質合金や結晶質合金、比較例17のステンレス薄に
比べて格段に優れた耐食性を示した。
【0023】
【表1】
【0024】
【表2】
【0025】実施例21〜40,比較例19〜24 表3および表4に示す各種組成からなる合金を、アルゴ
ン雰囲気中にて、BN製のストッパーと孔径2.0mm
のBNノズルを下部に備えたBNルツボ中で300g溶
融した後、1400℃にてストッパーを上げると同時に
アルゴン雰囲気中に噴出圧0.5kg/cm2 でノズル
から溶湯を押しだし、溶湯となす角45度に配置された
18個の直径1mmの高圧ガスアトマイズノズルから1
00kg/cm2 の圧力で噴出させた4NのArガスに
よりアトマイズを行なった。そして表1に示す各種組成
からなる平均粒径25μmの球状の合金粉末を作製し
た。
ン雰囲気中にて、BN製のストッパーと孔径2.0mm
のBNノズルを下部に備えたBNルツボ中で300g溶
融した後、1400℃にてストッパーを上げると同時に
アルゴン雰囲気中に噴出圧0.5kg/cm2 でノズル
から溶湯を押しだし、溶湯となす角45度に配置された
18個の直径1mmの高圧ガスアトマイズノズルから1
00kg/cm2 の圧力で噴出させた4NのArガスに
よりアトマイズを行なった。そして表1に示す各種組成
からなる平均粒径25μmの球状の合金粉末を作製し
た。
【0026】次に作製したこれらの粉末を25μm以
下、25〜44μm、44〜63μm、および63μm
以上の各粒度に分級し、それぞれの粒度の粉末について
非晶質相の同定をX線回折法により行なった。なお組織
の判定は、X線回折法により非晶質相単相が得られた場
合を非晶質と判定し、非晶質と結晶質が混在する場合を
結晶質と判定した。
下、25〜44μm、44〜63μm、および63μm
以上の各粒度に分級し、それぞれの粒度の粉末について
非晶質相の同定をX線回折法により行なった。なお組織
の判定は、X線回折法により非晶質相単相が得られた場
合を非晶質と判定し、非晶質と結晶質が混在する場合を
結晶質と判定した。
【0027】その結果を表3および表4に示した。この
表3および表4より、実施例21〜40の合金粉末は、
この発明による合金組成からなり、非晶質形成能に優れ
るため、63μm以下の球状粉末においていずれも非晶
質単相からなる非晶質合金粉末が得られた。それに対し
て比較例19〜24はこの組成からはずれているため、
非晶質形成能が低く44μm以上の粒径の粉末において
非晶質単相が得られなかった。すなわち、比較例19〜
24の合金組成は比較例3,5,7,8,13および1
6と同一であるが、冷却速度の遅いガスアトマイズ法に
おいては、非晶質形成能が低いため非晶質単相の粉末が
大きい粉末粒径では、非晶質合金が得られなかった。
表3および表4より、実施例21〜40の合金粉末は、
この発明による合金組成からなり、非晶質形成能に優れ
るため、63μm以下の球状粉末においていずれも非晶
質単相からなる非晶質合金粉末が得られた。それに対し
て比較例19〜24はこの組成からはずれているため、
非晶質形成能が低く44μm以上の粒径の粉末において
非晶質単相が得られなかった。すなわち、比較例19〜
24の合金組成は比較例3,5,7,8,13および1
6と同一であるが、冷却速度の遅いガスアトマイズ法に
おいては、非晶質形成能が低いため非晶質単相の粉末が
大きい粉末粒径では、非晶質合金が得られなかった。
【0028】
【表3】
【0029】
【表4】
【0030】
【発明の効果】この発明の生体用非晶質合金は、優れた
強度、耐食性および非晶質形成能を兼ね備えた非晶質合
金であり、熱間押しだしや熱間プレス等の種々の非晶質
固化技術を応用し任意の形状の非晶質合金に成形可能で
あり、新しいタイプの生体用材料としてインプラント用
材料や医療機材用材料に応用可能である。
強度、耐食性および非晶質形成能を兼ね備えた非晶質合
金であり、熱間押しだしや熱間プレス等の種々の非晶質
固化技術を応用し任意の形状の非晶質合金に成形可能で
あり、新しいタイプの生体用材料としてインプラント用
材料や医療機材用材料に応用可能である。
フロントページの続き (72)発明者 増本 健 宮城県仙台市青葉区片平2丁目1−1 東 北大学金属材料研究所内 (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区片平2丁目1−1 東 北大学金属材料研究所内 (72)発明者 上埜 修司 京都府宇治市宇治小桜23番地 ユニチカ株 式会社中央研究所内 (72)発明者 網谷 健児 京都府宇治市宇治小桜23番地 ユニチカ株 式会社中央研究所内
Claims (1)
- 【請求項1】 組成式:Zr100-a-b-c-d MaAlbX
cYd(式中MはTiおよびHfからなる群から選択さ
れる1種の元素またはその混合物、XはPtおよびPd
から選択される1種の元素またはその混合物、YはC
u,CoおよびNiからなる群から選択される1種の元
素またはその混合物、a、b、cおよびdは、それぞれ
原子%を表し、5≦a≦55、2≦b≦30、2≦c≦
45、5≦d≦40、20≦a+b+c+d≦80であ
る)で示される組成を有することを特徴とする生体用非
晶質合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5338664A JPH07188877A (ja) | 1993-12-28 | 1993-12-28 | 生体用非晶質合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5338664A JPH07188877A (ja) | 1993-12-28 | 1993-12-28 | 生体用非晶質合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH07188877A true JPH07188877A (ja) | 1995-07-25 |
Family
ID=18320302
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP5338664A Pending JPH07188877A (ja) | 1993-12-28 | 1993-12-28 | 生体用非晶質合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH07188877A (ja) |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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-
1993
- 1993-12-28 JP JP5338664A patent/JPH07188877A/ja active Pending
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