(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃｏ：６３％以上６８％未満、Ｃｒ：１５％以上２６％未満、Ｍｏ：１０％以上１９％未満、残部：不可避的不純物からなる組成を有するとともに、ＣｒとＭｏの含有量の和が３２〜３７％であり、直径が３００μｍ以下で軸断面の円形度（短径／長径）が０．７以上で、室温での質量磁化率が７．０（単位；４π・１０−９ｍ３／ｋｇ）以下であることを特徴とするＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線。
【請求項２】
１００μｍ四方の任意断面における内部組織は、マトリックス中に分散し該マトリックスに比してＭｏ濃度の高い粒状領域を有し、この粒状領域の長径が１５μｍ以下であり、前記粒状領域のマトリックスに対する面積率が５％以下であることを特徴とする請求項１記載のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線。
【請求項３】
面心立方晶（ｆｃｃ）および最密充填六方晶（ｈｃｐ）以外の結晶構造が前記粒状領域に含まれることを特徴とする請求項２記載のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線。
【請求項４】
軸断面の円形度が０．８以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線。
【請求項５】
請求項１〜３のいずれかに記載のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の製造方法であって、直径３００μｍ以下の紡糸ノズルからＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金の溶湯を噴出して合金溶湯ジェットを形成し、この合金溶湯ジェットを回転する円筒状ドラムの内周面に沿って形成された冷却液体層中で凝固させることによって直径３００μｍ以下のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を製造し、このＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を１２００℃〜１３５０℃で３時間以上非酸化性雰囲気中にて熱処理することを特徴とするＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の製造方法。
【請求項６】
請求項１〜４のいずれかに記載のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の製造方法であって、直径３００μｍ以下の紡糸ノズルからＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金の溶湯を噴出して溶湯ジェットを形成し、この溶湯ジェットを冷却ガス中で冷却して凝固させることにより直径３００μｍ以下のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を製造し、このＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を１２００℃〜１３５０℃で３時間以上非酸化性雰囲気中にて熱処理することを特徴とするＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の製造方法。
【請求項７】
請求項１〜４のいずれかに記載のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の製造方法であって、直径３００μｍ以下の紡糸ノズルからＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金の溶湯を下方に噴出して溶湯ジェットを形成し、この溶湯ジェットの落下経路を包囲する形態で配置したガス整流筒の内部に冷却ガスを導入して前記溶湯ジェットを凝固させることにより細線を製造し、ガス整流筒の排出部から前記細線を外部に排出することを特徴とするＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の製造方法。
【請求項８】
冷却ガスとして酸素含有ガスを用いることを特徴とする請求項５〜７のいずれかに記載のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の製造方法。
【請求項９】
前記冷却ガスは、溶湯ジェットの落下方向に対して前記紡糸ノズル寄りの第１の位置にて整流筒内に導入される不活性ガスからなる第１のガス成分と、第１の位置より下側の第２の位置にて整流筒内に導入される酸化性ガスからなる第２のガス成分とを含有することを特徴とする請求項７記載のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の製造方法。
【請求項１０】
前記第１のガス成分がアルゴンまたはヘリウム、第２のガス成分が酸素または炭酸ガスであることを特徴とする請求項９記載のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の製造方法。
【請求項１１】
請求項１〜４のいずれかに記載のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を織り加工、編み加工または不織加工してなることを特徴とする面状体。
【請求項１２】
請求項１〜４のいずれかに記載のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を織り加工、編み加工または不織加工してなることを特徴とする筒状体。
【請求項１３】
請求項１〜４のいずれかに記載のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を加工してなることを特徴とする縒り線またはケーブル。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、人工骨材の補綴材料、多孔質人工骨材、医療外科用多孔質埋め込み部品、骨接合用または固定用のワイヤおよびケーブル、細線を織り加工または編み加工した骨接合および固定用のバンド、血管内ステント用ワイヤメッシュおよびガイドワイヤ、ならびに血管塞栓用ワイヤ等の、医療用インプラントデバイスに適用されるＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線およびその製造方法、ならびにこの細線を加工した面状体等に係り、特に、生体適合性、耐食性、耐摩耗性、加工性、柔軟性、およびＭＲＩ診断対応性に優れたＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金は、生体適合性、耐食性、耐摩耗性に優れる合金として従来より用いられているが、その応用範囲は、塑性加工が容易でないため、鋳造材や鍛造材として比較的大きな寸法のものに形成された剛体製品に限られていた。一方、そのような合金の生体適合性に優れた特長から、上記したような技術分野でのニーズが高く、生体構成部材の力学特性に適当な強度、耐摩耗性、及び生体構成部材の形状にフィットする柔軟性を有した上記合金系の細線からなる加工品が望まれていた。
【０００３】
上記のような特長に加え、骨との結合力増大の為に骨組織が成長して進入し易い気孔径（２００μｍ前後）を有する多孔質体が望まれているが、上記合金系を粒子化したものを基本単位として焼結等により目的の気孔（相当）径を有する多孔質体を構成しようとすると、粒子間が点接触で接合されるために充分な接合強度が得られず、そのような多孔質体では生体に適当な強度や耐摩耗性、柔軟性等と、目的とする気孔（相当）径との両立が困難であった。このため、合金細線を基本素材とする三次元的網目構造の多孔質体が強く望まれていた。
【０００４】
そのような多孔質体を構成し得る合金細線の直径は、多孔質体の気孔率と力学特性及び目的とする気孔（相当）径の関係を考慮すると、直径φ２００μｍ前後の合金細線が適当と考えられる。一方、合金細線よりも製造が可能なものとしては箔帯がある。箔帯は、例えば合金溶湯を冷却用ロール側面に接触させて急冷凝固させるロール法等により製造することができ、円形断面の細線作成に比べれば製造が容易である。しかしながら、箔帯では、生体内の複雑な形状にフィットせず、軸断面の円形度（短径／長径）の高い細線を織り加工または編み加工した柔軟性に富んだ帯の提供が望まれていた。
【０００５】
一方、医療画像診断分野では人体の被爆問題からＸ線画像に代わる磁気共鳴画像（以下ＭＲＩ）診断が急増しているが、磁化率の高い合金が上記部材として生体内に埋め込まれた患者がＭＲＩ装置内におかれた場合、その部材が発生する磁束が影響して部材周辺の画像が歪んだり画像に抜けが生じるといった問題が生じ、画像診断に障害が出ていた。Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金は生体適合性、耐食性、耐摩耗性に優れる合金として従来より使用実績のある素材であり、今後もさらなる開発により耐食性、耐摩耗性の向上が期待され、上記技術分野で欠かせない合金系である。しかしながら、現在のＡＳＴＭ規格組成材は磁化率が高く、ＭＲＩ診断にとっては不都合な状況にある。
【０００６】
Ｍｏ濃度を増加させる且つ組織を均一化させることにより、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金の耐食性と耐摩耗性を大幅に向上させることができる。しかしながら、Ｍｏの含有量の増加とともに硬くて脆いＭｏ高濃度相が第二相として偏析し、加工応力の急増や第二相で割れる等、塑性加工性が大きく低下する問題があった。
【０００７】
これに対して、特許文献１では、Ｃｒ：２６〜３０質量％、Ｍｏ：６〜１２質量％、Ｃ：０〜０．３質量％、残部：Ｃｏからなる合金の溶湯を水冷銅鋳型で急冷鋳造し、この鋳造材料を熱間鍛造によって平均結晶粒径５０μｍ以下の粒内に第二相を微細に分散した組織に調整することにより、塑性加工性を改善している。しかしながら、その材料組成はＡＳＴＭ規格組成を包含した周辺組成であるため、従来通り磁化率が高いものとなり、ＭＲＩの画像の歪みや抜けが診断上許容できるものではなかった。また塑性加工性を改善されたとはいえ、寸法の大きな（ｃｍサイズの）製品への適用は可能であっても、上記のような塑性加工法で直径３００μｍ以下の円形度の高い細線を得るには膨大な工程数が必要とされるのは明白であった。
【０００８】
さらに、特許文献２には、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｎｉ合金細線が開示されている。しかしながら、このＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線もＡＳＴＭ規格組成を包含した周辺組成であるだけでなく、伸線加工などの塑性加工性を発現させるために強磁性のＮｉも意識的に成分として含めた素材であるため、従来通り磁化率が高いものとなり、ＭＲＩの画像の歪みや抜けが診断上許容できるものではないばかりでなく、Ｎｉの生体アレルギーという問題も招来していた。
【０００９】
【特許文献１】特開２００２−３６３６７５号公報（要約書）
【特許文献２】特開平１０−４３３１４号公報（要約書）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、上記種々の要請に鑑みてなされたものであり、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の本来的な特徴である優れた生体適合性を確保することを前提に、特に、優れた耐食性、耐摩耗性、加工性およびＭＲＩ診断対応性を発揮するとともに、生体構成部材の形状にフィットすべく優れた柔軟性を発揮するＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線およびその製造方法、ならびにこの細線を加工した面状体等を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線は、質量％で、Ｃｏ：６３％以上６８％未満、Ｃｒ：１５％以上２６％未満、Ｍｏ：１０％以上１９％未満、残部：不可避的不純物からなる組成を有するとともに、ＣｒとＭｏの含有量の和が３２〜３７％であり、直径が３００μｍ以下で軸断面の円形度が０．７以上で、室温での質量磁化率が７．０（単位；４π・１０−９ｍ３／ｋｇ）以下であることを特徴としている。ただし、質量磁化率は振動試料型磁力計により測定した値であり括弧内はその単位である。
【００１２】
以下、本発明の作用を上記した数値限定の根拠とともに説明する。
１．質量磁化率
発明者等は、従来よりＭＲＩ診断に対応困難であったＡＳＴＭ規格Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金の質量磁化率を調べたところ、室温での質量磁化率が８．０（単位；４π・１０−９ｍ３／ｋｇ）以下のものはなかった。そこで、本発明者等は、ＭＲＩ診断に悪影響を与えないＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金の質量磁化率を調査した結果、その質量磁化率は７．０以下であることが判明した。
【００１３】
次に、発明者等は、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金の組成の検討を行った。磁気の発生は、原子単体のもつ磁気モーメント以外に、物質を構成している結晶のような構造体においては隣接原子の相互作用が大きく関わる。したがって、結晶構造が同じ、つまり隣接原子の位置関係が同じ場合は、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金を構成する元素中で原子の磁気モーメントの最も大きい（つまり原子磁化率も最も大きい）Ｃｏを極力少なくすることがＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金の質量磁化率の低減に作用するものと考えられる。そこで、本発明者等は、Ｃｏの含有量を低下させ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量を増やした種々の試料により検討を行った。その結果、Ｃｏ配合濃度の低下とともに質量磁化率も低下し、上記した理論を裏付ける結果を得た。
【００１４】
しかしながら、Ｃｒ、Ｍｏの含有量がある値以上になると、質量磁化率が再び上昇することが判明した。これについては、鋳造材、鋳造材に塑性加工を施した加工材、加工材に熱処理を施した熱処理材ともに、同様な傾向を示した。なお、それらの材料の質量磁化率の絶対値はそれぞれ異なり、鋳造材の方が大きいことが判った。このように質量磁化率が再度増大する理由は定かではないが、顕微鏡観察やＸ線回折、Ｘ線マイクロアナライザ、後方散乱電子線回折による解析の結果、いずれも内部組織において、ｆｃｃまたはｈｃｐ構造の母相に対し、Ｍｏ高濃度領域が増えており、さらにその領域ではｆｃｃ、ｈｃｐの他に、複雑な結晶構造をもつ相（同定されていないがＣｏＣｒ化合物構造のσ相、Ｃｏ５Ｃｒ２Ｍｏ３化合物構造のＲ相、Ｃｏ７Ｍｏ６化合物構造のμ相などが考えられる）を含んでいることが明らかとなった。
【００１５】
以上の結果から、Ｃｒ、Ｍｏの含有量がある値以上になると、質量磁化率が再び上昇する原因としては、第１に、Ｍｏの高濃度領域が増えたために母相のＭｏ濃度が減少し、母相において構成元素中最も質量磁化率の高いＣｏの濃度が高くなったためと考えられる。第２に、Ｍｏの高濃度領域内に存在する結晶構造が複雑な相の質量磁化率が高いためと考えられる。もちろん、第１および第２の原因の相乗効果も考えられる。以上を踏まえた本発明の合金細線の組成の限定理由は以下のとおりである。なお、以下の説明において質量磁化率の単位は「４π・１０−９ｍ３／ｋｇ」であり、「％」は「質量％」を意味する。
【００１６】
２．Ｃｏ：６３％以上６８％未満
Ｃｏの含有量が６３％未満では、ｆｃｃまたはｈｃｐ構造以外の例えばσ相、Ｒ相、μ相など複雑な結晶構造を持つ相が増大し、質量磁化率が高くなる。または、Ｍｏの高濃度領域が増えるために母相のＭｏ濃度が減少し、母相におけるＣｏの濃度が高くなって質量磁化率が高くなる。一方、Ｃｏは、構成元素中最も質量磁化率が高いため、可能な限り含有量を抑えることが望ましく、質量磁化率を７．０以下とするためには６８％未満にする必要がある。よって、Ｃｏ含有量は６３％以上６８％未満とした。
【００１７】
３．Ｍｏ：１０％以上１９％未満
Ｍｏの含有量が１０％未満では、母相中のＣｏの濃度が相対的に増大し、質量磁化率が高くなる。また、Ｍｏは合金の硬さを高めて耐摩耗性を向上する特性がある。一方、Ｍｏの含有量が１９％以上では、例えばσ相、Ｒ相、μ相など複雑な結晶構造を持つ相が増大し、質量磁化率が高くなる。または、Ｍｏの高濃度領域が増えるために母相のＭｏ濃度が減少し、母相におけるＣｏの濃度が高くなって質量磁化率が高くなる。よって、Ｍｏの含有量はＭｏ：１０％以上１９％未満とした。
【００１８】
４．Ｃｒ：１５％以上２６％未満
Ｃｒの含有量が１５％未満では、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金の耐食性が維持できないとともに母相中のＣｏ濃度が増加して質量磁化率が高くなる。一方、Ｃｒの含有量が２６％以上では、Ｍｏが１０％以上のときに上記したσ相が増大或いはＭｏ高濃度域が増大して質量磁化率が高くなる。よって、Ｃｒの含有量は１５％以上２６％未満とした。
【００１９】
５．直径：３００μｍ以下
本発明の合金組成においては、種々の工法により得られた組織が濃度ムラのない組織を有する場合は全体に硬く、濃度ムラによりＭｏ高濃度がある場合はそれが変形し難く割れ易い。したがって、大寸法の本発明に係る組成の素材から塑性加工法により直径φ３００μｍ以下の細線を得るのは困難である。そこで、合金溶湯のジェットを一気に細線形状に急冷凝固可能な後述する回転液中紡糸法やガス中紡糸法を用いて紡糸ノズルの直径をφ３００μｍ以下として紡糸すると、軸断面の円形度が０．７以上あるいは０．８以上のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系金細線を製造できることが判明した。よって、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の直径は３００μｍ以下とした。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の質量磁化率が７．０以下であるため、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線が発生する磁束による影響が軽減され、これにより周辺の画像が歪んだり画像に抜けが生じるといった問題を解消することができる。また、軸断面の円形度を０．７以上としたことにより、優れた柔軟性を確保することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
本発明のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を製造するには、直径３００μｍ以下の紡糸ノズルからＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金の溶湯を噴出して溶湯ジェットを形成し、この溶湯ジェットを回転する円筒状ドラムの内周面に沿って形成された冷却液体層中で凝固させることによって直径３００μｍ以下のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を製造し、このＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を１２００℃〜１３５０℃で３時間以上非酸化性雰囲気中にて熱処理することが好適である。なお、この回転液中紡糸法により紡糸を行うには、特公平７−３６９４２号公報に記載されているような公知の装置を用いることができる。
【００２２】
ノズル直径をφ３００μｍ以下として紡糸すると軸断面の円形度に優れた細線となるが、濃度むらの大きい樹枝状組織となり、冷却時に導入された歪の影響もあるためか質量磁化率が７．０を上回ることが判明した。そのため、熱処理による均質化を計る事が有効と考えたが、非酸化性雰囲気でないとＣｒ、Ｍｏが表面に拡散して酸化物を形成するなどにより、母相中のＣｏ濃度が大きくなって質量磁化率の上昇を伴う。したがって、熱処理は非酸化性雰囲気で行う必要がある。ここで、熱処理条件が１２００℃以下で３時間以下の場合には、Ｍｏの偏析によって形成されたＭｏ高濃度領域が大きいまま残置され、その長径は１５μｍを超える。このＭｏ高濃度領域は延性（加工性）を阻害するとともに、その領域が大きければそこに含まれるｆｃｃやｈｃｐ以外の相が多くなって質量磁化率を高めてしまう。或いは、マトリックスのＣｏ濃度が高く、質量磁化率が高くなる。一方、熱処理温度が１３５０℃を超えると、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金の部分溶解が始まって濃度むらや大きなＭｏ高濃度領域の再析出が起き易く、上記したと同じ問題を招来する。なお、上記の熱処理は、紡糸直後ではなくてもよく、紡糸で得た合金細線を加工して面状体や筒状体等、高次元形状への加工工程中又は加工後のいずれの段階で行っても良い。
【００２３】
上記Ｍｏ高濃度領域は、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の１００μｍ四方の任意断面において粒状領域として観察される。上述のように、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の延性を向上させるために、粒状領域の長径は１５μｍ以下が望ましく、同じ理由で粒状領域のマトリックスに対する面積率は５％以下であることが望ましい。
【００２４】
本発明のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線は、ガス中紡糸法によっても製造することができる。すなわち、本発明のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の製造方法では、直径３００μｍ以下の紡糸ノズルからＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金の溶湯を噴出して溶湯ジェットを形成し、この溶湯ジェットを冷却ガス中で冷却して凝固させることにより直径３００μｍ以下のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を製造し、このＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を１２００℃〜１３００℃で３時間以上非酸化性雰囲気中にて熱処理する。
【００２５】
より具体的には、直径３００μｍ以下の紡糸ノズルからＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金溶湯を下方に噴出してＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金の溶湯ジェットを形成する。この溶湯ジェットの落下経路を包囲する形態で配置したガス整流筒の内部に冷却ガスを導入して溶湯ジェットを凝固させる。これにより、細線を製造し、ガス整流筒の排出部から細線を外部に排出する。
【００２６】
この場合、冷却ガスは、溶湯ジェットの落下方向に対して紡糸ノズル寄りの第１の位置にて整流筒内に導入される不活性ガスからなる第１のガス成分と、第１の位置より下側の第２の位置にて整流筒内に導入される酸化性ガスからなる第２のガス成分とを含有することが望ましい。
【００２７】
図１は上記のようなガス中紡糸法を行うための紡糸装置を示す図である。図１に示すように、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金原料を先端がノズルになっているるつぼ内で加熱溶融し、ノズルから噴出された溶湯ジェットをヘリウムガスおよび酸素ガスにより冷却することにより凝固して細線を製造し、巻取り用ドラムにて巻き取る。
【実施例】
【００２８】
１．比較例１
次に、本発明の具体的な実施例により本発明の効果を説明する。
Ｃｏ−１９％Ｃｒ−１６％Ｍｏ合金を原料とし、図１に示す装置において直径２２０μｍの紡糸ノズルを用いてガス中紡糸法による紡糸を行い、平均直径２２０μｍのＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を得た。得られたＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の軸断面を図２に示す。軸断面の円形度は０．８以上を満足したが、室温での質量磁化率は９．８（単位；４π・１０−９ｍ３／ｋｇ）であった。なお、円形度は任意に選択した短径および長径から算出した値である。図３は、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の断面をエッチングして得られた反射電子像であり、図３では、１００μｍ四方内の反射電子像でＭｏ高濃度領域は明るく写り、その母相に対する面積率は２０％以上であり、濃度むらの大きい樹枝状組織であった。
【００２９】
２．実施例１
比較例１で得られたＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線に対して、１２００℃のアルゴンガス雰囲気中で３時間熱処理を行った。熱処理後のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の内部組織の反射電子像を図４に示す。図４から得られたＭｏ高濃度領域の母相に対する面積率は２％以下に減少し、室温での質量磁化率は５．９（単位；４π・１０−９ｍ３／ｋｇ）であった。
【００３０】
３．比較例２
紡糸ノズルの直径を３５０μｍとした以外は比較例１と同様にしてＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を得た。得られたＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線は、溶湯ジェットが太いため、円形度は０．６程度以下となった。これは、溶湯ジェット内部の冷却及び凝固が遅れ、溶湯ジェットが外乱の影響を大きく受け変形して固まったためと推察される。
【００３１】
４．実施例２
Ｃｏ−２１％Ｃｒ−１４％Ｍｏ合金を原料とし、直径２８０μｍの紡糸ノズルを用いて回転液中紡糸法による紡糸を行い、平均直径２８０μｍのＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を得た。得られたＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の軸断面の円形度は０．７以上を満足した。このＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線に対して、１３００℃のアルゴンガス雰囲気中で３時間熱処理を行った。熱処理後のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の内部組織の反射電子像を図５に示す。図５から得られたＭｏ高濃度領域の母相に対する面積率は３％以下であった。また、室温での質量磁化率は６．２（単位；４π・１０−９ｍ３／ｋｇ）であった。
【００３２】
５．比較例３
直径３４０μｍの紡糸ノズルを用いた以外は実施例２と同じ条件で紡糸を行ってＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を得た。このＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線に対して熱処理を行わずに円形度を測定したところ０．５程度以下であった。紡糸ノズルの直径を３５０μｍとした以外は比較例１と同様にしてＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を得た。得られたＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線は、紡糸ジェットが太いため、円形度は０．６程度以下となった。比較例３においても、溶湯ジェット内部の冷却及び凝固が遅れ、溶湯ジェットが外乱の影響を大きく受け変形して固まったものと推察される。
【００３３】
６．比較例４
Ｃｏ−２４％Ｃｒ−８％Ｍｏ合金を原料とし、図１に示す装置において直径２３０μｍの紡糸ノズルを用いてガス中紡糸法による紡糸を行い、平均直径２３０μｍのＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を得た。得られたＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の軸断面の円形度は０．７以上を満足したが、室温での質量磁化率は１０．３（単位；４π・１０−９ｍ３／ｋｇ）であった。これは、Ｍｏの含有量が少ないために、母相のＣｏ濃度が高くなったためと考えられる。
【００３４】
７．比較例５
比較例４で得られたＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線に対して、１２００℃のアルゴンガス雰囲気中で３時間熱処理を行った。熱処理後のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の軸断面の円形度は０．７以上を満足したが、室温での質量磁化率は８．３（単位；４π・１０−９ｍ３／ｋｇ）であった。これは、Ｍｏの含有量が少ないために、熱処理を行っても母相のＣｏ濃度の高い状態が維持されたためと考えられる。
【００３５】
８．比較例６
７１％Ｃｏ−１９％Ｃｒ−Ｍｏ合金を原料とし、図１に示す装置において直径１７５μｍの紡糸ノズルを用いてガス中紡糸法による紡糸を行い、平均直径１７５μｍのＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を得た。得られたＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線に対して、１２００℃のアルゴンガス雰囲気中で３時間熱処理を行った。熱処理後のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の軸断面の円形度は０．７以上を満足したが、室温での質量磁化率は８．５（単位；４π・１０−９ｍ３／ｋｇ）であった。これは、母相のＣｏ濃度が高いために質量磁化率が高くなったものと考えられる。
【００３６】
９．比較例７
Ｃｏ−２９％Ｃｒ−１６％Ｍｏ合金を原料とし、図１に示す装置において直径１５５μｍの紡糸ノズルを用いてガス中紡糸法による紡糸を行い、平均直径１５５μｍのＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を得た。得られたＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線に対して、１２００℃のアルゴンガス雰囲気中で６時間熱処理を行った。熱処理後のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の軸断面の円形度は０．７以上を満足したが、室温での質量磁化率は８．２（単位；４π・１０−９ｍ３／ｋｇ）であった。これは、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線のＣｒの含有量が、２６％を超えているためにσ相が増大して質量磁化率が高くなったものと考えられる。熱処理後のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の内部組織の反射電子像を図６に示す。図６から得られたＭｏ高濃度領域の母相に対する面積率は４０％以上であった。これは、σ相が増大した結果、それを包含するＭｏ高濃度領域も広がってしまうためと考えられる。なお、Ｍｏ高濃度領域の相は、ｆｃｃとｈｃｐの結晶相と、不明相（σ相、Ｒ相、およびμ相が考えられる）であり、比較例７はσ相が主体と考えられる。
【００３７】
１０．その他の実施例
本発明で規定する成分のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金を原料とし、図１に示す装置においてガス中紡糸法による紡糸を行い、平均直径３００μｍ以下のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を得た。得られたＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線に対して１２００℃のアルゴンガス雰囲気中で３時間熱処理を行った。熱処理後の室温での質量磁化率（単位；４π・１０−９ｍ３／ｋｇ）を図７に示す。図７に示すように、成分が本発明で規定する範囲内の実施例では、室温での質量磁化率（単位；４π・１０−９ｍ３／ｋｇ）は全て７．０以下となった。なお、質量磁化率は、図７のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ三元系成分チャートに記載した。
【産業上の利用可能性】
【００３８】
本発明は、生体適合性、耐食性、耐摩耗性、加工性、柔軟性、およびＭＲＩ診断対応性に優れているので、人工骨材の補綴材料、多孔質人工骨材、医療外科用多孔質埋め込み部品、骨接合用または固定用のワイヤおよびケーブル、細線を織り加工または編み加工した骨接合および固定用のバンド、血管内ステント用ワイヤメッシュおよびガイドワイヤ、ならびに血管塞栓用ワイヤ等の医療用インプラントデバイスに適用することができる。
【図面の簡単な説明】
【００３９】
【図１】ガス中溶融紡糸法によりＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線を製造する際に使用した装置を示す概略図である。
【図２】比較例１のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の軸断面の反射電子像である。
【図３】比較例１のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の軸断面の一部の反射電子像である。
【図４】実施例１のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の軸断面の一部の反射電子像である。
【図５】実施例２のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の軸断面の一部の反射電子像である。
【図６】比較例７のＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ系合金細線の軸断面の一部の反射電子像である。
【図７】本発明の他の実施例における質量磁化率（単位；４π・１０−９ｍ３／ｋｇ）を示すＣｏ−Ｃｒ−Ｍｏ三元系成分チャートである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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