WO2018109947A1 - マグネシウム合金の製造方法およびマグネシウム合金 - Google Patents

マグネシウム合金の製造方法およびマグネシウム合金 Download PDF

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昭 中川
正芳 小川
酒井　直人
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    • B22D21/002—Castings of light metals
    • B22D21/007—Castings of light metals with low melting point, e.g. Al 659 degrees C, Mg 650 degrees C

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a magnesium alloy and a magnesium alloy.
  • Magnesium alloys make use of their characteristics and are used in various applications such as members that contribute to the realization of weight reduction and members that improve vibration damping. Magnesium alloys make use of the characteristic that they are base metals, making use of the potential difference with other metals, sacrificial electrode members to prevent corrosion in structures in the soil and seawater, civil engineering work members, etc. It is used in various fields. In recent years, application techniques for medical members such as stents and plates have been developed taking advantage of the feature of decomposing in vivo.
  • the invention according to claim 1 is characterized in that Al is 7.8 to 9.2 wt%, Zn is 0.20 to 0.80 wt%, Mn is 0.12 to 0.40 wt%, and Ni is represented by the following formula:
  • the invention according to claim 2 is characterized in that Al is 7.8 to 9.2 wt%, Zn is 0.20 to 0.80 wt%, Mn is 0.12 to 0.40 wt%, and Ni is represented by the following formula:
  • a magnesium alloy controlled to a desired decomposition rate can be produced.
  • the magnesium alloy produced in this way has a generally required strength, but can be dissolved and easily lost after use.
  • a magnesium alloy controlled to a desired decomposition rate can be obtained.
  • Such a magnesium alloy has a generally required strength, but can be dissolved and easily lost after use.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between the decomposition rate of a magnesium alloy and the amount of Ni added.
  • FIG. 2 is a graph obtained by extracting and enlarging the range of Ni addition amount from 0 to 600 ppm in FIG.
  • FIG. 3 is a metal micrograph of a part of the magnesium alloy of Experiment 3.
  • 4 is a metallographic micrograph of the other part of the magnesium alloy of Experiment 3.
  • FIG. FIG. 5 is a metallographic micrograph of still another part of the magnesium alloy of Experiment 3.
  • FIG. 6 is a metallographic micrograph of the magnesium alloy of Experiment 4.
  • FIG. 7 is a metallographic micrograph of the magnesium alloy of Experiment 8.
  • FIG. 8 is a metallographic micrograph of the magnesium alloy of Experiment 9.
  • FIG. 9 is a cross-sectional view of a vertical extruder used for hot extrusion of a magnesium alloy.
  • the manufacturing method of the magnesium alloy according to the embodiment includes Al of 7.8 to 9.2 wt%, Zn of 0.20 to 0.80 wt%, Mn of 0.12 to 0.40 wt%, and Ni
  • An amount Y [ppm] calculated by the following formula is added, and production is carried out while controlling to a desired decomposition rate [mg / cm 2 / day].
  • (A) Reason for Al to be 7.8 to 9.2% by weight When the Al content of the magnesium alloy is up to about 10% by weight, the strength and proof stress of the magnesium alloy are improved as the Al content increases. If the Al content is 10% by weight or more, the extrusion rate of the magnesium alloy is significantly reduced. On the other hand, when the Al content is 6.0% by weight or less, the precipitation of Mg 17 Al 12 which is an intermetallic compound of Mg and Al is small, and the pinning effect (suppresses the grain growth of crystal grains and makes fine recrystallization. The crystal grain becomes coarse without obtaining the effect of maintaining the grain). From the above, Al was made 7.8 to 9.2 wt% for precipitation of Mg 17 Al 12 and accompanying crystal grain refinement, improvement of strength and proof stress, and securing of extrudability.
  • (C) Reason why Mn is 0.12 to 0.40 wt% When Mn is added to a magnesium alloy, the effect of suppressing recrystallization coarsening and the effect of precipitation of Fe as an impurity element are obtained. 10% by weight or more of Mn is essential. On the other hand, when the Mn content is excessive, there is a high possibility that the intermetallic compound of Al and Mn becomes coarse, which may be a starting point for fatigue failure. From the above, Mn was set to 0.12 to 0.40% by weight.
  • (D) Reason for adding Ni Generally, when Ni is added to a magnesium alloy, it is easily corroded, so Ni is not added. However, the present inventors have found from a number of experiments a method for producing a magnesium alloy that is controlled to a desired decomposition rate by adjusting the amount of Ni added as in the above formula (1) or (2).
  • AZ80A alloy of grade symbol F exhibits mechanical properties such as tensile strength of 295 MPa or more, 0.2% proof stress of 195 MPa or more, and elongation of 9% or more.
  • the classification symbol F shows the thing obtained from the manufacturing process which does not perform special adjustment about work hardening or heat processing.
  • the billet 7 was pressurized toward the through hole 3 provided in the die 5 by the stem 11 at a temperature of 350 ° C. And it extruded through the through-hole 3 at a speed of 0.5 m / min, and manufactured an extruded shape member having a diameter of 10 mm. In the extrusion process, extrusion was performed with a load of about 400 tons.
  • FIG. 2 is a graph obtained by extracting and enlarging the range of Ni addition amount from 0 to 600 ppm in FIG.
  • Equation 1 was obtained.
  • Equation 1 the amount of Ni added corresponding to the desired decomposition rate is calculated using Equation 1 to control the desired decomposition rate.
  • Equation 2 a magnesium alloy controlled to a desired decomposition rate can be manufactured by using Equation 2.
  • FIG. 6 is a metal micrograph showing a cut surface of the magnesium alloy of Experiment 4, and the crystal grain size was 15 ⁇ m.
  • FIG. 7 is a metal micrograph showing a cut surface of the magnesium alloy of Experiment 8, and the crystal grain size was 156 ⁇ m. It can be seen that the black pearlite-like material is the Mg 17 Al 12 phase, and it exists unevenly.
  • FIG. 8 is a metal micrograph showing a cut surface of the magnesium alloy of Experiment 9, and the crystal grain size was 141 ⁇ m.
  • magnesium alloys with an Al content of 6% by weight or more have chemically unstable matrix phases and chemically stable Al. It is composed of a Mg 17 Al 12 phase which is an intermetallic compound phase containing a large amount and an Al—Mn phase. In such a magnesium alloy, the progress of decomposition is promoted preferentially from a chemically unstable matrix phase. Since the degree of decomposition is mainly governed by the Mg 17 Al 12 phase that precipitates so as to surround the crystal grain boundary, the finer the crystal grains, the more stable control of the decomposition becomes possible.
  • the crystal grains of the magnesium alloy are larger, Mg 17 Al 12 is coarser and non-uniformly precipitated, so that the decomposition rate increases and the variation in the decomposition rate is very likely to increase. It becomes difficult. Therefore, from the viewpoint of stable control of the decomposition rate, it is desirable that the crystal grains of the magnesium alloy are fine in order to more uniformly disperse the Mg 17 Al 12 phase. From the metal micrograph of FIG. 5, the maximum crystal grain size of the magnesium alloy of Experiment 3 is 100 ⁇ m. On the other hand, the crystal grain size of the magnesium alloy in Experiment 4 is 15 ⁇ m, and as is clear from the results of Experiment 3 in Table 4, the crystal grain size differs depending on the cutting location.
  • the crystal grain size of the magnesium alloy is specifically desirably 10 ⁇ m to 100 ⁇ m.
  • the above-mentioned maximum crystal grain diameter shows the arithmetic mean of the maximum diameter and the minimum diameter for the largest crystal grain in the metal micrograph of FIG. Since the Mg 17 Al 12 phase is preferentially discontinuously precipitated at the grain boundaries in the cooling process after such a magnesium alloy undergoes dynamic recrystallization, the finer the crystal grains, There is a high possibility of being uniformly dispersed by the grain boundaries.
  • the chemically unstable matrix phases are arranged in a certain size, the variation in the decomposition rate can be reduced and controlled. Taking these into consideration, the crystal grain size of the magnesium alloy is more preferably 10 ⁇ m to 50 ⁇ m, which is difficult to be mixed.
  • the magnesium alloy has a crystal grain size refined by extrusion processing, and Mg 17 Al 12 is precipitated, thereby ensuring the strength of the extruded material.
  • Mg 17 Al 12 By precipitating a large amount of Mg 17 Al 12, it is possible to suppress grain growth of the magnesium alloy crystal grains and maintain fine recrystallized grains.
  • the experimental magnesium alloy has a tensile strength of 320 MPa or more, a 0.2% proof stress of 210 MPa or more, and an elongation of 9% or more, and satisfies the mechanical properties of the AZ80A alloy in the ASTM standard. Has strength.
  • the magnesium alloys according to the embodiments as in Experiments 1 to 9 can be dissolved and easily lost after use. Such a magnesium alloy can be dissolved and eliminated at a desired decomposition rate in accordance with any environment to be used.
  • the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be variously modified without departing from the gist of the present invention.
  • a magnesium alloy was manufactured using an AZ80A alloy as a base material, but MB3 and MS3 in JIS standards can be used as a base material.
  • MB3 and MS3 are magnesium alloys that can contain Al, Zn, and Mn in the above-described ranges, and the composition ratio of MB3 and MS3 is shown in Table 6 below.

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Abstract

本発明は、Ａｌを７．８～９．２重量％、Ｚｎを０．２０～０．８０重量％、Ｍｎを０．１２～０．４０重量％、およびＮｉを下記式で算出される量Ｙ［ｐｐｍ］、　（１）分解速度Ｘが５００ｍｇ／ｃｍ２／ｄａｙ未満である場合 Ｙ＝４８．３８５Ｌｎ（Ｘ）－１１９．６４　（式１）　（２）分解速度Ｘが５００以上１４００ｍｇ／ｃｍ２／ｄａｙ未満である場合 Ｙ＝６３．８１８ｅｘｐ（０．００３２Ｘ）　（式２） を添加し、所望の分解速度に制御して製造することを特徴とするマグネシウム合金の製造方法である。

Description

マグネシウム合金の製造方法およびマグネシウム合金
　本発明は、マグネシウム合金の製造方法およびマグネシウム合金に関する。
　マグネシウム合金はその特徴を活かし、軽量化の実現に寄与する部材や制振性を高める部材など、種々の用途に用いられている。また、マグネシウム合金は、卑な金属であるという特徴を活かして、他の金属との電位差を利用し、土中や海水中にある構造物を防食するための犠牲電極部材や、土木工作部材等の種々の分野に用いられている。近年では生体内で分解する特徴を活かして、ステントやプレートといった医療用部材への適用技術の開発が進められている。
　しかし、様々な環境や条件下においては、適用する部材として必要な性能（例えば強度等の機械的性質）を有しつつ、所望の時間で安定して溶解、分解するマグネシウム合金が望まれている。本発明は、所定の機械的性質を有しつつ、所望の分解速度に制御することが可能なマグネシウム合金の製造方法およびマグネシウム合金の提供を目的とする。
　請求項１に記載の発明は、Ａｌを７．８～９．２重量％、Ｚｎを０．２０～０．８０重量％、Ｍｎを０．１２～０．４０重量％、およびＮｉを下記式で算出される量Ｙ［ｐｐｍ］、
　（１）分解速度Ｘが５００ｍｇ／ｃｍ２／ｄａｙ未満である場合
Ｙ＝４８．３８５Ｌｎ（Ｘ）－１１９．６４　　　（式１）
　（２）分解速度Ｘが５００以上１４００ｍｇ／ｃｍ２／ｄａｙ未満である場合
Ｙ＝６３．８１８ｅｘｐ（０．００３２Ｘ）　　　（式２）
を添加し、所望の分解速度に制御して製造することを特徴とするマグネシウム合金の製造方法である。
　請求項２に記載の発明は、Ａｌを７．８～９．２重量％、Ｚｎを０．２０～０．８０重量％、Ｍｎを０．１２～０．４０重量％、およびＮｉを下記式で算出される量Ｙ［ｐｐｍ］、
　（１）分解速度Ｘが５００ｍｇ／ｃｍ２／ｄａｙ未満である場合
Ｙ＝４８．３８５Ｌｎ（Ｘ）－１１９．６４　　　（式１）
　（２）分解速度Ｘが５００以上１４００ｍｇ／ｃｍ２／ｄａｙ未満である場合
Ｙ＝６３．８１８ｅｘｐ（０．００３２Ｘ）　　　（式２）
を備えることを特徴とする、所望の分解速度に制御されたマグネシウム合金である。
　請求項１に記載の発明によれば、所望の分解速度に制御したマグネシウム合金を製造できる。このようにして製造したマグネシウム合金は、一般的に求められる強度を有しながら、使用後には溶解して容易に消失させることができる。
　請求項２に記載の発明によれば、所望の分解速度に制御されたマグネシウム合金を得ることができる。このようなマグネシウム合金は、一般的に求められる強度を有しながら、使用後には溶解して容易に消失させることができる。
図１は、マグネシウム合金の分解速度とＮｉ添加量との関係を示すグラフである。 図２は、図１の０から６００ｐｐｍまでのＮｉ添加量の範囲を抜き出して拡大したグラフである。 図３は、実験３のマグネシウム合金の一部の金属顕微鏡写真である。 図４は、実験３のマグネシウム合金の他部の金属顕微鏡写真である。 図５は、実験３のマグネシウム合金のさらに他部の金属顕微鏡写真である。 図６は、実験４のマグネシウム合金の金属顕微鏡写真である。 図７は、実験８のマグネシウム合金の金属顕微鏡写真である。 図８は、実験９のマグネシウム合金の金属顕微鏡写真である。 図９は、マグネシウム合金の熱間押出加工に用いた竪型押出機の断面図である。
　以下、本発明の実施形態にかかるマグネシウム合金の製造方法を詳細に説明する。
　実施形態にかかるマグネシウム合金の製造方法は、Ａｌを７．８～９．２重量％、Ｚｎを０．２０～０．８０重量％、Ｍｎを０．１２～０．４０重量％、およびＮｉを下記式で算出される量Ｙ［ｐｐｍ］を添加し、所望の分解速度［ｍｇ／ｃｍ２／ｄａｙ］に制御して製造する。
　（１）分解速度Ｘが５００ｍｇ／ｃｍ２／ｄａｙ未満である場合
Ｙ＝４８．３８５Ｌｎ（Ｘ）－１１９．６４　　　（式１）
　（２）分解速度Ｘが５００以上１４００ｍｇ／ｃｍ２／ｄａｙ未満である場合
Ｙ＝６３．８１８ｅｘｐ（０．００３２Ｘ）　　　（式２）
　（ａ）Ａｌを７．８～９．２重量％とした理由
　マグネシウム合金のＡｌ含有量が１０重量％程度までは、Ａｌ含有量の増加に伴い、マグネシウム合金の強度および耐力が向上する。Ａｌ含有量が１０重量％以上では、マグネシウム合金の押出速度が著しく低下してしまう。一方、Ａｌ含有量が６．０重量％以下では、ＭｇとＡｌとの金属間化合物であるＭｇ１７Ａｌ１２の析出が少なく、ピン止め効果（結晶粒の粒成長を抑制し、微細な再結晶粒を維持できる効果）が得られずに結晶粒は粗大となる。
　以上から、Ｍｇ１７Ａｌ１２の析出、およびそれに伴う結晶粒の微細化、強度、耐力の向上、押出性の確保のために、Ａｌを７．８～９．２重量％とした。
　（ｂ）Ｚｎを０．２０～０．８０重量％とした理由
　マグネシウム合金にＺｎを添加すると、固溶強化によって耐力、伸びが向上するとともに、時効析出を促進させる効果（時間経過に従って、固溶体などを析出する効果）が得られる。Ｚｎ含有量が増加するに伴い、室温における引張強さおよび耐力が向上するが、Ｚｎ含有量が過剰になると靱性および強度が低下する傾向がある。
　さらに、下記する実験結果に基づいて、Ｚｎを０．２０～０．８０重量％とした。
　（ｃ）Ｍｎを０．１２～０．４０重量％とした理由
　マグネシウム合金にＭｎを添加すると、再結晶の粗大化抑制効果、および不純物元素であるＦｅの沈降効果が得られることから、０．１０重量％以上のＭｎが必須である。一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、ＡｌとＭｎとの金属間化合物の粗大化に繋がる可能性が高く、疲労破壊の起点になる可能性がある。
　以上から、Ｍｎを０．１２～０．４０重量％とした。
　（ｄ）Ｎｉを添加する理由
　一般に、マグネシウム合金にＮｉを添加すると腐食され易くなるので、Ｎｉは添加しない。しかしながら、本発明者らは数々の実験から、Ｎｉ添加量を上記式（１）または（２）のように調節することで、所望の分解速度に制御したマグネシウム合金の製造方法を見出した。
　以下、添付図面の図１～図９を参照して、各実験を説明する。
　実験１～実験９においてマグネシウム合金を製造し、各評価を行った。なお、実験１～実験９のマグネシウム合金の製造には、ＡＳＴＭ規格におけるＡＺ系合金（Ｍｇ－Ａｌ－Ｚｎ系合金）のＡＺ８０Ａ合金を母材として用いた。これは、上述した範囲のＡｌ、ＺｎおよびＭｎを含有し得るマグネシウム合金であり、ＡＺ８０Ａ合金の組成比を下記表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　例えば、質別記号ＦのＡＺ８０Ａ合金は、２９５ＭＰａ以上の引張強さ、１９５ＭＰａ以上の０．２％耐力、９％以上の伸びという機械的性質を示す。なお、質別記号Ｆとは、加工硬化または熱処理について特別の調整をしない製造工程から得られたままのものを示す。
　＜実験１＞
　ＡＺ８０Ａ合金を母材として、そこに７０ｐｐｍのＮｉを添加し、それらを溶融して金型鋳造によりビレットを作製した。
　そのビレットに対して、図９の竪型押出機を用いて、下記のような熱間押出加工をしたものを実験１のマグネシウム合金とした。
　ここで、押出加工について図９を参照して説明する。コンテナ１と貫通穴３を設けたダイス５とを固定し、コンテナ１内に直径６０ｍｍ、長さ７０ｍｍのビレット７を収容した。次に、ビレット７上にフィックスロック９を設け、フィックスロック９上にはステム１１を設けた。フィックスロック９は、ビレット７とステム１１との間に介在させた。続いて、３５０℃の温度下で、ステム１１により、ビレット７をダイス５に設けた貫通穴３に向けて加圧した。そして貫通穴３を通して、０．５ｍ／分の速度で押出成形し、直径１０ｍｍの押出形材を製造した。なお、押出加工では、約４００トンの荷重をかけて押出した。
　＜実験２＞
　ＡＺ８０Ａ合金を母材として、そこに１００ｐｐｍのＮｉを添加し、それらを溶融して金型鋳造によりビレットを作製した。
　そのビレットに対して、実験１と同様の熱間押出加工をしたものを実験２のマグネシウム合金とした。
　＜実験３＞
　ＡＺ８０Ａ合金を母材として、そこに１２０ｐｐｍのＮｉを添加し、それらを溶融して金型鋳造によりビレットを作製した。
　そのビレットに対して、実験１と同様の熱間押出加工をしたものを実験３のマグネシウム合金とした。
　＜実験４＞
　ＡＺ８０Ａ合金を母材として、そこに１８０ｐｐｍのＮｉを添加し、それらを溶融して金型鋳造によりビレットを作製した。
　そのビレットに対して、実験１と同様の熱間押出加工をしたものを実験４のマグネシウム合金とした。
　＜実験５＞
　ＡＺ８０Ａ合金を母材として、そこに３３８０ｐｐｍのＮｉを添加し、それらを溶融して金型鋳造によりビレットを作製した。
　そのビレットに対して、実験１と同様の熱間押出加工をしたものを実験５のマグネシウム合金とした。
　＜実験６＞
　ＡＺ８０Ａ合金を母材として、そこに５１００ｐｐｍのＮｉを添加し、それらを溶融して金型鋳造によりビレットを作製した。
　そのビレットに対して、実験１と同様の熱間押出加工をしたものを実験６のマグネシウム合金とした。
　＜実験７＞
　ＡＺ８０Ａ合金を母材として、そこに５３００ｐｐｍのＮｉを添加し、それらを溶融して金型鋳造によりビレットを作製した。
　そのビレットに対して、実験１と同様の熱間押出加工をしたものを実験７のマグネシウム合金とした。
　＜実験８（比較例）＞
　ＡＺ８０Ａ合金を母材として、そこに１２０ｐｐｍのＮｉを添加し、それらを溶融して金型鋳造によりビレットを作製した。
　このビレットに対しては熱間押出加工を行わずに、当該ビレットを実験８のマグネシウム合金とした。
　＜実験９（比較例）＞
　ＡＺ８０Ａ合金を母材として、そこに１４０ｐｐｍのＮｉを添加し、それらを溶融して金型鋳造によりビレットを作製した。
　このビレットに対しては熱間押出加工を行わずに、当該ビレットを実験９のマグネシウム合金とした。
　≪評価１≫
　高周波誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ発光分光分析法）を用いて、実験１～実験９のマグネシウム合金の組成比を測定した。実験１～実験９のマグネシウム合金の組成比の結果を下記表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　≪評価２≫
　実験１～実験９のマグネシウム合金を９３℃の２％ＫＣｌ溶液に浸漬して、分解速度を測定した。この結果を下記表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　前記表３の結果に基づいて、図１に示すように当該結果をプロットしたグラフを作成した。前記図１のプロットの相関関係（比較例である実験８と実験９を除く）を調べると、Ｎｉ添加量と分解速度との関係式である式２が得られた。
　図２は、図１の０から６００ｐｐｍまでのＮｉ添加量の範囲を抜き出して拡大したグラフである。図１と同様にして、図２のプロットの相関関係（比較例である実験８と実験９を除く）を調べると式１が得られた。
　以上から、分解速度が５００ｍｇ／ｃｍ２／ｄａｙ未満のマグネシウム合金を製造するときは、所望の分解速度に対応するＮｉ添加量を、式１を用いて算出することで、所望の分解速度に制御されたマグネシウム合金を製造できる。また、分解速度が５００以上１４００ｍｇ／ｃｍ２／ｄａｙ未満のマグネシウム合金を製造するときは、式２を用いることで、所望の分解速度に制御されたマグネシウム合金を製造できる。
　≪評価３≫
　金属顕微鏡を用いて、実験３、実験４、実験８、実験９のマグネシウム合金の切断面を観察し、ＪＩＳ　Ｈ　０５４２（マグネシウム合金圧延板の結晶粒度試験方法）の求積法に基づいて結晶粒径を測定した。この結果を下記表４に示すとともに金属顕微鏡写真も併せて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　前記表４に示した実験３の結晶粒径２６μｍ、３５μｍおよび３９μｍは、それぞれ図３、図４および図５の金属顕微鏡写真から測定されたものである。
　図６は、実験４のマグネシウム合金の切断面を示す金属顕微鏡写真であり、結晶粒径は１５μｍであった。
　図７は、実験８のマグネシウム合金の切断面を示す金属顕微鏡写真であり、結晶粒径は１５６μｍであった。黒いパーライト状のものがＭｇ１７Ａｌ１２相であり、それが不均一に存在していることがわかる。
　図８は、実験９のマグネシウム合金の切断面を示す金属顕微鏡写真であり、結晶粒径は１４１μｍであった。実験８のマグネシウム合金と同様に、Ｍｇ１７Ａｌ１２相が不均一に存在していることがわかる。
　前記表４から明らかなように、マグネシウム合金の分解速度と結晶粒径との間にも相関関係が見られた。具体的には、実験８および実験９のマグネシウム合金と比較して、結晶粒径が小さい実験３および実験４のマグネシウム合金は、分解速度の値も低かった。
　（Ｉ）分解速度と結晶粒径との関係
　実験１～実験９のような、Ａｌ含有量が６重量％以上のマグネシウム合金は、化学的に不安定なマトリックス相、化学的に安定なＡｌを多く含む金属間化合物相であるＭｇ１７Ａｌ１２相、およびＡｌ－Ｍｎ相から構成される。
　このようなマグネシウム合金は、化学的に不安定なマトリックス相から優先的に分解の進行が促進される。分解の進度は、主に結晶粒界を取り囲むように析出するＭｇ１７Ａｌ１２相によって支配されるため、結晶粒が微細であるほど分解の安定した制御が可能となる。
　一方、マグネシウム合金の結晶粒が大きいほど、Ｍｇ１７Ａｌ１２が粗大かつ不均一に析出するため、分解速度が増加するとともに、分解速度のばらつきも大きくなる可能性が極めて高く、分解速度の制御が困難となる。
　従って、分解速度の安定した制御の点から、Ｍｇ１７Ａｌ１２相をより均一に分散させるために、マグネシウム合金の結晶粒は微細であることが望ましい。図５の金属顕微鏡写真から実験３のマグネシウム合金の最大結晶粒径は１００μｍである。一方、実験４のマグネシウム合金の結晶粒径は１５μｍであり、前記表４の実験３の結果から明らかなように、結晶粒の大きさは切断箇所によって異なるため、他の切断箇所では結晶粒径が１０μｍであり得る。従って、マグネシウム合金の結晶粒径は、具体的に１０μｍから１００μｍが望ましい。なお、上述の最大結晶粒径は、図５の金属顕微鏡写真の中で最も大きい結晶粒について、最大径と最小径の相加平均を示す。
　Ｍｇ１７Ａｌ１２相は、このようなマグネシウム合金が動的再結晶を起こした後、冷却の過程において、結晶粒界に優先的に不連続析出することから、結晶粒が微細であるほど、結晶粒界により均一に分散される可能性が高い。また、化学的に不安定なマトリックス相が一定のサイズに揃ったほうが分解速度のばらつきを小さくして制御できる。これらを勘案して、マグネシウム合金の結晶粒径は、混粒となり難い１０μｍから５０μｍがより望ましい。
　（ＩＩ）結晶粒径と押出加工との関係
　マグネシウム合金は、押出加工によって結晶粒径が微細化されるとともにＭｇ１７Ａｌ１２が析出し、押出材の強度が確保される。Ｍｇ１７Ａｌ１２が多く析出することで、マグネシウム合金の結晶粒の粒成長を抑制し、微細な再結晶粒の維持が可能である。
　≪評価４≫
　室温での引張試験にて実験１、実験２、実験４、実験７のマグネシウム合金の引張強さ、０．２％耐力、および伸びの機械的性質を測定した。引張試験は、マグネシウム合金をそれぞれＪＩＳ１４Ａ号試験片の形状にしてから、室温で初期ひずみ速度（１×１０－３［ｓ－１］）の速度で実施した。実験１、実験２、実験４、実験７のマグネシウム合金の機械的性質の結果を下記表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　前記表５から明らかなように、実験のマグネシウム合金は、３２０ＭＰａ以上の引張強さ、２１０ＭＰａ以上の０．２％耐力、９％以上の伸びであり、ＡＳＴＭ規格におけるＡＺ８０Ａ合金の機械的性質を満たす強度を有する。
　以上、実験１～実験９のような、実施形態にかかるマグネシウム合金は、使用後には溶解して容易に消失させることができる。このようなマグネシウム合金は、使用するあらゆる環境下に合わせて所望の分解速度で溶解、消失させることができる。
　本発明は、上述した実施形態に限らず、本発明の要旨を逸脱しない範囲で種々に変形可能である。
　例えば、上述した実験ではＡＺ８０Ａ合金を母材としてマグネシウム合金を製造したが、ＪＩＳ規格におけるＭＢ３，ＭＳ３を母材として用いることもできる。このＭＢ３，ＭＳ３は、上述した範囲のＡｌ、ＺｎおよびＭｎを含有し得るマグネシウム合金であり、ＭＢ３，ＭＳ３の組成比を下記表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006

Claims (2)

  1. 　Ａｌを７．８～９．２重量％、
    　Ｚｎを０．２０～０．８０重量％、
    　Ｍｎを０．１２～０．４０重量％、および
    　Ｎｉを下記式で算出される量Ｙ［ｐｐｍ］、
    　（１）分解速度Ｘが５００ｍｇ／ｃｍ２／ｄａｙ未満である場合
    Ｙ＝４８．３８５Ｌｎ（Ｘ）－１１９．６４　　　（式１）
    　（２）分解速度Ｘが５００以上１４００ｍｇ／ｃｍ２／ｄａｙ未満である場合
    Ｙ＝６３．８１８ｅｘｐ（０．００３２Ｘ）　　　（式２）
    を添加し、所望の分解速度に制御して製造することを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。
  2. 　Ａｌを７．８～９．２重量％、
    　Ｚｎを０．２０～０．８０重量％、
    　Ｍｎを０．１２～０．４０重量％、および
    　Ｎｉを下記式で算出される量Ｙ［ｐｐｍ］、
    　（１）分解速度Ｘが５００ｍｇ／ｃｍ２／ｄａｙ未満である場合
    Ｙ＝４８．３８５Ｌｎ（Ｘ）－１１９．６４　　　（式１）
    　（２）分解速度Ｘが５００以上１４００ｍｇ／ｃｍ２／ｄａｙ未満である場合
    Ｙ＝６３．８１８ｅｘｐ（０．００３２Ｘ）　　　（式２）
    を備えることを特徴とする、所望の分解速度に制御されたマグネシウム合金。
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