工を施す方法(11)が簡易的であるが，さらに高強度化すると

.

は じ

め

に

共に生物学的生体適合性をも改善する方法，不純物元素を利用する方法等もある．

骨に代表される硬組織代替器具(インプラント)の構成材料
としては，金属材料(金属系バイオマテリアル)が多用され，




強歪加工

近年では，その中で最も生体親和性に優れるとされるチタン

金属材料では，ECAP(Equal Channel Angular Pressure)，

合金系バイオマテリアルへの注目度が高く，それらの実用化

ARB(Accumulative Roll-Bonding)，HPT(High Pressureも進んで来ている．生体用チタン合金では，一般構造用チタ

Torsion)等に代表される強歪加工を施すことにより超微細粒

ン合金の生体用への転用から生体為害性の無い構成元素で構が得られ強度の著しい改善が可能である．

成される合金の研究開発へと進み，さらに近年では，生体骨生体用低弾性率型 b 型チタン合金である TNTZ 合金に対類似機能をも考慮した合金の研究開発が精力的に行われるよ

して溶体化処理後圧下率 80 の強圧延を施し種々の回転数

うになっている．著者らのグループでは，生体骨への応力遮( N )で HPT を施した場合( TNTZHPT(N＝1～60) )および溶体化

蔽を抑制することが重要と考え，生体為害性の無い元素から処理後圧下率80の強圧延を施した場合(TNTZCR)の強度となり，生体骨への応力遮蔽の抑制に有効と考えられる骨類似延性との関係を図(12)に示す．1 回の回転数(N)にて引張りのヤング率を有する生体用低弾性率 b 型チタン合金である

強さが1000 MPa に至り，伸びが低下するものの10を超えTi29Nb13Ta4.6Zr(TNTZ)合金を設計・提案し(1)，基盤となる力学的生体適合性の評価および改善，動物や細胞を用いた生物学的生体適合性の評価を行ってきた(2)(9)．本稿では，それらに続いて著者のグループが新たに展開した高力学的生体適合性チタン合金，すなわち TNTZ 合金を中心とす
る生体用低弾性率 b 型チタン合金の研究開発成果について
紹介する．

.

高力学的機能化

低弾性率金属系バイオマテリアルの高力学的機能化が要求されるが，低弾性率を維持したままで高力学的機能を付与することが望まれる．これには，なるべく弾性率を上昇させな
いで溶体化・時効処理を施す方法(10) ，溶体化処理後に汎用的な加工法である圧延，鍛造，スウェージング等による強加図1

溶体化処理後強圧延した TNTZ ( TNTZCR )および溶体化処理後強圧延し回転数( N )を 1 ～ 60 で HPT を施した
TNTZ(TNTZHPT at N＝1 to 60)の力学的特性．

2021年 3 月17日，オンラインにおける日本金属学会第168回春期講演大会にて講演．
東北大学名誉教授，大阪大学特任教授
Further development of mechanically biocompatible metallic biomaterials; Mitsuo Niinomi(Professor Emeritus, Tohoku University,
Specially Appointed Professor, Osaka University, Suita)
Keywords: mechanical biocompatibility, biological biocompatibility, btype titanium alloy, low Young's modulus, oxygen, severe plastic
deformation, low cost, bioactive surface modification, bioactive ceramic, blood compatible polymer
2020年11月24日受理[doi:10.2320/materia.60.273]

ま て り あ 第60巻 第 5 号(2021)
Materia Japan




図2

図3

結晶子直径およびミクロ歪と回転数(N)との関係．

図4

溶体化処理後時効処理した TNTZ(TNTZAT)に HPT を施した場合の力学的特性と HPT の回転数(N)との関係．

図5

溶体化処理を施した TNTZ(TNTZST)，溶体化処理後時
効処理を施した TNTZ ( TNTZAT )，溶体化処理後時効処理を施した後 HPT を施した TNTZ(TNTZAHPT)および Ti64 ELI 合金表面にてヒト骨芽細胞を 307 K にて，
6 h 培養後の生存細胞数．

溶体化処理後強圧延した TNTZ ( TNTZCR )および溶体化処理後強圧延し回転数( N )を 1 ～ 60 で HPT を施した
TNTZ(TNTZHPT at N＝1～60)のヤング率．

る値を維持している．さらに回転数を 10 回に増大させると，引張り強さは，1200 MPa 程度となり，伸びがさらに低下するが 6程度を保っている．溶体化あるいは強圧延加工を施した場合に比べ，引張り強さは，大幅に増加している．
図(13)(14) に HPT を TNTZCR に施した場合の結晶子直径およびミクロ歪と HPT での回転数との関係を示す． TNTZCRに HPT を施すことにより結晶子直径がナノオーダー化し，溶体化処理後の TNTZ 合金( TNTZST )，溶体化処理後時

回転数と共に低下する．HPT を施すことによりミクロ組織

効処理を施した TNTZ 合金( TNTZAT )，溶体化処理後時効(結晶粒)の超微細化が達成され，強度が著しく改善すること処理を施し HPT を施した TNTZ 合金( TNTZAHPT )およびがわかる．種々の回転数にて HPT を TNTZCR に施した場

Ti64 ELI 合金表面でヒト骨芽細胞を 6 h 培養した後，接着合のヤング率を図(12) に示すが，回転数を増大させることした生存細胞数を評価した結果を図(16)に示す．TNTZAHPTによりヤング率は，低下傾向を示す． HPT を施すことによでの接着細胞数が最も大きいことがわかる．これは，結晶粒り，集合組織がより強く形成されることが原因と考えられる．

の微細化による結晶粒界の増大に起因する表面エネルギーの溶体化後にヤング率が低弾性率とみなされる 80 GPa 程増大により濡れ性が増大し，ヒト骨芽細胞の接着性がより良度(10)に維持出来る範囲にて時効処理を施し，HPT を適用す好となったためと考えられる．したがって，結晶粒を微細化ると( TNTZAHPT )，図(13)(15) に示すように，さらに引張りすることで生物学的生体適合性も改善されることが期待され強さが増大し， 10 回以上の回転数にて引張り強さが約 1400

る．

MPa 程度となり，伸びも 12 が維持されている．その場合，ヤング率が上昇するが約 87 GPa で，生体用として広く

不純物元素の利用用いられて来ている(a＋b)型 Ti6Al4V ELI (Ti64 ELI)合チタン合金では，従来酸素(O)は，チタン合金の脆化の原

金のヤング率である 110 GPa(2)(9) に比べて低く，低ヤング

因となることから，不純物元素とみなされ，出来るだけ O

率が維持されている．

含有量を低下させることが一般的である．しかし，最近では，



学会賞受賞記念講演

図6

図7

溶体化処理を1063， 1073および 1093 K で 3.6 ks 施した
酸素含有量が 0.1 ， 0.2 ， 0.4 mass の TNTZ (それぞれTNTZ0.1，TNTZ0.2 および TNTZ0.4)の力学的特性．

図8

溶体化処理を1063， 1073および 1093 K で 3.6 ks 施した
酸素含有量が 0.1 ， 0.2 ， 0.4 mass の TNTZ (それぞれTNTZ0.1 ， TNTZ0.2 および TNTZ0.4 )のヤング率 Ti 
6Al4V ELI 合金のヤング率も併記してある．

図9

溶体化処理を施した酸素含有量が 0.1 ， 0.3 ， 0.5 および
0.7 mass  の TNTZ 合 金 ( そ れ ぞ れ ， 0.1O ， 0.3O ，
0.5O および 0.7O )の力学的特性 Ti 6Al 4V ELI 合金の力学的特性も併記してある．

Ti38Nb(0.13, 0.24, 0.46)O 合金の(a)引張り応力歪曲線および(b)力学的特性．

O が低コストで生体為害性も無く，豊富に存在しており，かつ侵入型軽元素でチタン合金への固溶量が多いことから，チタン合金の固溶強化による力学的生体適合性の改善(高強度化)および低コスト化に利用されるようになって来ている．
図(17) に O を 0.13 ， 0.24 および 0.46 mass 含有する生体用 b 型 Ti38Nb 合金(それぞれ Ti38Nb0.13O，Ti38Nb
0.24 および 0.46Ti 38Nb 0.46O )の引張り応力歪曲線(図 6(a))および力学的特性(0.2耐力，引張り強さ，伸びおよびヤング率)(図 6(b))を示す．図 6(a)に示す引張り応力歪曲
線では，Ti38Nb0.13O で見られる変形誘起 a″マルテンサ
イトに起因する 2 段階降伏現象が O の増大と共に消滅し，強度が上昇して行く．図 6( b )に具体的に示すように， O 含有量の増加と共に強度(0.2耐力および引張り強さ)が上昇
し，伸びは減少することが明白にわかる．この傾向は，チタン 合 金 に お け る 一 般 的 な 傾 向 で あ る が ， O 含 有 量 が 0.46
massと高濃度になっても伸びは，約 25と良好な値を保っている．この O 含有量で，引張り強さは，約 800 MPa となっており， Ti64 ELI 合金のそれに匹敵するようになる．
一方，ヤング率は，図 6( b)に示すように， O 含有量の増大に伴い，若干上昇するが， Ti 38Nb 合金では，高濃度 O にて，低ヤング率を維持したままで良好な強度延性バランスを得ることが可能である．
同じく生体用 b 型チタン合金である TNTZ 合金でも，0.4

さらに， TNTZ 合金では，通常では，低応力破壊傾向とな

mass程度の O 含有量まで Ti38Nb 合金の場合と同様な強るような高濃度の O を含有させることにより，低ヤング率

度，伸びおよびヤング率の傾向を示す(図および(18) )．

を維持したままで，強度および延性の両者が増大する特異なま て り あ 第60巻 第 5 号(2021)
Materia Japan




図 10

溶体化処理を施した酸素含有量が 0.1 ， 0.3 ， 0.5 および0.7 の TNTZ 合金(それぞれ 0.1O ， 0.3O ， 0.5O および
0.7O)のヤング率Ti6Al4V ELI 合金のヤング率も併記してある．

図 12

溶体化処理を施した酸素含有量が 0.1 ， 0.3 ， 0.5 および0.7の TNTZ 合金(それぞれ， 0.1O， 0.5O および 0.7O)の繰返し数が 104 での TEM 明視野像写真( BF )，制限
視野回折図形(ASED)および暗視野像写真(DF)．（オンラインカラー）

図 11

溶体化処理を施した酸素含有量が 0.1 ， 0.3 ， 0.5 および0.7の TNTZ 合金(それぞれ，0.1O，0.3O，0.5O および
0.7O )の S N 曲線 Ti 6Al 4V ELI 合金の疲労限範囲も併記してある．

現 象 を 示 す ． 図(19)(20) に TNTZ に O を 0.1 ( 0.1O ) ， 0.3( 0.3O )， 0.5 ( 0.5O )および 0.7 ( 0.7O ) massを含有させ，溶体化処理を施した場合の力学的特性(0.2耐力，引張り強さ

図 13

溶体化処理を施した酸素含有量が 0.1 ， 0.5 および 0.7 の
TNTZ 合金の繰返し数が 105 で誘起された a ″マルテン
サイトの幅と酸素含有量との関係．

および延性(伸び))を示す．強度(0.2耐力および引張り強さ)は，O 含有量の増大と共に増大している，これは，チタ

O 含有量と共に上昇するが， 0.7O においても，低ヤング率

ン合金における一般的な傾向である．一方，伸びは， 0.3の指標となる 80 GPa 以下(10) となっており， Ti64 ELI 合金

massの O 含有量にて低下するチタン合金で一般的に理解の場合に比べて，かなり低いヤング率となっている．

されている傾向を示すが，それ以上の O 含有量では， O 含

TNTZ 合金の疲労強度も高 O 含有量により改善される．

有量と共に増大する特異な傾向を示す．このような強度およ図(20)に 0.1O，0.3O，0.5O および 0.7O の最大繰返し応力

び延性の変化は，O 含有量に伴う変形様式の変化により生じと破断までの繰返し数との関係(SN 曲線)を Ti64 ELI 合金

ると考えられる(20) ．そこで， 0.1O ， 0.3O および 0.7O の変の疲労限範囲と共に示す．O 添加量の増大と共に疲労強度が形挙動を解析したところ，0.1O では，｛332｝〈113〉双晶変形

上昇し， 0.5O および 0.7O の疲労強度が Ti64 ELI 合金の疲および変形誘起 a ″マルテンサイト変形による変形が支配的労限のレベルに達している．この場合，繰返し応力によりで，これらの変形およびすべり変形の組み合わせにより，大a ″マルテンサイトが誘起されており，図(20)に繰返し数がきな伸びが発現することが示されている．一方， 0.3O およ104 での 0.1O，0.5O および 0.7O の透過電子顕微鏡観察で得び 0.7O では，すべり変形が支配的であるが，前者では直線られた明視野像，電子回折パターンおよび暗視野像を示すよ的な単一すべり変形が支配的で粒界破壊傾向が見られ，後者

うに，その幅が O 添加量の増大と共に減少する．繰返し数ではより均一な多重すべり変形が支配的で粒界への歪の局所が 105 での各合金の a ″マルテンサイトの幅を数値化して図集中が緩和されることで加工硬化率が大きくなり，大きな伸(20)に示す．明らかに a″マルテンサイトの幅が O 含有量のびが得られる．一方，ヤング率は，図(19)に示すように，増大と共に減少することがわかる．この O を含有させるこ

学会賞受賞記念講演

とによる疲労強度の上昇は，O の固溶強化および結晶粒微細細胞を 24 および 72 h 培養後にその生存数と培養細胞数との化強化の両強化メカニズムに因ると考えられる．

比を評価した結果を示す．24 h の培養では，PS 以外の合金間で生存細胞数に有意差は認められない．しかし， 72 h 培.

低コスト低弾性率 b 型チタン合金

養後では， Ti 18Mn および CP Mn での生存細胞数が他の場合に比べて低くなっている．したがって，Mn 含有量が13

TNTZ 合金等の力学的および生物学的生体適合性に優れるとされる生体用 b 型チタン合金は，高コストである Nb，mass までは， Ti 64 ELI 合金の場合と同等の細胞適合性を有していると判断される．

Ta や Mo を多量に含有している場合が多いことから，それ.

らの元素を低コスト元素である Mn や Cr で置き換えた低コ生物学的生体適合性の付与

スト低弾性率 b 型チタン合金が提案されるようになって来ている．

チタン合金は，金属系バイオマテリアルの中で最も生体適その一つである TiMn 合金については，歯科用合金とし合性に優れるが，生体機能性に乏しい．チタン合金に生体機ての研究開発例(22)(23)があるが，生体用低弾性率合金を目指

能性を付与するためには，生体活性セラミックス修飾や血液して研究開発が進められるようになったのは比較的最近のこ適合性ポリマー修飾が有効である．

とである．低弾性率を獲得するために準安定 b 相となる Mn
含有量を決定する必要がある．

生体活性セラミックス修飾では，骨との早期癒合を達成することが主目的であり，ハイドロキシアパタイト( HAp )にTi Mn 2 元系合金にて Mn 含有量を 6 ～ 18 massと変化代表されるリン酸カルシウム修飾が最も一般的である．チタ

させ，溶体化後の相構成を検討した結果では，Mn 含有量がン合金への代表的な HAp 修飾法としては，アルカリ処理，

8 ～ 9 mass  以 上 で b 相 単 相 と な る こ と が 判 明 し て い

電気化学処理，インバートガラスディプコーテイング処理，る(24)(25)．このことから，低弾性率を得ることが出来る b 相

プラズマ溶射，スパッタリング，化学蒸着(CVD: Chemical

単相とするためには， Mn 含有量を 9 mass 以上とすることが望ましいと考えられる．Ti(6～13)Mn 合金のヤング率
を Ti64 ELI 合金のそれと比較して図(25)に示す．Ti9Mn
合金のヤング率が最も低いが，この場合低弾性率チタン合金
としてはやや高めのヤング率となっている．ただし， Ti64
ELI 合金のヤング率に比べてかなり低くなっている． Ti 
6Mn 合金のヤング率は，Ti64 ELI 合金の場合と比べて，かなり高くなることから，Ti(9～18)Mn 合金の力学的特性を図(25) に示す．ヤング率の最も低い Ti9Mn 合金においては，引張り強さおよび伸びがそれぞれ約 1000 MPa および
20となっており，Ti64 ELI 合金の強度および延性バランスに匹敵している．
図(25) にコントロールとしての PS ( polystyrene )，工業用純チタン(CPTi)，Ti(6～18)Mn 合金，工業用純マンガ

図 15

溶体 化処理を 施した Ti ( 6 ～ 18 ) Mn 合金 および Ti 
6Al4V ELI 合金の力学的特性の比較．

図16

PS(polystyreneコントロール)，工業用純チタン(CPTi)，Ti(6～18)Mn 合金，工業用純マンガン(CPMn)
および Ti 6Al 4V ELI ( Ti64 ELI )合金表面において
MC3T3E1 細胞を(a)24および(b)72 h 培養後の生存細胞数と培養細胞数との比．

ン( CPMn )および Ti64 ELI 合金表面において MC3T3 E1

図 14

溶体化処理 を施した Ti ( 6 ～ 18 ) Mn 合 金および Ti 
6Al4V ELI 合金のヤング率の比較．

ま て り あ 第60巻 第 5 号(2021)
Materia JapanVapor Deposition)，物理蒸着(PVD: Physical Vapor Deposition)，有機金属化学蒸着(MOCVD: Metal Organic Chemical
Vapor Deposition)等が挙げられる(26)．

Sr2＋ の放出に起因する．

金属系バイオマテリアルに軟組織適合性を付与する手段として血液適合性ポリマーであるセグメントポリウレタン

TNTZ 合金では，比較的多量の Nb および Zr を含有する( SPU: Segmented Polyurethane ) を 修 飾 す る 方 法 が あために，アルカリ処理法等では HAp の析出がこれらの元素

る(30)．チタン合金表面に SPU を修飾することでチタン合金を含有しない純チタンや Ti64 ELI 合金の場合等と比較してを人工腱，人工臓器等へ適用することが期待される． SPU

遅延する傾向を示す(27) ．これに対して，アルカリ処理でのをチタン合金表面へ強固に修飾するためには，シランカップ

溶液(水酸化ナトリウム(NaOH)溶液)濃度および温度やそれ

リング処理を施すことで達成可能である．シランカップリンへの浸漬時間を増大させたりすることで対処可能であるが，

グ 剤 と し て ， g MPTS ( Methacryloxypropyltrimethoxysi-

アルカリ処理後に塩化カルシウム(CaCl2)処理を施し，そのlane ) ， APS ( Aminopropyltriethoxysilane ) お よ び g MPS

後焼成し，水処理を行うことでより簡便に対処可能であ( Mercaptopropyltriethoxysilane )を用いて SPU を TNTZ 表る(28)．その場合，塩化カルシウム処理後の TNTZ 合金表面面に修飾し，純水中に30日間浸漬前後の SPU のせん断接着にチタン酸水素カルシウム(Calcium Hydrogen Titanate)が強さを図(30) に示す．いずれのシランカップリング剤でも形成され，焼成によりチタン酸カルシム(Calcium Titanate)とルチル(Rutile: TiO2)とに変化する．さらに，水処理を施すことによりチタン酸カルシウム中に H3O＋ が取り込まれCa2＋ の 移 動 度 が 高 ま り ， HAp の 形 成 能 が 増 大 す る ． 図(28) に CaCl2 処理を施し，疑似体液( SBF )中に 24 h 浸漬後の CPTi，TNTZ 合金ならびに Nb および Zr を比較的多く含有する生体用(a＋b)型 Ti15Zr4Nb4Ta 合金表面の電界放出型走査電子顕微鏡( FE SEM )写真を示す．この図で，ACaH600W および ACaH700W は，それぞれアルカリ処理

後，CaCl2 処理を施し，600°
Cおよび700°
Cで焼成後，超純水に浸漬したことを示している．CPTi では，ACaH600W お
よ び ACaH700W を 施 し た い ず れ の 場 合 に も 表 面 全 体 がHAp で覆われていることがわかる．一方， TNTZ 合金および Ti 15Zr 4Nb 4Ta 合金では， ACaH700W を施した場合に表面全体が HAp で覆われていることがわかる．
ストロンチウムイオン( Sr2＋ )が骨芽細胞の増殖および分化を促進する一方，破骨細胞の増殖および分化を抑制する．

図18

SrPO4 被覆した TNTZ 合金(SrPO4TNTZ)および CP
Ti(SrPO4CP Ti)ならびに TNTZ 合金および CP Ti 表
面での生存骨芽細胞数．

図 19

シ ラ ン カ ッ プ リ ン グ 剤 に g MPTS ( Methacryloxypropyltrimethoxysilane )， APS ( Aminopropyltriethoxysilane ) お よ び g MPS ( Mercaptopropyltriethoxysilane )を用いて SPU を TNTZ 表面に修飾し，純粋中に30日間浸漬前後の SPU のせん断接着強さ．

この点に着目し，アルカリ処理後にリン酸ストロンチウム( SrPO4)被覆をすることで CPTi の場合と同様に TNTZ 合
金の新生骨形成能を上昇させることが出来る(29)．図(29)に同処理を施した場合と施していない場合での TNTZ 合金およ び CP Ti ( そ れ ぞ れ SrPO4 TNTZ ， SrPO4 CP Ti ，
TNTZ および CPTi)表面で人骨芽細胞を 3 日間培養後の生存骨芽細胞数を示す．いずれの場合にも同処理を施した場合に生存骨芽細胞数がより大きいことがわかる．これは，

図17




CaCl2 処理後600および700°
Cで焼成し，疑似体液(SBF)
中に 24 h 浸漬後の工業用純チタン( Cp Ti )， TNTZ 合金( Ti29Nb13Ta4.6Zr )および Ti 15Zr 4Nb 4Ta 合金(Ti15Z4Nb4Ta)表面の電界放出型走査電子顕微鏡(FESEM)写真．

学会賞受賞記念講演

純水中への浸漬前では， SPU のせん断接着強さは，約 10～
12 MPa となっており，これは無処理の場合の約10倍の値である．純水中に浸漬後では，シランカップリング剤に APS
および gMPS を用いた場合には，浸漬前の場合に比べて低下している．一方， g MPTS を用いた場合には，低下していない．したがって， g MPTS がシランカップリング処理剤として適していると判断される．
塙(31) が報告している人工歯根における骨形成機能性付与のための表面処理および表面修飾(改質)技術の進歩にて，骨形成機能性付与のための表面処理および表面修飾に関する研究に着目すると，現在，上述した技術を含む第 3 段階から

図 20

脊椎固定器具により後方固定した腰椎の剛性に及ぼすロッドよびスクリュー材料の影響．

図 21

ウサギ大腿骨に人工的に導入した欠損部の，チタン合金製プレートによる 3 週間固定後の骨治癒状況(a)厚さ0.5 mm の Ti6Al4V ELI 合金製(Ti640.5t)), (b)厚 さ 0.5 mm の Ti 29Nb 13Ta 4.6Zr ( TNTZ ) 合 金 製( TNTZ 0.5t )および( c )厚さ 1.5 mm の Ti29Nb 13Ta 
4.6Zr(TNTZ)合金製(TNTZ1.5t).

骨形成に関与する生体分子等を表面修飾する技術の研究を行う第 4 段階まで進展して来ており，今後は幹細胞や生体組織等を表面修飾し，生物機能表面を金属系バイオマテリアルに形成させる研究が展開される第 5 段階への展開が進むとされている．

.

低弾性率チタン合金のインプラントへの実用化の展望

生体用低弾性率 TNTZ 合金の低弾性率が応力遮蔽を低減
し，骨の応力に応じた改変(良好な骨のリデリング)をもたらすことは動物実験にて実証出来ている(2)(9) ．しかし，実用化においては，人においても同様に低弾性率が有効であると実証することが要求されている．その試みとして，脊柱矯正器具を長期間埋入した場合，それを構成するロッドに低弾性率チタン合金である TNTZ 合金を用いることが隣接間障害

では骨治癒が完了しているのに対して， TNTZ 0.5t では欠を抑制することに有効であるかどうかを有限要素解析した例

損が残存している．さらに，図 21 ( b )および( c )に示す同一が報告されている(32)．その場合，CoCr 合金，Ti64 合金お材料で( TNTZ 合金)厚さの異なるプレートの場合では，厚よび TNTZ 合金製ロッドおよびスクリュー(ヤング率は，そさが大きい TNTZ 1.5t のほうが TNTZ 0.5t に比べて欠損

れぞれ58，127および220 GPa)から構成される脊柱矯正器具部の治癒が進んでいる．これらのことは，プレートのヤング

で腰椎を固定した場合としない場合の屈曲・伸展，回旋およ

率が高いほうが骨治癒の進行が速いことを示している．

び側屈に対す腰椎の剛性比が図(32)(33)のように解析されて以上より，早期骨癒合達成と長期間埋入による良好な骨のいる．いずれの動作においても CoCr 合金，Ti64 合金およリモデリングの達成とでは，低ヤング率 b 型チタン合金のび TNZT 合金製ロッドおよびスクリューの順に腰椎の剛性有効性が異なる可能性があると思われる．この点に関してのが低下する傾向となっている．このことから，ロッドおよびさらなる検討が望まれる．

スクリューが低ヤング率であるほうが腰椎の柔軟性が増し，隣接間障害をより抑制出来ると考えられる．また，脊柱固定

.

ま

と

め

器具の剛性も低弾性率ロッドおよびスクリューで構成したほうがより低下する．このことは，脊柱矯正器具の破損の抑制

生体用金属材料に関する研究開発は，分野を超えて盛んにに繋がると共に隣接間障害の抑制にも有効であると考えられ行われているが，生体用金属材料の生体機能をより高めるたる．

めの表面修飾，細胞や生体との相互作用等の研究開発が増大

一方，異なるヤング率の骨固定プレートを短期間ウサギ大してい る一方，チタンおよ びチタン合金， Co Cr Mo 合

腿骨に人工的に導入した半欠損部に埋入し，その治癒状況を

金，ステンレス鋼等の基盤となる生体用金属材料それ自体に検討した例を示す．すなわち，厚さ 0.5 mm の Ti64 ELI 合関する研究開発が減少して来ている状況にあると思われる．

金製プレート( Ti64 0.5t )，厚さ 0.5 mm の TNTZ 合金製プ

今後も生体用基盤金属材料の研究開発が精力的に展開されるレート( TNTZ 0.5t )および厚さ 1.5 mm の TNTZ 合金製プことを祈念し，本稿がそれに寄与出来れば幸いである．

レート( TNTZ 1.5t )で欠損部を 3 週間固定した後の欠損部の治癒状況を図(33)に示す．図21(a)および(b)に示す同一

現在の研究に至る基盤を得る機会を与えて頂いた学生時代

厚さ( 0.5 mm )のプレートでは，ヤング率の高い Ti64 0.5tの恩師名古屋大学名誉教授 安達健吾先生(学部 4 年次)，佐ま て り あ 第60巻 第 5 号(2021)
Materia Japan藤清雄先生(学部 4 年次)，名古屋大学名誉教授 故上田俶完先生(大学院修士および博士課程)，大学院生時代に研究をサポートして頂いた名古屋大学名誉教授 佐野正道先生，大学勤務時代の上司豊橋技術科学大学，名古屋大学名誉教授
西故成基先生，豊橋技術科学大学名誉教授 小林俊郎先生に深く感謝申し上げます．豊橋技術科学大学生産システム工学
系医療・福祉材料工学研究室(当時)および東北大学金属材料研究所生体材料学研究部門(当時)での同僚および学生諸君には，多大なご協力およびご支援を頂きましたことに深く感謝
申し上げます．これまでの研究成果は，(公社)日本金属学会
第 4 分科(現在第 7 分野(分科)生体・医療・福祉)を中心とする数多くの研究者の方々との共同研究やご協力によって得られています．その方々のお名前を列挙することは，紙面の都合上割愛させて頂きますが，心から感謝申し上げます．

文献( 1 ) D. Kuroda, M. Niinomi, M. Morinaga, Y. Kato and T. Yashiro:
Mater. Sci. Eng. A, 243(1998), 244249.
( 2 ) M. Niinomi: STAM, 4(2003), 445454.
( 3 ) M. Niinomi: JMBBM, 1(2008), 3042.
( 4 ) M. Niinomi: Mater. Trans., 49(2008), 2170
217.
( 5 ) M. Niinomi and M. Nakai: Int. J. Biomater., 2011(2011),
Article ID 836587, 10 pages, Doi:10.1155/2011/836587.
( 6 ) M. Niinomi, M. Nakai and J. Hieda: Acta Biomaterialia, 8(2012), 3888
3903.
( 7 ) M. Niinomi: Mater. Matters, 9(2014), 3946.
( 8 ) M. Niinomi, H. Li, M. Nakai, H. Liu and Y. Liu: Regenerative
Biomater., 3(2016), 113.
( 9 ) M. Niinomi: Mater. Trans., 59(2018), 113.
(10) M. Nakai, M. Niinomi and T. Oneda: Metal. Mater. Trans. A,
43(2012), 294302.
( 11 ) 新家光雄，福井壽男，服部友一，許 健二，鈴木昭弘まてりあ，41(2002), 221223.
(12) H. Yilmazer, M. Niinomi, M. Nakai, J. Hieda, Y. Todaka and
T. Miyazaki: Mater. Sci. Eng. C, 33(2013), 24992507.
(13) Hakan Yelmazer東北大学工学研究科博士論文，(2012).
(14) H. Yilmazer, M. Niinomi, T. Akahori, M. Nakai, Y. Todaka
and T. Miyazaki: JMBBM, 10(2012), 235245.
(15) H. Yilmazer, M. Niinomi, K. Cho, M. Nakai, H. H. Liu, Y.
Todaka, B. Dikici, M. ºSen, H. Shiku and T. Matsue: Proc. Ti
2015, August 1620, 2015, San Diego, California, USA,(2016), 1761
176.
(16) H. Yilmazer, M. ºSen, M. Niinomi, M. Nakai, L. Huihong, K.
Cho, Y. Todaka, H. Shiku and T. Matsue: RSC Advances, 6(2016), 74267430.
(17) Q. Li, D. Ma, J. Li, M. Niinomi, M. Nakai, Y. Koizumi, D. Wei,
T. Kakeshita, T, Nakano, A, Chiba, K. Zhou and D. Pan:
Mater. Trans., 59(2018), 858860.
(18) M. Nakai, M. Niinomi, T. Akahori, H. Tsutsumi and M.
Ogawa: Mater. Trans., 50(2009), 27162720.
(19) F. Geng, M. Niinomi and M. Nakai: Mater. Sci. Eng. A., 528(2011), 54355445.
(20) H. Liu, M. Niinomi, M. Nakai, S. Obara and H. Fujii: Mater.
Sci. Eng. A, 704(2017), 1017.
(21) H. Liu, M. Niinomi, M. Nakai, X. Cong, K. Cho, C. J. Boehlert
and V. Khademi: Met. Mater. Trans. A, 48(2017), 139149.
( 22 ) 笹崎浩司，高橋正敏，高田雄京日本歯科理工学会誌， 38(2019), 181
186.
(23) T. Okabe, Z. Cai, J. A. Griggs and J. C. Watanabe: in Structural
Biomaterials for the 21st Century, eds. M. Niinomi, T. Okabe,
E. M. Taleff, R.Lesuer and H. E.Lippard, TMS, Warrendale
PA,USA, (2001), 6173.
(24) F. Santos, M. Niinomi, K. Cho, M. Nakai, H. Liu, N. Ohtsu, M.
Hirano, M. Ikeda and T. Narushima: Acta Biomaterialia, 26(2015), 366
376.
(25) P. F. Santos, M. Niinomi, H. Liu, K. Cho, M. Nakai, Y. Itoh, T.
Narushima and M. Ikeda: JMBBM, 59(2016), 497507.
(26) M. Niinomi, M. Nakai, J. Hieda, K. Cho, T. Kasuga, T. Hattori
and T. Goto: Int. J. Surface Sci. Eng., 8(2014), 138152.
(27) T. Akahori, M. Niinomi, M. Nakai, H. Fukuda, H. Fukui and
M. Ogawa: Mater. Trans., 48(2007), 293300.
(28) A. Fukuda, M. Takemoto, T. Saito, S. Fujibayashi, M. Neo, S.
Yamaguchi, T. Matsushita, M. Niinomi, T. Kokubo and T.
Nakamura: Acta Biomaterialia, 7(2011), 13791386.
(29) Y. F. Ding, R. W. Li, M. Nakai, T. Majumdar, D. H. Zhang, M,
Niinomi, N. Birbilis, P. N. Smith and X. B. Chen: Adv.
Healthcare Mater., 5(2016), 17401752.
(30) J. Hieda, M. Niinomi, M. Nakai, H. Kamura, H. Tsutsumi and
T. Hanawa: Surface and Coating Technology, 206(2012),
31373141.
(31) 塙 隆夫まてりあ，56(2017), 211214.
(32) R. N. Natarajan, K. Watanabe and K. Hasegawa: J. Biomecha.
Eng., 140(2018), 09101110910117.
(33) 仲井正昭，新家光雄まてりあ，59(2020), 588593.
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新家光雄

1978 年 3 月 名古屋大学大学院工学研究科博士課程満了，1995年 4 月2005年 9 月 豊橋技術科学大学教授，2005年10月2016年 東北大学金属材料研究所教授(この間 2009年 11 月2014年 3 月 同所長， 2014 年
度 日本金属学会会長)， 2016 年 4 月現職．工学博士(1979年)，博士(歯学)(2003年)
専門分野生体材料学，構造機能材料◎チタン合金を主体とする金属系バイオマテリアルの設計，力学的および生物学的生体適合性評価，組織制御による高機能化に関する研究開発に従事．

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学会賞受賞記念講演