(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｒを２２．５％以上３５％以下（％は質量％の意味。化学成分について以下同じ）と、
Ｗを５％以上１５％以下と、
Ｓｉを０．５％以上３％未満と、
Ｃを０．０１％以上０．４％以下と、
Ｂ（ホウ素）を０．００５％以上０．０８５％以下とを含み、
残部がＣｏおよび不可避不純物からなることを特徴とする耐酸化性に優れた歯科陶材焼付用合金。
【請求項２】
大気雰囲気中にて１０００℃で１５分間熱処理を行った後の合金表面の色調は金属光沢を有する請求項１に記載の歯科陶材焼付用合金。
【請求項３】
大気雰囲気中にて１０００℃で１５分間熱処理を行った後の合金表面に形成される酸化層の厚さが、８５０ｎｍ未満である請求項１または２に記載の歯科陶材焼付用合金。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の合金を用いた歯科陶材焼付用熱間鍛造材。
【請求項５】
前記熱間鍛造材は引張強度が１２００ＭＰａ以上、伸びが３０％以上である請求項４に記載の歯科陶材焼付用熱間鍛造材。
【請求項６】
請求項１〜３のいずれかに記載の歯科陶材焼付用合金、または請求項４または５のいずれかに記載の歯科陶材焼付用熱間鍛造材を用いた歯科補綴物。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐酸化性に優れた歯科陶材焼付用合金および歯科補綴物に関する。
【背景技術】
【０００２】
クラウン、インレー、ブリッジ等の歯科補綴物を構成する歯科用合金として、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｗ合金やＣｏ−Ｃｒ−Ｗ−Ｍｏ合金等のＣｏ−Ｃｒ基合金が知られている。前記歯科補綴物の審美性を向上させるため、上記合金からなるフレームの表面に、ペースト状にした陶材原料粉末を塗布し焼成することによって歯科陶材を形成する。これにより天然歯に近い色調の歯科補綴物が得られる。上記歯科陶材の焼成（焼き付けともいう）は、通常、大気中にて約９００〜１０００℃の高温で行われる。この工程を、陶材の種類を変えて繰り返し数回行うことによって、上記天然歯に近い色調の歯科補綴物が完成する。
【０００３】
歯科用合金として古くから使用されている金合金は、その熱膨張係数が上記陶材の熱膨張係数に近いため、上記焼成後も陶材が良好に形成される。上記Ｃｏ−Ｃｒ基合金も、上記金合金とほぼ同等の熱膨張係数を有しているため、上記陶材の熱膨張係数に近づけることが可能である。
【０００４】
例えば特許文献１には、金属表面に形成されるセラミックの熱膨張係数との差を縮小させた合金として、重量％で０〜０．４の炭素、０．１〜５．０のけい素、０．０１〜８．０のマンガン、２５〜３５のクロム、１．０〜８．０のモリブデン、０．１〜５．０のニオブ、０〜０．３のニッケル、０〜１．０の鉄、残部コバルト、および製造上生ずる不純物を含む合金が示されている。また特許文献２には、ニッケルなどの発癌性のリスクのある元素や、毒性データ未知の元素や、チタンなどの大気中での融解で酸化しやすい元素を含まないで、歯科用セラミックスを支えるのに十分な伸びと適当な硬さと熱膨張係数を有し、レーザ焼結による修復物製作にも適用できる歯科用合金材料が示されている。該歯科用合金材料として、クロム（Ｃｒ）：２２．７〜２６．７重量％、モリブデン（Ｍｏ）：５．５〜７．５重量％、タングステン（Ｗ）：４．０〜６．０重量％、鉄（Ｆｅ）：０．４〜０．６重量％、ケイ素（Ｓｉ）：１．０〜２．０重量％、マンガン（Ｍｎ）：０．２〜０．４重量％、炭素（Ｃ）：０．０８〜０．１２重量％、残部コバルト（Ｃｏ）及び微量の不可避不純物からなる歯科用合金材料が示されている。また特許文献３には、Ｃｒ：２５〜３２質量％、Ｗ：８〜１２質量％、周期表の第４ａ族の元素および／または第５ａ族元素：０．０５〜０．４質量％を含み、残部がＣｏおよび不可避不純物からなる破壊強度と硬度の改善された歯科用鋳造合金が示されている。これらＣｏ−Ｃｒ基合金は、近年の金価格の高騰等による金合金の代替品として注目されている。
【０００５】
しかし上記Ｃｏ−Ｃｒ基合金の場合、上記高温での焼き付けを行うと、歯科陶材で被覆されていない金属露出部分、フレームにおける例えば歯科用アバットメント等との嵌合部の酸化が進み、黒色の酸化層が形成される。よって、該酸化層を研磨やブラスト等で除去する後加工が必要である。しかしこの後加工を行うと、酸化層除去部分の形状が変化する場合がある。該形状が変化すると、上記アバットメントとの組み合わせ面等の様に高い寸法精度が要求される部位において、形状の不一致、つまり形状適合性の低下が生じうる。一方、上記後加工を行わない場合には、酸化層の脱落等による不具合が懸念される。また上記酸化層は黒色であるため、審美性向上の観点から、上記焼成後も色調が薄く金属色により近いことが求められる。
【０００６】
よって、上記Ｃｏ−Ｃｒ基合金には、上記焼成による酸化層の形成が極力抑制されること、つまり優れた耐酸化性が要求される。またＣｏ−Ｃｒ基合金には、歯科補綴物に要求される強度等の引張特性が要求されると共に、ディスク製造過程で要求される熱間鍛造性も備わっていることが求められる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特表昭６１−５０１７８４号公報
【特許文献２】特開２０１０−２７５２１８号公報
【特許文献３】米国特許出願公開第２００５／０２３２８０６号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、歯科陶材焼付用のＣｏ−Ｃｒ基合金であって、良好な強度等の引張特性と熱間鍛造性が備わっていると共に、陶材焼成による酸化を極力抑制することのできる、つまり耐酸化性に優れた歯科陶材焼付用合金を提供することにある。更には、該歯科陶材焼付用合金を用いて得られる歯科補綴物の提供も目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記課題を解決し得た本発明の歯科陶材焼付用合金は、Ｃｒを２０％以上４０％以下（％は質量％の意味。化学成分について以下同じ）と、周期表の第６族元素を合計で５％以上２０％以下と、周期表の第１４族元素を合計で０％超３％以下と、Ｂ（ホウ素）を０．００５％以上０．１１０％以下とを含み、残部がＣｏおよび不可避不純物からなる点に特徴を有する。
【００１０】
本発明の好ましい実施形態において、前記歯科陶材焼付用合金は、前記第６族元素として、ＷおよびＭｏよりなる群から選択される１種以上の元素を含む。
【００１１】
本発明の好ましい実施形態において、前記歯科陶材焼付用合金は、前記第１４族元素として、Ｓｉ：０．５％以上３％未満、およびＣ（炭素）：０．０１％以上０．４％以下よりなる群から選択される１種以上の元素を含む。
【００１２】
本発明の好ましい実施形態において、前記歯科陶材焼付用合金は、大気雰囲気中にて１０００℃で１５分間熱処理を行った後の合金表面の色調が金属光沢を有する。
【００１３】
本発明の好ましい実施形態において、前記歯科陶材焼付用合金は、大気雰囲気中にて１０００℃で１５分間熱処理を行った後の合金表面に形成される酸化層の厚さが、８５０ｎｍ未満である。
【００１４】
本発明には、前記歯科陶材焼付用合金を用いて得られる歯科補綴物も含まれる。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、歯科陶材を高温で焼き付けた後も、金属露出部分は酸化が抑制されているため、色調が金属光沢を有し、かつ酸化層を研磨やブラスト等で除去する後加工の省略や簡略化が可能である。更に本発明の歯科陶材焼付用合金は、歯科補綴物に必要な強度を有し、かつ歯科補綴物の製造工程において熱間鍛造を良好に行うことができる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】図１は、実施例における各試料の表面のＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）顕微鏡観察写真である。
【図２】図２は、試料Ｎｏ.８で認められた化合物のＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｐｒｏｂｅ  ＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｅｒ）元素マッピング結果である。
【図３】図３は、実施例におけるＸＰＳ（Ｘ−ｒａｙ  Ｐｈｏｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）測定例を示す図である。
【図４】図４は、Ｂ含有量と、大気雰囲気中にて１０００℃で１５分間熱処理を行った後の合金表面に形成される酸化層の厚さとの関係を示す図である。
【図５Ａ】図５Ａは、Ｂ含有量と、引張強度および０．２％耐力との関係を示す図である。
【図５Ｂ】図５Ｂは、Ｂ含有量と伸びとの関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本発明者らは、前記課題を解決するにあたり、大気中での高温焼成において酸化され難いＣｏ−Ｃｒ基合金とすればよいのでは、との思想のもと鋭意研究を重ねた。その結果、Ｃｏ−Ｃｒ基合金に含まれる合金元素として、特にＢを０．００５％以上０．１１０％以下の範囲内で含有させればよいことを見出した。以下、本発明の歯科陶材焼付用合金について述べる。
【００１８】
本発明の歯科陶材焼付用合金は、Ｃｒ：２０％以上４０％以下と、周期表の第６族元素を合計で５％以上２０％以下と、周期表の第１４族元素を合計で０％超３％以下と、Ｂを０．００５％以上０．１１０％以下とを含み、残部がＣｏおよび不可避不純物からなる。本発明の歯科陶材焼付用合金は、後述するＣｒ、周期表の第６族元素および第１４族元素を含むことを前提に、上述の通り、規定量のＢを含有させる点に特徴を有する。以下、まずＢ含有量を規定した理由から説明する。
【００１９】
［Ｂ：０．００５％以上０．１１０％以下］
合金元素としてＢを含有させることにより、酸化層の形成が十分に抑制され、色調がより薄く金属色に近づく。この様なＢの耐酸化性向上の効果は、後記の実施例で述べる通り、酸化層内にＢの濃縮領域が形成され、これが、酸化層の成長を抑制しているためと考えられる。本発明では、このＢの効果を発揮させるため、Ｂ含有量を０．００５％以上とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上、更に好ましくは０．０５％以上、より更に好ましくは０．０７５％以上である。一方、Ｂ含有量が過剰になると、ホウ化物が形成され、引張強度が低下すると共に伸びも低下し、更には熱間鍛造時に割れが生じ易くなる。またＢ含有量が過剰になり、ホウ化物が形成されて、合金中に固溶状態で存在していたＢが少なくなると、酸化層が形成されやすくなる。よってＢ含有量は０．１１０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．１０％以下である。
【００２０】
尚、Ｃｏ−Ｃｒ基合金へＢを４質量％程度添加させた技術としてロウ材への応用例がある。しかしこれは、Ｃｏ−Ｃｒ基合金の融点を低下させる目的でＢを添加しており、本発明とは課題、用途およびＢ含有量のいずれもが異なる技術である。
【００２１】
図１は、後述する実施例で製造した各Ｃｏ−Ｃｒ基合金のＳＥＭ顕微鏡観察写真である。各写真に付しているＮｏ．は後述する実施例の試料Ｎｏ．である。図１のＮｏ．８の写真では化合物（析出物）を矢印で示している。更にこの試料Ｎｏ．８で認められた化合物のＥＰＭＡ元素マッピングを行った。該マッピングは、日本電子社製のＸ線マイクロアナライザー「ＪＸＡ−８４３０Ｆ」を用い、加速電圧１５ｋＶで行った。その結果を図２に示す。尚、図２の視野は前記図１のＳＥＭ顕微鏡観察写真の視野とは異なる。この図２から、上記化合物は、主にＣｒとＷとＢの化合物であることがわかる。
【００２２】
試料Ｎｏ．８の様にＢ含有量が過剰になると、上記図１および上記図２の写真の通り粗大な化合物が析出し、この化合物により、上記引張特性や熱間鍛造性が低下すると考えられる。
【００２３】
本発明のＣｏ−Ｃｒ基合金は、上記量のＢを含む点に特徴があるが、歯科補綴物としての強度確保等のためには、Ｃｒ、周期表の第６族元素および第１４族元素をそれぞれ規定量含む必要がある。
【００２４】
［Ｃｒ：２０％以上４０％以下］
Ｃｒは、固溶強化と耐食性の確保に必要な元素であり、２０％以上含有させる。Ｃｒ含有量は、好ましくは２２．５％以上、より好ましくは２５％以上である。一方、Ｃｒ含有量が多過ぎても、金属間化合物が形成され易くなり、強度の低下等が生じうるため、Ｃｒ含有量は４０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは３５％以下、より好ましくは３２．５％以下である。
【００２５】
［周期表の第６族元素：合計で５％以上２０％以下］
周期表の第６族元素も、上記Ｃｒと同様に固溶強化に寄与する。この第６族元素は、更に熱膨張係数の調整に寄与する元素でもある。これらの効果を発揮させるため、第６族元素を合計で５％以上含有させる。尚、この含有量は、第６族元素として１元素を含む場合は、単独量をいい、第６族元素として２以上の元素を含む場合は、該２以上の元素の合計量をいう。上記第６族元素の含有量は、好ましくは合計で６％以上、より好ましくは合計で７％以上である。一方、上記第６族元素が過剰に含まれると、金属間化合物が形成しやすくなる。よって、上記第６族元素の含有量は、合計で２０％以下、好ましくは合計で１５％以下、より好ましくは合計で１０％以下とする。
【００２６】
前記第６族元素として、好ましくはＭｏとＷよりなる群から選択される１種以上の元素がよい。上記ＣｒとＷの含有量の比率を適宜調整することにより、市販の陶材に近い熱膨張係数を示す合金とすることができる。
【００２７】
［周期表の第１４族元素：合計で０％超３％以下］
第１４族元素は、酸化されやすい元素であるため、この第１４族元素を含有させることによって、Ｃｏ−Ｃｒ基合金の特にＣｒの酸化が抑制され、Ｃｏ−Ｃｒ基合金の耐酸化性を高めることができる。更には、合金溶製時の溶湯の流動性向上にも寄与するため、良好な鋳造に必要な元素でもある。これらの観点から、周期表の第１４族元素を合計で０％超３％以下含有させる。尚、この含有量は、第１４族元素として１元素を含む場合は、単独量をいい、第１４族元素として２以上の元素を含む場合は、該２以上の元素の合計量をいう。前記第１４族元素として、ＳｉおよびＣよりなる群から選択される１種以上の元素が好ましい。特にはＳｉが好ましい。上記第１４族元素の好ましい含有量は元素の種類による。以下では、ＳｉとＣの好ましい各含有量について述べる。
【００２８】
上記Ｓｉを含有させる場合、Ｓｉ含有量は０．５％以上３％未満であることが好ましい。該Ｓｉ含有量の下限は、より好ましくは１．０％以上であり、更に好ましくは１．２５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、良好な熱間鍛造性を確保し難くなるため、Ｓｉ含有量は、３％未満とすることが好ましく、より好ましくは２％以下、更に好ましくは１．８％以下である。
【００２９】
上記Ｃを含有させる場合も、上記Ｓｉと同様の上下限規定理由から、Ｃ含有量は０．０１％以上０．４％以下とすることが好ましい。該Ｃ含有量の下限は、より好ましくは０．０１５％以上、更に好ましくは０．０２０％以上である。また上記Ｃ含有量の上限は、より好ましくは０．３５％以下であり、更に好ましくは０．３０％以下である。尚、上記第６族元素としてＷを含む場合であって、上記第１４族元素としてＣを用いる場合は、上記Ｃ含有量を上記範囲内において少なめとすることが好ましい。硬質であるタングステンカーバイドの形成により熱間鍛造性等が低下し易いからである。
【００３０】
本発明の歯科用合金は、上記元素を含み、残部がＣｏおよび不可避不純物からなる。不可避不純物として、Ｍｎ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｎ、Ｆｅ等を含みうる。
【００３１】
（歯科補綴物）
本発明には、上記歯科陶材焼付用合金を用いて得られる歯科補綴物、具体的には、陶材焼き付け前の合金フレームと、該合金フレームの表面に歯科陶材を焼き付け被覆して得られる陶材被覆物が含まれる。該歯科補綴物として、クラウン、インレー、オンレー、コーピング、デンチャー等が挙げられる。
【００３２】
（歯科陶材焼付用合金および歯科補綴物の製造方法）
本発明の歯科陶材焼付用合金の製造方法は特に限定されず、上記成分組成を満たすように溶製し、一般的に行われている方法で鋳造すればよい。
【００３３】
また歯科補綴物として、上記合金フレームを製造するには次の方法が挙げられる。まず従来より行われている方法として精密鋳造が挙げられる。該方法では、溶融合金を鋳型に注入し鋳造して製造する。
【００３４】
また近年では次の製造方法も挙げられる。鋳造によりインゴットを製造した後、鋳造欠陥の消失と強度向上を目的に熱間鍛造し、ディスクを作製する。該ディスクを用い、ＣＡＤ／ＣＡＭシステムを活用し、ミリングまたは積層造形法（アディティブ・マニュファクチャリング）等を用いて複雑形状の合金フレームを製造する方法である。上記熱間鍛造は、例えば温度：１０００〜１２５０℃、プレス圧：１００〜１００００ｔの条件で行うことが挙げられる。尚、後述する実施例では、サンプルサイズが小さいため、最大プレス圧１２５ｋｇｆのエアハンマーを用いている。
【００３５】
前記精密鋳造後や、前記インゴット製造後には、後述する実施例に示す通り、均質加熱処理を必要に応じて行ってもよい。
【００３６】
上記合金フレームを用い、陶材焼き付けを行うが、その条件は一般的に行われている条件を採用すればよい。上記陶材も市販のものを使用することができる。焼成条件は、使用する陶材にもよるが、例えば大気雰囲気、温度：９４０〜９６０℃、時間：１〜２分とすることが挙げられる。尚、本発明では、熱処理後の酸化層の厚さや色調の評価のために、上記焼成条件よりも厳しい焼成条件として、１０００℃で１５分間の熱処理を実施している。
【００３７】
本発明の合金であれば、上記焼き付けを模擬して、大気雰囲気中にて１０００℃で１５分間熱処理を行った場合であっても酸化が抑制される。焼き付け前の合金表面の色調は金属光沢を呈している。本発明の合金は、上記の通り焼き付けによる酸化が抑制されるため、合金表面の色調は灰黒色に変化せず、金属光沢が維持される。本発明では、この様に熱処理前後の色調を金属光沢の有無で判断しており、色相は特に問わない。色相は、合金に含まれる合金元素の種類によって異なり、下記の実施例の様に緑色を呈する場合もあれば、ピンク色を呈する場合もある。
【００３８】
また、本発明の合金は酸化が抑制されるため、上記熱処理を行った後の合金表面に形成される酸化層の厚さが８５０ｎｍ未満に抑えられる。上記酸化層の厚さは、好ましくは８００ｎｍ以下、より好ましくは７００ｎｍ以下、更に好ましくは６５０ｎｍ以下、より更に好ましくは６００ｎｍ以下、特に好ましくは５００ｎｍ以下である。
【実施例】
【００３９】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００４０】
表１に示す化学成分組成を有する８種類のＣｏ−Ｃｒ基合金を作製した。なお、表１のＮｏ．１、７および８は、Ｂ含有量が規定範囲外の比較例である。詳細には、高周波誘導溶解にて、表１に示す化学成分組成を満たす１ｋｇ、直径３０ｍｍのインゴットを溶製した。次いで真空中にて１２００℃で６時間の均質加熱処理を施した。その後１１５０℃まで加熱してから、エアーハンマー（最大プレス圧１２５ｋｇｆ）を用い、１５ｍｍ角となるまで熱間鍛造し供試材を得た。
【００４１】
この熱間鍛造をクラックが発生することなく良好に行うことができた場合を熱間鍛造性が良好（ＯＫ）と評価し、熱間鍛造途中で割れが生じた場合を熱間鍛造性に劣る（ＮＧ）と評価した。その結果を下記表２に示す。
【００４２】
更に上記供試材を用い、下記要領で引張試験の評価を行うと共に、下記要領で、陶材焼成を模擬した熱処理を行い耐酸化性と色調を評価した。
【００４３】
（引張試験）
上記供試材を用い、評点間長さが１０．５ｍｍ、評点部断面積が２ｍｍ×１ｍｍの試験片を作製して引張試験を行い、０．２％耐力、引張強度および伸びを測定した。各試料Ｎｏ．につき上記試験片を少なくとも３個用意して測定を行い、その平均値を求めた。
【００４４】
（熱処理後の酸化層の厚さと色調の評価）
上記供試材に対し、陶材焼成を模擬して、大気雰囲気にて１０００℃で１５分間の熱処理を行った。そして、この大気熱処理後の供試材表面に形成された酸化層の厚さを、ＸＰＳで測定した。詳細には、ＫＲＡＴＯＳ  ＡＸＩＳ  Ｕｌｔｒａ  ＤＬＤを使用し、単色化したＡｌ  Ｋα線を用いて測定した。分析範囲は３００μｍ×７００μｍであり、アルゴンイオンにてスパッタしながらＸＰＳ測定を行い、得られた元素プロファイルから酸化層の厚さをＳｉＯ２換算で求めた。
【００４５】
詳細には次の方法で酸化層の厚さを求めた。上記元素プロファイルから酸化層の厚さを求める方法を、図３に例示するＸＰＳ結果を用いて説明する。上記図３のＸＰＳによる元素濃度分布測定において、両矢印で示す通り、表面から、Ｃｏ濃度を示す破線（Ｃｏ２ｐ Ｍ）と酸素濃度を示す点線（Ｏ １ｓ）の交点までの深さを、酸化層の厚さと定義した。この酸化層の厚さが８５０ｎｍ未満の場合を合格とし、該酸化層の厚さが８５０ｎｍ以上の場合を不合格とした。
【００４６】
また、上記大気熱処理後の供試材表面を目視で観察し、色調を評価した。本実施例では「金属光沢のある緑色」を合格とし、それ以外を不合格とした。
【００４７】
これらの結果を表２に示す。
【００４８】
【表１】
0006524500.tif 000002
【００４９】
【表２】
0006524500.tif 000003
【００５０】
上記表１および表２の結果を用い、Ｂ含有量と酸化層の厚さとの関係を整理した図を図４に示す。
【００５１】
また、上記表１および表２の結果を用い、Ｂ含有量と０．２％耐力、引張強度との関係を整理した図を図５Ａに示し、Ｂ含有量と伸びとの関係を整理した図を図５Ｂに示す。
【００５２】
上記図３〜５から次のことがわかる。まず図４から、Ｂ含有量が０．００５％を下回る場合は、大気熱処理後の酸化層が厚くなり、またＢ含有量が０．１１０％を超える場合も、酸化層の厚みが増大することがわかる。これに対しＢ含有量が、規定範囲内、即ち０．００５％以上０．１１０％以下の範囲内にある場合は、酸化層の厚さが８５０ｎｍ未満に抑えられていることがわかる。
【００５３】
この図４から、酸化層をより薄く、例えば厚さ６５０ｎｍ以下とするにはＢ含有量の下限を０．０１％以上とすることや、上限を０．１０％以下とすることが好ましいことがわかる。また図４から、例えば５８０ｎｍ以下とするにはＢ含有量の下限を０．０２％以上とすることが好ましく、例えば５５０ｎｍ以下とするにはＢ含有量の下限を０．０３％以上とすることがより好ましいことがわかる。
【００５４】
尚、前記図３は、Ｂ量が規定範囲内の例であり、この図３の酸化層内において、Ｂ量を示すラインにやや起伏がみられる。これは、酸化層中にＢ濃縮領域が形成されていることを意味すると思われる。規定量のＢを含有させることにより酸化層の厚みが薄くなる理由として、Ｂが酸化物と結びついて上記Ｂ濃縮領域が形成され、酸化物の成長が抑制されることが考えられる。
【００５５】
次に、図５Ａからは、Ｂ含有量が０．１１０％を超えると引張強度が低下しており、Ｂ含有量が約０．３０％では引張強度が著しく低下していることがわかる。図５Ａから、Ｂ含有量が０．１１０％以下である本発明例では、引張強度１２００ＭＰａ以上、特には引張強度１３００ＭＰａ以上を確保できることがわかる。また図５Ａから、０．２％耐力はＢ含有量によらずほぼ一定であることがわかる。
【００５６】
図５Ｂから、Ｂ含有量が０．１１０％を超えると伸びが急激に低下していることがわかる。Ｂ含有量が約０．３０％では伸びが数％であり非常に小さくなっている。図５Ｂから、Ｂ含有量が０．１１０％以下である本発明例では、伸びが３０％以上であり、Ｂ含有量が０．１０％以下では伸びが４０％以上、特には４５％以上を達成できることがわかる。
【００５７】
表２に示す通りＢ含有量が０．１１０％を超える場合は、熱間鍛造時に割れも認められた。これに対し、Ｂ含有量が０．１１０％以下の場合は、熱間鍛造を良好に行うことができた。
【００５８】
また表２に示す通り、Ｂ含有量が不足しているＮｏ．１では、上記大気熱処理により合金表面の色調が金属光沢を失い灰黒色に変化した。一方、Ｂ含有量が過剰であるＮｏ．７やＮｏ．８においても、上記大気熱処理後の合金表面は金属光沢のやや失われた色調となった。これに対し、規定量のＢを含む場合には、大気熱処理後も金属光沢が維持された。
【００５９】
以上の結果から、Ｎｏ．２〜６の通り、特に規定量のＢを含む場合には、良好な引張特性と熱間鍛造性を示すと共に、１０００℃×１５分間の大気熱処理後も色調は金属光沢を維持し、かつ大気熱処理後の酸化層形成も抑えられることがわかる。
【００６０】
またこの実施例から、Ｃｏ−Ｃｒ基合金の合金元素として、特に第１４族元素と共に規定量のＢを含有させることにより、高温で焼き付け後に形成される酸化層の厚さが格段に減少しており、酸化層の削除といった後加工を簡略または省略しても、高い審美性および他部品との高い形状適合性が得られうることがわかる。
【図１】
0006524500.tif 000004
【図２】
0006524500.tif 000005
【図３】
0006524500.tif 000006
【図４】
0006524500.tif 000007
【図５Ａ】
0006524500.tif 000008
【図５Ｂ】
0006524500.tif 000009