電子ビーム積層造形によるCo
Cr
Mo 合金製人工関節の可能性
千.

は じめ

葉晶

彦に

3D プリンタ技術(積層造形技術)ではコンピュータとデジタル技術を駆使して，複雑形状を有した機械要素部品を丸ごと製造することが可能である．従来の「削って(除去して)作る」(切削加工)から真逆の「くっつけて(付加して)作る」(付加造形)への発想の転換により，3 次元モデルのデジタルデータがあればどのようなデザイン形状の部品でも制約なく造形することができる．また，熱源(電子ビーム・レーザービーム)の照射条件(エネルギー密度，走査速度，走査間隔など)や走査パターンなどを最適化することで，組織微細化などの金属組織制御や，単結晶の金属部品製造プロセスとしての可能性についても，最近頓に注目されている．このように，金属積層造形技術は，単なる金型レスのネットシェイピング加工技術としてだけではなく，液相/固相変態を基本とする金属組織制御技術としての可能性を秘めている．レーザーや電子ビーム照射による合金粉末の溶融凝固プロセスに対する理解が進むことで，金属積層造技術はこれまでの伝統的な金属加工の常識を変える新規な加工プロセスとして研究開発されていくものと考えられる．
本稿では，電子ビームを用いた粉末溶融結合法の金属積層造形技術に焦点を絞り，材料として，人工関節などに使用されている Co28Cr6Mo(mass，以下 CoCrMo)合金を中心として，金属積層造形による人工関節などの医療用デバイスの製造技術としての可能性について考える．

.

電子ビーム積層造形技術の概要

電子ビーム積層造形(以下，EBM 造形と呼ぶ)法は，三次

図1

EBM 造形の一層分の造形プロセス． (オンラインカラー)

元 CAD データに基づく電子ビーム走査により， 50 ～ 100nm の厚さに敷き詰めた金属粉末床(パウダーベッド)を選択的に溶融・凝固して形成した層を繰り返し積層し，三次元構的に示す．以下，各プロセスの特徴についてまとめる．

 粉末床形造体を製作する．図にその一層分のプロセス(◯ 粉末床形成未溶融欠陥などを作らない造形を行うための◯ 予備加熱→◯
 選択的溶融→◯ ステップダウン)を模式
成→◯

最も基本となるプロセスである．使用する金属粉末は真球に東北大学金属材料研究所教授(〒9808577 仙台市青葉区片平 211)
Perspective of CoCrMo Alloy Artificial Joints Additively Manufactured with Electron Beam Melting; Akihiko Chiba(Institute forMaterials Research, Tohoku University, Sendai)
Keywords: additive manufacturing, electron beam melting, biomedical CoCrMo alloys, artificial joints, solidification, simulation, microstructures, phase transformation, mechanical properties
2018年 2 月28日受理[doi:10.2320/materia.57.150]

ミ ニ 特 集

近い形状で，粉末表面にサテライトの無いことが求められある．金属粉末表面には酸化被膜が形成されているが，そのる．現状の EBM 造形法では粒度分布として 40～100 nm 程

多くは電気的には半導体的であり，室温での粉体同士の接触度の粉末が使用されているが，造形物の表面粗さの改善効果

電気抵抗は高いが，温度上昇とともに低下すると考えられを期待して， 10 ～ 50 nm 程度のより細かな粒度分布の粉末る．このため，電子ビームを室温のパウダーベットに照射すを使用することも検討されている．

ると，粉末粒子間の電子の移動は阻害されて個々の粉末粒子

図は，離散要素法(Discrete element method)(DEM)には負に帯電し，粉末同士がクーロン斥力により煙状に“飛散”より求められたインコネル 718 合金粉末(平均粒径 80 nm ，する．これがスモークの起こるメカニズムと考えられる(2)．

粒度分布 40～140 nm)の(a), (b)パウダーベッド形成シミュ

このため，EBM プロセスではパウダーベッドの電気抵抗がレーションのスナップショットと，(c)それにより形成され金属的な値になる温度まで加熱する必要がある．予備加熱温るパウダーベッドの相対密度の積層厚依存性を示した図であ度 は 金 属 粉 末 の 種 類 に よ っ て 異 な る が ， お お よ そ 600 ～る(1) ．これを見て分かるように，平均粒径 80 nm のパウダ

1100°Cの間で予備加熱が行われる．

ーベッドの相対密度は積層厚の増加とともに上昇するが，積図は，直流四端子法で測定されたチタン粉末(ガスアト

層厚 200 nm においても高々0.3程度である．EBM 造形に使マイズ法，プラズマアトマイズ法，プラズマ回転電極法

用する金属粉末は通常，容器にパウダーを充填する嵩密度で(PREP))の室温から800°Cまでの昇温過程と降温過程での電0.5程度，タップ密度で0.6程度であることを考えると，パウ気抵抗率の変化を示した図である(3)．昇温過程では粉末の製ダーベッドは著しく疎な構造であることが分かる．このよう造方法の違いによって室温付近での抵抗率の値に違いが生じなことからも，粉末が均一に敷かれて粉末欠損の無い良質なているが， 500 ～ 600 °C で 10－4 Qm のオーダーの抵抗率となパウダーベッドの形成には，使用する粉末の粒度分布に合っり，金属的な電気伝導を示すことが分かる．チタン粉末はた最適な積層厚とすることが重要である．さらに，流動性の650 °
C 程度の加熱でスモークの発生がなくなり， EBM 造形高い粉末であることも必要不可欠であり，その意味からもサが可能となる．これは，予備加熱によりパウダーベッドの電テライトが無く，かつ真球に近い形状の粉末が求められる理気伝導が金属的になるためと理解される．

由がここに明確に示されていると言える．

図に， 950°
C で予備加熱を行った Co Cr Mo 合金の( a ) 予備加熱EBM 造形では金属粉末床(パウダーベッド)の◯ガスアトマイズ粉末と( b ) PREP 粉末のパウダーベッドの溶融プロセスの前にパウダーベッドの予備加熱を行うホットSEM 像を示したものである． Co Cr Mo 合金粉末は 900 °Cプロセス( hot process )が基本である．これは，電子ビーム

以 上 の 温 度で 10－4 Qm の オ ーダ ー の 電 気 抵抗 率 に な る たを加熱されていないパウダーベッドに照射すると粉末が飛散め，スモークの発生を抑制する予備加熱温度は Ti 6Al 4Vして煙状に舞い上がり(“スモーク”と呼ばれている)，パウ合金粉末の場合よりも300°C程度高温となり，予備加熱中にダーベッドが消失欠損し，正常な造形ができなくなるためで粉末焼結が進行しやすい．したがって，造形が長時間に及ぶ
場合は粉末が焼結固化により造形後に造形物と未溶融粉末との分離回収が困難となり，粉末の再使用ができなくなる．図4 ( a )のガスアトマイズ粉末は歪な形状であり，サテライトが形成された粉末が多数存在するため，予備加熱のための電子ビーム照射によりサテライトが選択的に溶融し，粉末同士の結合固化が進んでいる．一方，図 4(b)の PREP 粉末は形状が真球に近く，サテライトが極めて少ない．したがって，

図2

DEM によるパウダーベッド形成シミュレーショ
ン．(a), (b )パウダーベッド形成のスナップショット，( c )パウダーベッドの相対密度に及ぼす積層厚の影響．(オンラインカラー)

ま て り あ 第57巻 第 4 号(2018)Materia Japan

図3

各種製法でのチタン粉末の抵抗率の温度依存性．



図4

950°
C で予備加熱した CoCrMo 合金パウダーベ
ッド表面の SEM 像．( a )ガスアトマイズ粉末，(b)PREP 粉末．

予備加熱のための電子ビーム照射による選択的溶融部が形成

図5

熱流体力学解析シミュレーションによって得られた Co Cr Mo 合金粉末の( a )メルトプールの外観，( b )電子ビーム走査方向に平行に切断したメルトプールの中央部断面の温度分布および( c )液相線に沿ってメルトプール表面から深さ方向の温度勾配 G と凝固速度 R の変化．

しにくく，粉末同士の結合固化が進行しないと考えられる．
以上のことから， Co Cr Mo 合金のように予備加熱温度が高い合金では，真球に近い形状で，しかもサテライトのなや鋳物を得る従来の金属生産プロセスとはこの点が決定的にい粉末が好ましいと言える．

異なる．

EBM 造形で行われる予備加熱は，図 4 に示したようにパ

図に，熱流体力学解析シミュレーションによって得られウダーベッドの結合固化の進行が問題となる場合があるが，た Co Cr Mo 合金粉末の(a )メルトプールの外観，(b )電子造形物中に発生する熱応力による残留ひずみが少なくなるた

ビーム走査方向に平行に切断したメルトプールの中央部断面め，造形物の反り・変形，内部き裂の発生が抑制される．この温度分布，および(c)液相線に沿ってメルトプール表面かのため，EBM 造形では造形物を支える役目を果たすサポー

ら深さ方向の温度勾配 G と凝固速度 R の変化を示す(4)．こトの数を最小限に抑えることが可能となる．このように，予のシミュレーション結果より，メルトプールの表面温度は電備加熱は造形物の材質や形状制御の際に利点として効果を発子ビーム照射の中心領域で凡そ 4000 °C に達することがわか揮し，金属間化合物のような延性に乏しい材料の造形にはホる．また，凝固速度 R は最表面で電子ビーム走査速度( 60ットプロセスを採用する EBM 造形が有利となる．

cm/s)とほぼ等しいが，最深部ではゼロに近づく．一方，温 選 択 的 溶 融  金 属 積 層 造 形 技 術 は 付 加 造 形 ( additive◯

度勾配 G は最表面で小さく，最深部で最大となり，通常のmanufacturing )と称されているが，その基本は鋳造( cast-

溶融凝固プロセスでは得られない 1× 105 K / cm のオーダー

ing)による素形材生産の場合と同様に溶融凝固プロセスであの高い値となる．メルトプールの深さ 75 nm における冷却る．しかし，金属積層造形技術での溶融凝固プロセスは，数速度(G×R)を計算すると 4×106 K/s が得られ，超急冷凝固10～数 100 nm 規模の局所領域で合金粉末を急速に溶融凝固が起きる可能性が示唆される．

させるプロセスであり，局所領域(メルトプール)の溶融凝固

図に，EBM 造形法により作製した CoCrMo 合金試験

挙動を高精度に制御しながら 2 次元，3 次元に亘ってインク片の横断面の走査電子顕微鏡( SEM )像を示す．比較のためリメンタルに積み上げる鋳造技術(incremental casting)と捉に示した金型を用いた鋳造法で作製した同配合組成合金のえることができる．一度に大量の溶湯を造って，大型の鋳塊

SEM 像(図 6 ( a ))では 10 nm オーダーの粗大な M23C6 系炭ミ ニ 特 集図6Co 28Cr 6Mo 0.23C 0.20N 合 金 の SEM 像 ．
( a )水冷銅鋳型を用いた鋳造まま組織，( b ) EBM造形により形成された組織． EBM 造形では急速溶解・急速凝固効果により，数百 nm サイズの炭化物が均一分散した組織が得られる．

化物の晶析出物が不均一に形成している様子が確認される．
これに対して，図 6(b)に示されるように，EBM 造形法で得図7

EBM 造形により作製した CoCrMo 合金丸棒試
験片の模式図(左)と各積層高さにおける EBSDの Phase map(右)．

図8

EBM 造 形 に よ る 生 体 用 Co 28Cr 6Mo 0.23C 0.17N 合金の EBSD の IPF map ．( a ) as built 材の組織( g 単相)，( b ) asbuilt 材を 800 °C × 24 h の熱処理後の組織(e 単相)，(c)(b)で得られた組織を1000°C×10 min の熱処理後の組織(g 単相)．

られる組織はサブミクロンオーダーの微細炭化物が均一に形成した組織である．これは，EBM プロセスの一層ごとの溶融・凝固プロセスが前述のように 106 K/s オーダーの超急速冷却プロセスであるためと考えられる．このことは，従来の鋳造技術では実現不可能な，微細な晶析出物を均一分散させるプロセスとして EBM 造形法を活用できることを示しており，今後医療用機器製品への応用だけではなく，一般工業製品への適用に関しても高いポテンシャルを有していると言える．

.




電子ビーム積層造形によって造形された CoCr
Mo 合金の力学的特性
asbuilt 材の組織図に EBM 造形法により作製した Co Cr Mo 合金丸棒試験片の電子線後方散乱回折(EBSD)により得られた Phase
map を示す(5)(6) ．試験片底部の組織は hcp 構造の e 相により構成されており，中心部は e 相と fcc 構造の g 相の 2 相混を起こす合金の場合は，造形中に不均一な複相組織となり，合組織で，試験片上部は g 相単相組織である．これは，Co力学特性に悪影響を及ぼす可能性がある．このため，医療用CrMo 合金の平衡状態図上にある安定相が900°C以上では g規格に求められる力学的特性を満足しないなどの問題が生じ相，それ以下の温度では e 相であることに起因している．

ることになるため，対策が必要となる．

CoCr Mo 合金は窒素を 0.2程度含有することで，室温まで g 相が準安定相として存在するが，EBM 造形中にはスモ

熱処理による組織均一微細化

ーク回避のため 750 ～ 870 °C 付近の予備加熱をして造形が行図( a )に ，生 体用 Co 28Cr 6Mo 0.23C 0.17N 合金 のわれるため，予備加熱中に， g 相→e 相の相変態が生じる．

as
built 材の EBSD の IPF(inverse pole figure) map を示す．

この相変態挙動は 800°
C 付近をノーズとする C 型の TTT 曲g 相単相組織であり，造形方向に平行に〈 001〉配向した柱状線的な時間依存性を示す(5)．造形物の底部ほど予備加熱され組織となっていることが分かる．この asbuilt 材を平衡状態る時間が長くなるため，高温相である g 相から低温相の e 相

図上で e 相が安定に存在する800°
Cで 24 h 時効熱処理をしたへの相変態は試験片底部では完了し，上部では変態開始前に試料の IPF map を図 8( b )に示す． g 相から e 相に相変態す造形が終了するため g 相が残留する．中心部はその中間にある過程で柱状組織が微細化し，配向性も弱くなることが分かり，変態が未完了のままで，g 相と e 相が混在した組織となる．さらに，この組織を平衡状態図上で g 相が安定に存在するものと考えられる．

る 1000 °C で 10 min の時効熱処理を施すことにより， e 相かこのように，ホットプロセスである EBM 造形の場合は，ら g 相への逆変態組織が形成され，組織微細化も一段と進んCo Cr Mo 合金のように予備加熱温度領域で安定相に変態だ組織になることが分かる．このときの結晶粒は 10 数 nm

ま て り あ 第57巻 第 4 号(2018)Materia Japan

の等軸結晶粒であり，配向性もほとんど消失している(7)．
こ の よ う に ， 生 体 用 Co 28Cr 6Mo 0.23C 0.17N 合 金

要求する最小値をすべての造形角度において満足する値までに改善することが分かる．

は，造形直後の asbuilt 組織は造形方向に〈001〉方向が配向

.

した柱状組織となるが，試料の底部から上部に亘って構成相

おわりにの割合が e 相から g 相に傾斜的に変化し，不均一な組織を呈する．しかし，平衡状態図上で900°C付近に存在する，g→eEBM 造形技術による人工関節など医療用機器の可能性に変態を利用することで，塑性加工などを必要としない，熱処

ついて，CoCrMo 合金を中心として，EBM 造形に固有な理だけで粗大な造形組織を数 nm 程度の等軸結晶粒からな技術的特徴，得られる造形物の組織や力学的特性について述

る均一微細な組織に制御することが可能である．このことは，

べた．得られる造形物は，造形条件の最適化により欠陥の無EBM 造形によって医療用規格をクリアする高強度な生体用い鍛造品に匹敵する高強度部材とすることが可能である．さCoCrMo 合金製医療用デバイスの製造を可能とする．

らに， Co Cr Mo 合金の相変態挙動を利用した熱処理により，造形物の組織の均一化と組織微細化が可能である．

造形物の力学特性

EBM 造形技術による CoCrMo 合金製医療機器の製造は技表  に EBM 造 形 法 に よ り 作 製 し た 生 体 用 Co 28Cr 

術的には可能であり，材料学的にも合理的な手法であると言6Mo0.23C 0.17N 合金の力学特性をまとめて示す．表中のえるが，品質保証をいかにして行うかは，医療用機器の製造「造形角度」は，丸棒試料を電子ビーム照射方向に平行に造に限らず，金属積層造形の実用化にとって残された課題であとし，電子ビーム方向からの角度に応じて形したものを 0 °る．

，90°と表現している．さらに，EBM 造形法との比較の45°
ために人工関節などの生体用合金に要求される規格値

電子ビーム積層造形技術について共同で取り組んでいる，( ASTM F75 および ASTM F799 )を下段に示している．表

当研究室の小泉雄一郎(現在，大阪大学)，山中謙太，青柳健より， EBM 造形法により作製した asbuilt 材の力学特性は大の各氏に謝意を表する．

造形角度に依存する傾向を有しているが，降伏応力，引張強文さ，伸びの全てにおいて，人工関節用鋳造合金の規格

献( ASTM F75 )に要求されている値よりも高い．この造形角度依存性は上述の逆変態熱処理(結晶粒微細化熱処理)(7)を施すことにより消失させることが可能である．表中に示した逆変態熱処理後の数値は asbuilt 材に比べて全体的に高強度・高延性となり，人工関節用鍛造合金の ASTM F799 規格が表1

生体用 Co 28Cr 6Mo 0.23C 0.17N 合金の室温引張特性に及ぼす造形角度の影響．比較のため，人工関節用の ASTM F75(鋳造材)および ASTM
F799(鍛造材)の規格値を下段に示した．
造形角度

0.2耐力(MPa)

引張強さ(MPa)伸び()asbuilt

0°
45°
90°

760
533
717

1172
813
962

412110

逆変態熱処理

0°
45°
90°

776
770
818

1439
1094
1290

452024

ASTM F75(鋳造)

450

655

8

ASTM F799(焼鈍)
ASTM F799(熱間鍛造)

550700750
10001612( 1 ) Y. Zhao, Y. Koizumi, K. Aoyagi, K. Yamanaka and A. Chiba:
Mater. Today: Proc., 4(2017), 1143711440.
( 2 ) 千葉晶彦計測と制御，54(2015), 399404.
( 3 ) 千葉晶彦技術研究組合次世代 3D 積層造形技術総合開発機構
第 2 回シンポジウム講演集，(2016), 11.
( 4 ) Y. Zhao, Y. Koizumi, A. Chiba, K. Aoyagi and K. Yamanaka
日本金属学会秋期講演大会概要集(DVD), (2016), No.178.
( 5 ) S. H. Sun, Y. Koizumi, S. Kurosu, Y. P. Li, H. Matsumoto andA. Chiba: Acta Mater., 64(2014), 154168.
( 6 ) S. H. Sun, Y. Koizumi, S. Kurosu, Y. P. Li and A. Chiba: Acta
Mater., 86(2015), 305318.
( 7 ) S. Kurosu, H. Matsumoto and A. Chiba: Mater. Lett., 64(2010), 49
52.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
1992年

千葉晶彦



岩手大学工学部材料物性工学科助教授
同年 博士(工学)取得
2000年 岩手大学工学部福祉システム工学科助教授
2002 年 7 月 岩 手 大 学 工 学 部 福 祉 シ ス テ ム 工 学 科教授
2006年11月 東北大学金属材料研究所教授
専門分野材料加工プロセス工学，金属材料工学◎生体用 CoCrMo 合金や Ni 基超合金等を対象に，金属積層造形やインテリジェント鍛造に関する研究に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

ミ ニ 特 集