WO2021075552A1 - 分解性マグネシウム合金 - Google Patents

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WO2021075552A1
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corrosion rate
magnesium alloy
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intermetallic compound
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貴洋 堺
昭彦 閤師
山本　匡昭
金孫 廖
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株式会社栗本鐵工所
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    • C22C23/00—Alloys based on magnesium
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/06—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of magnesium or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to a degradable magnesium alloy that can be adjusted to any corrosion rate.
  • a highly degradable polymer material or magnesium alloy is used as a material used for such a fracturing member.
  • Magnesium alloys are particularly suitable when high tensile strength is required. The faster the corrosion rate of the material itself, the higher the productivity of mining. Further, by further improving the mechanical strength of the material, the function can be achieved with a thinner member, and as a result, the time required for decomposition can be shortened, leading to an improvement in mining productivity.
  • such a degradable magnesium alloy may be used together with a decomposable polymer material, and degradability and strength suitable for the decomposable polymer material may be required.
  • Non-Patent Document 1 mentions that a general corrosion rate for a degradable flak plug is 1000 to 1500 mg / cm 2 / day in a 2% KCl solution.
  • Patent Document 1 contains Al of 3.9% by mass or more and 14.0% by mass or less and Mn of 0.1% by mass or more and 0.6% by mass or less, and Ni, Cu, or both.
  • a degradable Mg alloy containing 0.01% by mass or more and 10.0% by mass or less and having a balance of Mg and unavoidable impurities is described.
  • any one or more of Ni, Fe and Cu are 0.02 to 5% (weight%, the same applies hereinafter) in total, and Al is 0.5 to 3.5%. Described are highly corrosive magnesium alloys for extruded materials, characterized in that they contain 0.2-1.5% Zn and the balance consists of Mg and unavoidable impurities.
  • Patent Document 3 Al is 1 to 6%, Zn is 1 to 6%, Fe is 1 to 3%, Cu is 5 to 15%, Ag is 0.1 to 1%, and Ni is described in terms of mass ratio. Corrosive magnesium alloys containing 0.1-1.2% are described.
  • Patent Document 4 contains 3.0 to 12% of Al, 0.5 to 5% of Zn, 0.5 to 3% of Cu, and 0.1 to 1.0% of Na in terms of mass ratio. Degradable magnesium alloys are described.
  • Patent Document 5 contains 3 to 15% of Al, 0.5 to 5% of Zn, 0 to 5% of Cu, and 0 to 5% of Ni in terms of mass ratio, and Cu and Ni are 0 at the same time. Not degradable magnesium alloys are listed.
  • corrosive or degradable magnesium alloys have a metal phase or metal that is noble than Mg in the Mg matrix by adding a metal element such as Cu or Ni that has a higher potential than Mg. It is often designed to form a compound phase containing intermetallic compounds and increase the corrosion rate by microcell corrosion between intermetallic compounds and Mg. Increasing the amount of metal elements with a higher potential than Mg such as Cu and Ni increases the corrosion rate, but if there is a prior technology that discloses the effect of the distribution of intermetallic compounds generated at that time on the corrosion rate. Absent.
  • the present invention is a magnesium alloy capable of individually adjusting the corrosion rate and the tensile strength by controlling the amount, size, distribution, etc. of the intermetallic compound, and appropriately adjusting the corrosion rate according to the situation at the site.
  • the purpose is to further improve the productivity of mining.
  • the present invention comprises 7.0% by mass or more and 13.0% by mass or less of Al, 4.5% by mass or more and 13.0% by mass or less of Cu, and 0% by mass or more and less than 0.10% by mass of Mn.
  • the above problem was solved by a magnesium alloy containing a finely dispersed intermetallic compound, the balance of which was composed of Mg and unavoidable impurities.
  • the decomposable structural member made of this magnesium alloy can individually adjust the corrosion rate and the tensile strength.
  • the addition of Al mainly increases the tensile strength.
  • the addition of Cu produces a Cu-Al-Mg-based intermetallic compound having a noble potential, and the potential difference between ⁇ -Mg and the Cu-Al-Mg-based intermetallic compound causes ⁇ -Mg due to microcell corrosion. It is possible to accelerate the depletion of the material, and mainly increase the degradability.
  • the magnesium alloy has a problem that when the Cu content is increased, the Cu—Al—Mg-based intermetallic compound increases or becomes coarse, and the tensile strength decreases.
  • the Cu—Al—Mg-based compound has a problem. By controlling the amount and distribution of the intermetallic compound and making the size finer to improve the dispersibility, the corrosion rate can be increased without decreasing the tensile strength.
  • this intermetallic compound As a method of refining and dispersing this intermetallic compound, it is possible to select to give a large strain to the cast material after casting.
  • Specific examples of the processing method for applying this large strain include drawing, extrusion, rolling, pressing, and ECAP (Equal Channel Angler Pressing) processing.
  • ECAP Equal Channel Angler Pressing
  • the magnesium alloy according to the present invention can adjust the corrosion rate and tensile strength to values assumed to be suitable by adjusting the amount of Al and Cu contained and the size and distribution of the intermetallic compound. it can.
  • the decomposable structural member manufactured from the magnesium alloy according to the present invention is used for fracking and can be decomposed at a speed suitable for the site, increasing mining productivity.
  • SEM image showing the composition image of the casting material of Example 5 EDS analysis results of intermetallic compounds observed in the bright field of FIG. XRD spectrum of the cast material of Example 5
  • SEM image showing the composition image of the processed material of Example 5 SEM image showing the composition image of the casting material of Example 3
  • SEM image showing the composition image of the casting material of Comparative Example 1 SEM image showing the composition image of the processed material of Comparative Example 1 EPMA analysis result of hexagonal intermetallic compound of Comparative Example 1
  • SEM image showing the composition image of the casting material of Comparative Example 3 SEM image showing the composition image of the processed material of Comparative Example 3
  • the present invention is a magnesium alloy capable of rapidly advancing corrosion under a predetermined environment, a decomposable structural member using the magnesium alloy, and a method for adjusting the corrosion rate in the decomposable structural member.
  • the Al content of the magnesium alloy according to the present invention needs to be 7.0% by mass or more. If the Al content is too small, the flowability of the molten metal during casting will decrease, and the amount of Cu—Al—Mg-based intermetallic compound will be insufficient, but 7.0% by mass or more is sufficient. The flowability of hot water and the amount of Cu—Al—Mg-based intermetallic compound can be ensured. On the other hand, the Al content needs to be 13.0% by mass or less. If the Al content is too high, the amount of Cu-Al-Mg-based intermetallic compound becomes excessive, and if it exceeds 13.0% by mass, the Cu-Al-Mg-based intermetallic compound hinders the progress of Mg corrosion. This is because the corrosion rate drops sharply.
  • the magnesium alloy according to the present invention may contain Mn.
  • Mn has the effect of removing some elements contained as impurities, and by containing a small amount of Mn, it suppresses the influence of other elements on the corrosion rate to be adjusted, and is a degradability produced by a magnesium alloy.
  • the accuracy of adjusting the corrosion rate of structural members can be improved.
  • the Mn content needs to be less than 0.10% by mass. This is because when the Mn content increases, the Cu-Al-Mg-based intermetallic compound contains Mn, and the Cu-Al-Mg-based intermetallic compound tends to become coarse. If the Cu—Al—Mg-based intermetallic compound becomes coarse, the corrosion rate will decrease.
  • the Cu content of the magnesium alloy according to the present invention needs to be 4.5% by mass or more.
  • a Cu—Al—Mg-based intermetallic compound having a noble potential is produced in the structural member obtained by casting the magnesium alloy according to the present invention. Due to the potential difference between ⁇ -Mg and the Cu-Al-Mg-based intermetallic compound, the depletion of ⁇ -Mg due to microcell corrosion is promoted, and the corrosion rate can be improved. In a normal Mg alloy, the corrosion rate tends to decrease when the above Al is contained, but if the Cu content is 4.5% by mass or more, even within the above Al content range, The degradable structural member can achieve a practical corrosion rate.
  • the Cu content is preferably 7.0% by mass or more.
  • the Cu content When the Cu content was 7.0% by mass or more, the amount of the Cu—Al—Mg-based intermetallic compound increased, and the degradable structural member obtained by casting this magnesium alloy was strained. Occasionally, it is considered that the Cu—Al—Mg-based intermetallic compound is likely to be crushed, and the Cu—Al—Mg-based intermetallic compound phase is made finer to facilitate the improvement of the corrosion rate.
  • the Cu content needs to be 13.0% by mass or less. If the Cu content exceeds 13.0% by mass, coarse block-shaped Cu-Al-Mg-based intermetallic compounds are generated during casting, hindering the progress of Mg corrosion, and microcell corrosion caused by the addition of Cu. The effect of improving the corrosion rate is diminished.
  • the magnesium alloy according to the present invention may contain elements other than the above elements as unavoidable impurities.
  • This unavoidable impurity is unavoidably contained unintentionally due to a manufacturing problem or a raw material problem.
  • elements such as Ag, Fe, Ca, Cd, Ga, In, Li, Mm (mischmetal), Ni, Pb, Se, Si, Ti, Y, Zn, and Zr can be mentioned.
  • the content needs to be in a range that does not impair the characteristics of the magnesium alloy according to the present invention, and is preferably less than 0.2% by mass and more preferably less than 0.1% by mass per element.
  • the contents of Si, Li, In, and Ca are preferably less than 0.1% by mass, more preferably less than 0.05% by mass.
  • the decomposable structural member produced from the magnesium alloy according to the present invention is made of Mg except for the above-mentioned Al, Mn, Cu and unavoidable impurities, and is processed so as to have a finely dispersed intermetallic compound.
  • the magnesium alloy according to the present invention can be prepared by a general method using a raw material containing the above elements so as to have a composition ratio in the above mass% range and a desirable decomposition rate. is there.
  • the above mass% is not% in the raw material, but% in the prepared alloy and the decomposable structural member produced by casting or sintering the alloy.
  • a suitable decomposable structural member according to the present invention can be obtained by casting.
  • “suitable” means that the corrosion rate and tensile strength are adjusted to be suitable at the site of fracking, and the mining productivity is improved.
  • the Cu—Al—Mg-based intermetallic compound can be finely dispersed, and the corrosion rate and mechanical properties can be improved.
  • the average equivalent diameter d of the Cu—Al—Mg-based intermetallic compound can be reduced.
  • the average equivalent diameter d is preferably 10 ⁇ m or less, more preferably 5 ⁇ m or less, and even more preferably 2 ⁇ m or less.
  • Examples of the method of applying strain include drawing, extrusion, rolling, pressing, and ECAP (Equal Channel Angler Pressing) processing on the member obtained by casting. These methods may be appropriately selected depending on the shape of the member to be obtained.
  • the crystal size of ⁇ -Mg becomes 100 to 200 ⁇ m in terms of average crystal grain size D, but when the crystal size is reduced to about 5 ⁇ m or more and 25 ⁇ m or less by the above extrusion, rolling, drawing, etc. preferable.
  • the corrosion rate of the decomposable structural member according to the present invention can be adjusted by the Cu content "CU” and the Al content "AL". It was found that the tendency can be adjusted according to the square of "CU” and the square of "1 / AL”. It can also be adjusted by the average equivalent diameter d of the Cu—Al—Mg-based intermetallic compound.
  • the relationship of the following equation (1) holds for these values and the constant p.
  • Pc is a parameter that is a linear function of the following equation (2) with respect to the corrosion rate W Est (a 1 and b 1 are constants that differ for each system). Therefore, the corrosion rate W Est can also be adjusted by adjusting the average equivalent diameter d.
  • the tensile strength of the decomposable structural member according to the present invention can be adjusted according to the first power of "AL” and the first power of "CU". It was also found that the adjustment is possible according to the square root of the average equivalent diameter d described above.
  • the relationship of the following equation (3) holds for these values and the constants u and v.
  • Ps is a parameter that is a linear function of the following equation (4) with respect to the estimated tensile strengths ⁇ T and Est (a 2 and b 2 are constants that differ for each system). Therefore, the tensile strengths ⁇ T and Est can be adjusted by adjusting the average equivalent diameter d.
  • a degradable structural member made of magnesium alloy having an arbitrary tensile strength and corrosion rate can be prepared from the Al content, Cu content and average equivalent diameter d. .. Further, from these equations, it can be seen that in the magnesium alloy according to the present invention, the corrosion rate and the tensile strength are not necessarily contradictory. Therefore, in the above range of Al, Cu, and Mn contents, the Al content, Cu content, and Cu—Al—Mg-based metal are based on the relationship between these parameters Pc and Ps and the corrosion rate and tensile strength. By adjusting the average equivalent diameter d of the inter-compound, the corrosion rate and tensile strength of the highly degradable magnesium alloy can be individually controlled.
  • Examples of products to which the degradable structural member made of magnesium alloy according to the present invention is applied include drilling tools such as oil wells and natural gas wells. Since it is introduced deep into the ground and exposed to high water pressure, it needs to be strong enough to withstand a high-pressure environment. On the other hand, when it is no longer needed, it can be excluded by being corroded and decomposed at an appropriate timing by being exposed to the aqueous solution introduced in the excavation work without taking the trouble of taking it out from deep underground.
  • the magnesium alloy according to this invention was actually prepared and the members were manufactured. The procedure and test method will be described.
  • Example preparation> A magnesium alloy was adjusted so that the content of elements other than Mg was the mass% shown in each of Table 1 below, heated to 700 ° C., and cast into an iron mold to prepare a cast material. Next, by applying an external force to the cast material heated to about 370 ° C., a strain of 560% was applied to prepare a processed material. By this processing, the cross-sectional area of the processed material was reduced to 1/32 of that of the cast material.
  • FIG. 1 is a composition image obtained by SEM observation of the casting material of Example 5.
  • FIG. 2 shows the EDS analysis result of the intermetallic compound observed in the bright field of FIG.
  • FIG. 3 is an XRD result of the cast material of Example 5. From these results, it can be seen that the cast material is composed of ⁇ -Mg, a Cu-Al-Mg-based intermetallic compound, and Mg 17 Al 12.
  • FIG. 4 is a composition image obtained by SEM observation of the processed material of Example 5. It can be seen that the Cu—Al—Mg-based intermetallic compound is divided and crushed by processing and finely dispersed.
  • the casting material contains ⁇ -Mg, Cu-Al-Mg-based intermetallic compound, Mg 17 Al 12 ", (2) "Cu-Al-Mg-based intermetallic compound by processing” Is crushed "is the same in other examples and comparative examples.
  • the average equivalent diameter d of the Cu-Al-Mg-based intermetallic compound in Table 1 is measured by discriminating the bright field portion by image analysis of the composition image acquired by SEM observation of the processed material, and is the arithmetic mean thereof. This is the result of calculating the average equivalent diameter d ( ⁇ m) of the Cu—Al—Mg-based intermetallic compound. Further, the average grain boundary D of ⁇ -Mg is measured by discriminating the grain boundaries by image analysis of an image acquired by observation with an optical microscope after intergranular corrosion of the processed material, and is the arithmetic average thereof. This is the result of measuring the average crystal grain size D of ⁇ -Mg.
  • the arithmetic mean which is the average equivalent diameter d and the average crystal grain size D, is a value obtained by dividing the total measured particle size by the measured number of particles.
  • the sizes of Cu—Al—Mg-based intermetallic compounds are various, but the crystal grain size is not so different.
  • Example 5 and 6 are composition images obtained by SEM observation of the cast materials of Examples 3 and 1.
  • the shape of Example 3 having a low Cu content is entirely mesh-like, whereas the shape of Example 1 having a high Cu content is loose.
  • the intermetallic compound is hard to be crushed, while when the Cu content is 7.0% by mass or more, it becomes a loose Cu-Al-Mg-based intermetallic compound, so that stress concentration occurs when strain is applied. It is considered that it is easy to show that the Cu—Al—Mg-based intermetallic compound is crushed and refined even with a relatively small applied strain, and the dispersibility tends to be high.
  • FIG. 7 and 8 are composition images obtained by SEM observation of the cast material and the processed material of Comparative Example 1. Since the hexagonal intermetallic compound observed in these figures has a small aspect ratio, it can be seen that the hexagonal intermetallic compound is not crushed even when strain is applied (see the arrow in the figure). Further, FIG. 9 shows the EPMA analysis result of the hexagonal intermetallic compound, and shows that the hexagonal intermetallic compound is an intermetallic compound composed of Mg, Al, Cu, and Mn. This also applies to Comparative Example 2. Such intermetallic compounds are slightly observed in Comparative Examples 6 and 10, but are not observed in the other Examples and Comparative Examples. This indicates that the addition of Mn is a factor in the formation of coarse intermetallic compounds.
  • 10 and 11 are composition images obtained by SEM observation of the cast material and processed material of Comparative Example 3 in which the Cu content exceeds 13.0% by mass. A coarse block-shaped intermetallic compound is observed, and since this coarse intermetallic compound has a small aspect ratio, it is not crushed even if strain is applied. This is the same in Comparative Example 4, and is slightly observed in Comparative Example 7. This indicates that when the Cu content exceeds 13.0% by mass, Cu is mainly spent on producing coarse block-shaped intermetallic compounds having a small aspect ratio.
  • Example 11 Example 13, and Comparative Example 10
  • the contents of Al and Cu and the average equivalent diameter d of the intermetallic compound are the same, and the contents of Mn are 0.032% by mass and 0.077, respectively. It differs from% by mass and 0.10% by mass.
  • the corrosion rates of Examples 11 and 13 are the same at 2616 mcd and 2977 mcd, but the corrosion rates of Comparative Example 10 are as small as 2259 mcd. It is shown that the corrosion rate decreases when the Mn content is 0.10% by mass or more.
  • the corrosion rates of the processed materials of Examples 1 to 10 correspond to the average of Al content AL (mass%), Cu content CU (mass%), and Cu—Al—Mg-based intermetallic compound.
  • the parameter Pc represented by the diameter d ( ⁇ m) can be arranged in a linear relationship as shown in the above equation (1).
  • the Al content is preferably 7.0% by mass or more.
  • the corrosion rate is 1362 mcd. Since this corrosion rate is equivalent to the decomposition rate of 1000 to 1500 mcd, which is a general decomposition rate for degradable flak plugs, the Cu content is 4.5 in order to obtain a practical corrosion rate as a highly decomposable magnesium alloy. It can be said that the mass% or more is preferable.
  • the data of the comparative example is also shown in FIG. 12, and the corrosion rate of the comparative example is lower than the linear relationship obtained from the examples, and the corrosion rate is lowered due to the above-mentioned metallographic characteristics. Is also shown.
  • Table 4 shows the values obtained by dividing the corrosion rate in Table 3 by the W Est of the above formula (5). In Examples 1 to 14, this value is 0.90 to 1.10, whereas in Comparative Examples 1 to 7, this value is 0.81 or less, and the corrosion rate of Comparative Example is the above formula (5). ) Is clearly shown to be lower than the estimated corrosion rate.
  • FIG. 13 is a graph showing the processed materials of Examples 1 to 14 and Comparative Examples 1, 2, 6 and 10 with the Mn content on the horizontal axis and the values in Table 4 on the vertical axis. It can be seen that in the comparative example in which the Mn content is 0.10% by mass or more, the corrosion rate is lower than the estimated corrosion rate obtained from the above formula (5).
  • FIG. 14 is a graph showing the processed materials of Examples 1 to 14 and Comparative Examples 3, 4 and 7 with the Cu content on the horizontal axis and the values in Table 4 on the vertical axis. It can be seen that in the comparative example in which the Cu content exceeds 13.0% by mass, the corrosion rate is lower than the estimated corrosion rate obtained from the above formula (5).
  • the tensile strengths of the processed materials of Examples 1 to 14 are Al content AL (mass%), Cu content CU (mass%), and Cu—Al—Mg-based intermetallic compound. It can be arranged in a linear relationship as shown in the above equation (3) by the parameter Ps represented by the average equivalent diameter d ( ⁇ m) of.
  • the average equivalent diameter d of the intermetallic compound when the average equivalent diameter d of the intermetallic compound can be controlled to 0.5 ⁇ m or more and less than 2 ⁇ m, in order to adjust the corrosion rate to 1500 mcd or more, Cu is contained. It is preferable to prepare the amount in the range of more than 12.0% by mass and 13.0% by mass or less. Further, when the average equivalent diameter d can only be 2 ⁇ m or more and 4 ⁇ m or less due to manufacturing convenience or the shape of the member, in order to make the corrosion rate 1500 mcd or more, the Al content is 10.0% by mass or more 11 It is preferable to prepare the mixture in a range of 0.0% by mass or less and a Cu content of more than 10.0% by mass and 13.0% by mass or less.
  • the average equivalent diameter d can be controlled to 0.8 ⁇ m or more and 1.2 ⁇ m or less, a degradable magnesium alloy having a target corrosion rate within a range of a tensile strength of 300 MPa or more and a corrosion rate of 2000 mcd or more and less than 5500 mcd or
  • the Al content is 7.0% by mass or more and 13.0% by mass or less
  • the Cu content is 12 from the above formulas (1), (3), (5) and (6). It is preferable to prepare the chemical composition in the range of 5.5% by mass or more and 13.0% by mass or less.
  • the Al content is 7 It is preferable to prepare the chemical composition in the range of 7% by mass or more and 10.8% by mass or less and the Cu content in the range of 12.5% by mass or more and 13.0% by mass or less.
  • the average equivalent diameter d can be controlled to 0.8 ⁇ m or more and 1.2 ⁇ m or less
  • the chemical composition is prepared in the range of Al content of 9.0% by mass or more and 13.0% by mass or less and Cu content of 9.0% by mass or more and 13.0% by mass or less. It is preferable to do so.

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Abstract

十分な強度を有し、水系環境で適切なタイミングで分解するマグネシウム合金製の分解性構造部材を製造する。７．０質量％以上１３．０質量％以下のＡｌと、４．５質量％以上１３．０質量％以下のＣｕと、０質量％以上０．１０質量％未満のＭｎと、残部がＭｇと不可避不純物からなり、微細分散された金属間化合物を有するマグネシウム合金を用いる。

Description

分解性マグネシウム合金
　この発明は、任意の腐食速度に調整可能である分解性マグネシウム合金に関する。
　シェールオイルやシェールガスの採掘では、水圧破砕法（フラッキング）として知られている技術が利用されている。この技術では、石油またはガスを含む岩石層まで坑井を掘り、水圧によりこれらの岩を破砕した後、石油またはガスを放出させて回収する。この破砕及び回収は坑井内で複数回行われる。そのため、フラッキングの生産性を上げるためには、前のフラッキングで用いた部材を速やかに取り除き、次のフラッキングまでの時間を短縮することが必要である。
　その部材を速やかに取り除く方法としては、フラッキング部材を貫通掘削する方法と、フラッキング部材を腐食溶解させる方法とがあげられる。後者の方が生産性は高いが、フラッキング部材を構成する材料が、フラッキング部材としての機能を発揮する必要がある期間では十分に使用可能な機械的特性を保持し、かつ、その後は速やかに腐食する材質である必要がある。
　このようなフラッキング部材に用いられる材料として、分解性の高い高分子材料やマグネシウム合金が用いられる。特に、高い引張強さが必要とされる場合はマグネシウム合金が適する。材料自体の腐食速度が速ければ、採掘の生産性は当然に向上する。また、材料の機械的強度をより向上させることでも、より薄肉の部材で機能を達成することができるため、結果として分解に要する時間は短縮でき、採掘の生産性の向上に繋がる。
　また、このような分解性マグネシウム合金は分解性高分子材料と共に使用されることもあり、分解性高分子材料に合わせた分解性や強度が要求されることがある。
　具体的な分解性として、例えば非特許文献１では、分解性フラックプラグとして一般的な腐食速度は、２％ＫＣｌ溶液中で１０００～１５００ｍｇ／ｃｍ２／ｄａｙであることが言及されている。
　特許文献１には、３．９質量％以上１４．０質量％以下のＡｌと、０．１質量％以上０．６質量％以下のＭｎとを含有し、Ｎｉ、Ｃｕ、又はその両方を、０．０１質量％以上１０．０質量％以下含有し、残部がＭｇと不可避不純物からなる分解性Ｍｇ合金が記載されている。
　また、特許文献２には、Ｎｉ、ＦｅおよびＣｕのいずれか１種または２種以上を総量で０．０２～５％（重量％、以下同じ）、Ａｌを０．５～３．５％、Ｚｎを０．２～１．５％含み、残部がＭｇおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする押出材用高腐食性マグネシウム合金が記載されている。
　また、特許文献３には、質量比でＡｌを１～６％、Ｚｎを１～６％、Ｆｅを１～３％、Ｃｕを５～１５％、Ａｇを０．１～１％、Ｎｉを０．１～１．２％含有する腐食性マグネシウム合金が記載されている。
　また、特許文献４には、質量比でＡｌを３．０～１２％、Ｚｎを０．５～５％、Ｃｕを０．５～３％、Ｎａを０．１～１．０％含有する分解性マグネシウム合金が記載されている。
　また、特許文献５には、質量比でＡｌを３～１５％、Ｚｎを０．５～５％、Ｃｕを０～５％、Ｎｉを０～５％含有し、ＣｕとＮｉが同時には０でない分解性マグネシウム合金が記載されている。
ＷＯ２０１７１６８６９６Ａ１ 特開平０２－２３２３３２号公報 ＣＮ１０４４９８７９２Ａ ＣＮ１０７５２３７３２Ａ ＣＮ１０７５８７０１９Ａ
"Degradation Study on Materials for Dissolvable FracPlugs", S. Takahashi et al., Unconventional Resources Technology Conference (URTeC),2901283, DOI 10.15530/urtec 2018 2901283
　これらの文献に示されるように、腐食性または分解性マグネシウム合金は、ＣｕやＮｉなどの、Ｍｇより電位が貴な金属元素を添加することで、Ｍｇマトリックス中にＭｇより貴な金属相または金属間化合物を含む化合物相を形成し、金属間化合物とＭｇ間のマイクロセル腐食により腐食速度を高めるように設計されていることが多い。ＣｕやＮｉなどのＭｇより電位が貴な金属元素の添加量を増やすと腐食速度が速くなるが、その際に生じる金属間化合物の分布が腐食速度に及ぼす影響を開示している先行技術は見当たらない。
　そこでこの発明は、金属間化合物の生成量やサイズおよび分布などを制御することにより、腐食速度と引張強さとを個別に調整し、現場の状況に応じて適切に腐食速度を調整し得るマグネシウム合金を得て、採掘の生産性をさらに向上させることを目的とする。
　この発明は、７．０質量％以上１３．０質量％以下のＡｌと、４．５質量％以上１３．０質量％以下のＣｕと、０質量％以上０．１０質量％未満のＭｎとを含有し、残部がＭｇと不可避不純物とからなり、微細分散された金属間化合物を有するマグネシウム合金により、上記の課題を解決した。このマグネシウム合金からなる分解性構造部材は、腐食速度と引張強さとを個別に調整することができる。
　それぞれの構成成分について述べると、具体的には、Ａｌの添加により主として引張強さが高まる。また、Ｃｕの添加により貴な電位を有するＣｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物を生成させて、α－ＭｇとＣｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物との電位差により、マイクロセル腐食によるα－Ｍｇの減耗を促進することができ、主として分解性が高まる。マグネシウム合金には、Ｃｕの含有量を多くするとＣｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物が多くなったり粗大化したりして、引張強さが低下するという問題があったが、Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物の量と分布を制御し、そのサイズを微細にして分散性を向上させれば、引張強さを低下させることなく腐食速度を上昇させることができる。
　この金属間化合物の微細化と分散化の方法としては、鋳造後の鋳造材に大きなひずみを与えることが選択できる。この大きなひずみを与える加工方法としては、具体的には、引抜、押出、圧延、プレス、ＥＣＡＰ（Ｅｑｕａｌ　Ｃｈａｎｎｅｌ　Ａｎｇｕｌａｒ　Ｐｒｅｓｓｉｎｇ）加工などが挙げられる。ひずみを与えることで、金属間化合物が微細化してサイズが小さくなるとともに、細かくなった金属間化合物が分散して大きな塊が少なくなるため分布が変化し分散性が向上する。
　すなわち、この発明にかかるマグネシウム合金は、含まれるＡｌ量及びＣｕ量と、金属間化合物のサイズと分布とを調整することで、腐食速度と引張強さを好適と想定する値に調節することができる。
　この発明にかかるマグネシウム合金により製造した分解性構造部材は、フラッキングを行う際に用いられ、現場に適した速度で分解させることができ、採掘の生産性を高める。
実施例５の鋳造材の組成像を示すＳＥＭ画像 図１の明視野で観察される金属間化合物のＥＤＳ分析結果 実施例５の鋳造材のＸＲＤスペクトル 実施例５の加工材の組成像を示すＳＥＭ画像 実施例３の鋳造材の組成像を示すＳＥＭ画像 実施例１の鋳造材の組成像を示すＳＥＭ画像 比較例１の鋳造材の組成像を示すＳＥＭ画像 比較例１の加工材の組成像を示すＳＥＭ画像 比較例１の六角形状の金属間化合物のＥＰＭＡ分析結果 比較例３の鋳造材の組成像を示すＳＥＭ画像 比較例３の加工材の組成像を示すＳＥＭ画像 実施例及び比較例における腐食速度のパラメータＰｃの線形関係を示すグラフ 実施例及び比較例におけるＭｎ含有量に対する、推定腐食速度に対する実腐食速度の比をプロットしたグラフ 実施例及び比較例におけるＣｕ含有量に対する、推定腐食速度に対する実腐食速度の比をプロットしたグラフ 実施例における引張強さのパラメータＰｓの線形関係を示すグラフ
　以下、この発明について詳細に説明する。
　この発明は、所定の環境下で高速に腐食を進行させることができるマグネシウム合金及びこれを用いた分解性構造部材、そしてその分解性構造部材における腐食速度の調整方法である。
　この発明にかかるマグネシウム合金のＡｌの含有量は７．０質量％以上であることが必要である。Ａｌの含有量が、少なすぎると鋳造時における湯流れ性が低下し、また、Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物の量が不足してしまうが、７．０質量％以上であれば十分な湯流れ性とＣｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物の量を確保できる。一方、Ａｌの含有量は１３．０質量％以下であることが必要である。Ａｌの含有量が、多すぎるとＣｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物の量が過剰になり、１３．０質量％を超えるとＣｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物がＭｇ腐食の進行を妨害し腐食速度が急激に減退してしまうためである。
　この発明にかかるマグネシウム合金はＭｎを含んでいてもよい。Ｍｎは、不純物として含有される一部の元素を除去する効果があり、わずかながら含有されることで調整すべき腐食速度に他の元素が与える影響を抑制し、マグネシウム合金により製造される分解性構造部材の腐食速度の調整精度を向上させることができる。ただし、Ｍｎの含有量は０．１０質量％未満であることが必要である。Ｍｎの含有量が増えると、Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物にＭｎが含まれるようになり、Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物が粗大になりやすいからである。Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物が粗大になると腐食速度が低下してしまう。
　この発明にかかるマグネシウム合金のＣｕの含有量は４．５質量％以上であることが必要である。Ｃｕを添加することで、この発明にかかるマグネシウム合金を鋳造して得られる構造部材の中に、貴な電位を有するＣｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物が生成される。α－ＭｇとＣｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物との電位差により、マイクロセル腐食によるα－Ｍｇの減耗が促進されて、腐食速度を向上させることができる。通常のＭｇ合金においては上記のＡｌが含有されていると腐食速度が低下する傾向にあるが、Ｃｕの含有量が４．５質量％以上であれば、上記のＡｌの含有量の範囲でも、上記分解性構造部材は実用的な腐食速度を達成できる。特に、Ｃｕの含有量は７．０質量％以上であると好ましい。Ｃｕの含有量が７．０質量％以上であると、Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物の量が増加し、また、このマグネシウム合金を鋳造して得られる分解性構造部材にひずみを与えたときに、Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物が破砕されやすくなると考えられ、Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物相を微細にして、腐食速度を向上させやすくなる。一方で、Ｃｕの含有量は１３．０質量％以下であることが必要である。Ｃｕの含有量が１３．０質量％を超えると鋳造時に粗大なブロック状のＣｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物が生じ、Ｍｇ腐食の進行を妨害し、Ｃｕを添加することにより起こるマイクロセル腐食による腐食速度の向上効果が減殺されてしまう。
　この発明にかかるマグネシウム合金は上記の元素以外の元素を不可避不純物として含有してもよい。この不可避不純物とは、製造上の問題、あるいは原料上の問題のために、意図に反して含有することが避けられないものである。例えば、Ａｇ、Ｆｅ、Ｃａ、Ｃｄ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｌｉ、Ｍｍ（ミッシュメタル）、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｙ、Ｚｎ、Ｚｒなどの元素が挙げられる。この発明にかかるマグネシウム合金の特性を阻害しない範囲の含有量であることが必要であり、一元素あたり０．２質量％未満であると好ましく、０．１質量％未満であるとより好ましい。これらの中でも特に、Ｓｉ、Ｌｉ、Ｉｎ、Ｃａはそれぞれの含有量が０．１質量％未満であると好ましく、０．０５質量％未満であるとより好ましい。不可避不純物であるいずれの元素も、少なければ少ないほど、上記のＣｕによる分解速度の調整にあたって考慮すべき不確定要素が排除されるため好ましく、検出限界未満であると特に好ましい。
　この発明にかかるマグネシウム合金より製造した分解性構造部材は、上記のＡｌ、Ｍｎ、Ｃｕ及び不可避不純物以外はＭｇからなり、微細分散された金属間化合物を有するように加工したものである。
　この発明にかかるマグネシウム合金は、上記の質量％の範囲の組成比となるように、かつ、望ましい分解速度となるように、上記の元素を含む原料を用いて、一般的な方法で調製可能である。なお、上記の質量％は、原料における％ではなく、調製された合金や、それを鋳造、焼結などによって製造した分解性構造部材における％である。
　この発明にかかる好適な分解性構造部材は鋳造により得ることができる。ここで好適であるとは、フラッキングを行う現場において適した腐食速度及び引張強さに調整してあり、採掘の生産性を向上させる性質を有することをいう。
　また、鋳造により得られた分解性構造部材に大きなひずみを与える加工を行うことで、Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物を微細分散させ、腐食速度及び機械的性質を向上させることができる。具体的には、ひずみを与えることで、Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物の平均相当径ｄを小さくすることができる。この平均相当径ｄは基本的に小さいほど好ましい。具体的には、平均相当径ｄが１０μｍ以下であると好ましく、５μｍ以下であるとより好ましく、２μｍ以下であるとさらに好ましい。一方、０．１μｍ未満にすることは現実的には困難であり、０．１μｍ以上が現実的であり、０．５μｍ以上がより実現しやすい値となる。
　ひずみを与える手法としては、鋳造して得られた部材に対して、引抜、押出、圧延、プレス、ＥＣＡＰ（Ｅｑｕａｌ　Ｃｈａｎｎｅｌ　Ａｎｇｕｌａｒ　Ｐｒｅｓｓｉｎｇ）加工するといった手法が挙げられる。得ようとする部材の形状によって、これらの手法を適宜選択するとよい。マグネシウム合金を鋳造した場合、α－Ｍｇの結晶サイズは平均結晶粒径Ｄにして１００～２００μｍになるが、上記の押出、圧延、引抜などによって結晶サイズを５μｍ以上２５μｍ以下程度にまで微細化すると好ましい。
　この発明にかかる分解性構造部材の腐食速度は、Ｃｕの含有量「ＣＵ」とＡｌの含有量「ＡＬ」によって調整できる。その傾向は「ＣＵ」の二乗及び「１／ＡＬ」の二乗に従って調整可能であることが突き止められた。また、Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物の平均相当径ｄによっても調整可能である。これらの値と、定数ｐに対して、下記式（１）の関係が成り立つ。ここで、Ｐｃは腐食速度ＷＥｓｔに対して下記式（２）の一次関数となるパラメータである（ａ１，ｂ１は系ごとに異なる定数）。このため、平均相当径ｄを調整することでも、腐食速度ＷＥｓｔを調整可能である。
　Ｐｃ＝（ＣＵ２／ＡＬ２）／（１＋ｐ×ｄ）　　（１）
　ＷＥｓｔ＝ａ１×Ｐｃ＋ｂ１　　　　　　　　　　（２）
　また、この発明にかかる分解性構造部材の引張強さは、「ＡＬ」の一乗及び「ＣＵ」の一乗に従って調整可能であることが突き止められた。また、上記の平均相当径ｄの平方根にも従って調整可能であることが突き止められた。これらの値と、定数ｕ、ｖに対して、下記式（３）の関係が成り立つ。ここで、Ｐｓは推定される引張強さσＴ，Ｅｓｔに対して下記式（４）の一次関数となるパラメータである（ａ２，ｂ２は系ごとに異なる定数）。このため、平均相当径ｄを調整することで、引張強さσＴ，Ｅｓｔを調整可能である。
　Ｐｓ＝ｕ×ＡＬ－ＣＵ＋ｖ／（ｄ）１／２　　（３）
　σＴ，Ｅｓｔ＝ａ２×Ｐｓ＋ｂ２　　　　（４）
　上記の式（１）～（４）を用いることで、Ａｌ含有量、Ｃｕ含有量及び平均相当径ｄから、任意の引張強さ及び腐食速度を持つマグネシウム合金製の分解性構造部材を調製できる。また、これらの式から、この発明にかかるマグネシウム合金では、腐食速度と引張強さは必ずしも相反するものではないことがわかる。したがって、上記のＡｌ、Ｃｕ、Ｍｎの含有量の範囲においては、これらのパラメータＰｃおよびＰｓ並びに腐食速度および引張強さの関係に基づき、Ａｌ含有量、Ｃｕ含有量、Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物の平均相当径ｄを調整することによって、分解性の高いマグネシウム合金の腐食速度および引張強さを個別に制御することができる。
　この発明にかかるマグネシウム合金による分解性構造部材を適用する製品としては、例えば油井、天然ガス井などの掘削用具が挙げられる。地中深くに導入され高水圧に晒されるため、高圧環境に耐えるだけの強度が必要とされる。一方で、不要になったら地中深くから取り出す手間をかけることなく、掘削作業にあたって導入される水溶液に曝されることで、適度なタイミングで腐食されて分解されることで除外することができる。
　この発明にかかるマグネシウム合金を実際に調製し部材の作製を行った。その手順及び試験方法を説明する。
＜試料作製＞
　Ｍｇ以外の元素の含有成分が下記の表１のそれぞれに記載の質量％となるようにマグネシウム合金を調整して７００℃に加熱し鉄製金型に鋳込んで鋳造材を作製した。次に、約３７０℃に加熱した鋳造材に外力を加えることで、５６０％のひずみを与えて加工材を作製した。この加工により、加工材の断面積は鋳造材の１／３２に減少した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　図１は、実施例５の鋳造材のＳＥＭ観察により取得した組成像である。図２は、図１の明視野で観察される金属間化合物のＥＤＳ分析結果である。図３は、実施例５の鋳造材のＸＲＤ結果である。これらの結果から、鋳造材はα－Ｍｇ、Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物、Ｍｇ１７Ａｌ１２で構成されていることがわかる。図４は、実施例５の加工材のＳＥＭ観察により取得した組成像である。Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物が加工により分断、破砕され、微細に分散していることがわかる。これらのこと、すなわち（１）「鋳造材はα－Ｍｇ、Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物，Ｍｇ１７Ａｌ１２を含むこと」、（２）「加工によりＣｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物が破砕されること」は、その他の実施例および比較例でも同様である。
　表１中のＣｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物の平均相当径ｄとは、加工材のＳＥＭ観察により取得した組成像について画像解析により明視野部を判別することで計測し、その算術平均となるＣｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物の平均相当径ｄ（μｍ）を算出した結果である。また、α－Ｍｇの平均結晶粒径Ｄとは、加工材を粒界腐食した後に光学顕微鏡観察により取得した画像について、画像解析により結晶粒界を判別することで計測し、その算術平均となるα－Ｍｇの平均結晶粒径Ｄを測定した結果である。ここで、平均相当径ｄおよび平均結晶粒径Ｄとなる算術平均は、測定した粒子径の総合計を測定した粒子数で除した値である。実施例および比較例について、Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物のサイズは種々であるが、結晶粒径は大差ない。
　図５および図６は、実施例３および実施例１の鋳造材のＳＥＭ観察により取得した組成像である。Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物に関して、Ｃｕの含有量が少ない実施例３は全面的にその形状が網目状であるのに対し、Ｃｕの含有量が多い実施例１はその形状がバラ状である。すなわち、Ｃｕの含有量が７．０質量％未満であると網目状のＣｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物となり、ひずみを付与したときに応力分布が均一的になり、Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物が破砕されにくく、一方で、Ｃｕの含有量が７．０質量％以上になるとバラ状のＣｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物となるので、ひずみを付与したときに応力集中が生じやすく、比較的小さい付与ひずみでもＣｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物が破砕され微細化され分散性が高くなりやすいことを示していると考えられる。
　図７および図８は、比較例１の鋳造材および加工材のＳＥＭ観察により取得した組成像である。これらの図において観察される六角形状の金属間化合物は、アスペクト比が小さいので、ひずみを付与しても破砕されないことがわかる（図中矢印部参照）。また、図９はこの六角形状の金属間化合物のＥＰＭＡ分析結果であり、この六角形状の金属間化合物がＭｇ，Ａｌ、Ｃｕ、Ｍｎで構成される金属間化合物であることを示している。これは比較例２でも同様である。このような金属間化合物は、比較例６、１０でもわずかに観察されるが、その他の実施例と比較例では観察されない。このことは、Ｍｎ添加が粗大金属間化合物の生成要因であることを示している。
　図１０および図１１は、Ｃｕの含有量が１３．０質量％を超える比較例３の鋳造材および加工材のＳＥＭ観察により取得した組成像である。粗大なブロック状の金属間化合物が観察され、この粗大な金属間化合物はアスペクト比が小さいので、ひずみを付与しても破砕されない。これは比較例４でも同様であり、比較例７でもわずかに観察される。このことは、Ｃｕの含有量が１３．０質量％を超えると、Ｃｕはアスペクト比が小さい粗大なブロック状の金属間化合物を生成することに主として費やされることを示している。
＜鋳造性試験＞
　それぞれの原料を調整して７００℃に加熱し、表２に示す組成で厚さ５ｍｍ、幅３５ｍｍ、長さ２３５ｍｍの直方体鋳物を作製できる鉄製金型に注湯した。なお、鉄製金型は長尺の端部が解放されており、反対側の端部には空気穴が設けられていて、注湯は解放部から行った。得られた鋳造試験体の長さは表２に示すようになり、十分な鋳造性を得るためにはＡｌの含有量が７．０質量％以上であることが望ましいことがわかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
＜腐食速度及び機械的性質試験＞
　それぞれの実施例及び比較例にかかる加工材を２％ＫＣｌ水溶液（９３℃）中に浸漬し、試験体の試験前後の質量（ｍｇ）及び表面積を測定して一日あたりの腐食速度（ｍｇ／ｃｍ２／ｄａｙ：ｍｃｄ）を算出した。また、これらの加工材から、ＪＩＳＺ２２４１（ＩＳＯ６８９２）に準拠して引張試験を行った。これらの試験結果を表３に示す。ここで、比較例５は腐食試験後に表面が白色を呈していたのに対し、他の実施例および比較例は腐食試験後に表面が灰色を呈していた。また、比較例５は他の実施例と比べて極端に腐食速度が小さかった。これは、Ａｌの含有量が多すぎて安定な腐食生成物が生成し付着したためと考えられる。よって、Ａｌの含有量は１３．０％質量以下であることが望ましい。
　表１より、実施例１１、実施例１３、比較例１０はＡｌ及びＣｕの含有量と金属間化合物の平均相当径ｄは同等で、Ｍｎの含有量は順に０．０３２質量％、０．０７７質量％、０．１０質量％と異なる。表３より、実施例１１と実施例１３の腐食速度は２６１６ｍｃｄと２７９７ｍｃｄで同等であるが、比較例１０の腐食速度は２２５９ｍｃｄと小さい。Ｍｎの含有量が０．１０質量%以上になると腐食速度が低下することを示している。
　実施例１～１０の加工材の腐食速度は、図１２に示すように、Ａｌ含有量ＡＬ（質量％）、Ｃｕ含有量ＣＵ（質量％）、Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物の平均相当径ｄ（μｍ）で表されるパラメータＰｃによって前記式（１）のとおり線形関係に整理できる。
　Ｐｃ＝（ＣＵ２／ＡＬ２）／（１＋ｐ×ｄ）　　（１）
　ここで、ｐは定数であり、本実施例の場合はｐ＝０．３８となる。前記式（１）及び前記式（２）に基づき腐食速度を推定でき、Ｅｓｔｉｍａｔｅｄ　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｒａｔｅ：ＷＥｓｔ＝１６９７×Ｐｃ＋９４９……（５）となり、推定腐食速度を元に任意の腐食速度のマグネシウム合金を設計できる。
　上記式（１）より、Ｃｕの含有量が多いほど腐食速度が大きく、Ａｌの含有量が多いほど腐食速度が小さくなることがわかる。十分な湯流れ性を得るためにはＡｌの含有量が７．０質量％以上であると好ましい。Ａｌの含有量が７．３８質量％、Ｃｕの含有量が４．６５質量％である実施例２は、腐食速度が１３６２ｍｃｄである。この腐食速度は分解性フラックプラグとして一般的な分解速度である１０００～１５００ｍｃｄと同等であるから、分解性の高いマグネシウム合金として実用的な腐食速度を得るためにはＣｕの含有量が４．５質量％以上であると好ましいといえる。なお、図１２中には比較例のデータも記載しており、比較例の腐食速度は実施例から得られる線形関係よりも低い水準であり、前述した金属組織的特徴により腐食速度が下がったことも示されている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表４は、表３の腐食速度を上記式（５）のＷＥｓｔで除した値を示したものである。実施例１～１４ではこの値が０．９０～１．１０であるのに対し、比較例１～７ではこの値はいずれも０．８１以下であり、比較例の腐食速度が上記式（５）から得られる推定腐食速度より低い水準であることを明確に表している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　図１３は、実施例１～１４および比較例１、２、６、１０の加工材について、横軸にＭｎの含有量、縦軸に表４の値を取ってグラフに表したものである。Ｍｎの含有量が０．１０質量％以上となる比較例では腐食速度が上記式（５）から得られる推定腐食速度より低い水準であることがわかる。
　図１４は、実施例１～１４および比較例３，４，７の加工材について、横軸にＣｕの含有量、縦軸に表４の値を取ってグラフに表したものである。Ｃｕの含有量が１３．０質量％を超える比較例では腐食速度が上記式（５）から得られる推定腐食速度より低い水準であることがわかる。
　また、実施例１～１４の加工材の引張強さは、図１５に示すように、Ａｌ含有量ＡＬ（質量％）、Ｃｕ含有量ＣＵ（質量％）、Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物の平均相当径ｄ（μｍ）で表されるパラメータＰｓによって前記式（３）のとおり線形関係に整理できる。
　Ｐｓ＝ｕ×ＡＬ－ＣＵ＋ｖ／（ｄ）１／２　　（３）
　ここで、ｕ，ｖは定数であり、本実施例の場合はｕ＝３，ｖ＝４０である。この線形関係から、前記式（４）に基づき引張強さを推定でき、Ｅｓｔｉｍａｔｅｄ　ｕｌｔｉｍａｔｅ　ｔｅｎｓｉｌｅ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ：σＴ，Ｅｓｔ［ＭＰａ］＝２．５７７×Ｐｓ＋１８５……（６）となり、推定引張強さを元に任意の強度のマグネシウム合金を設計できる。
　上記式（１）および上記式（３）から、腐食速度と引張強さは必ずしも相反するものではないことがわかる。したがって、質量％にして７．０≦Ａｌ≦１３．０、４．５≦Ｃｕ≦１３．０　、０≦Ｍｎ＜０．１０の組成範囲においては、これらのパラメータＰｃおよびＰｓ並びに腐食速度および引張強さの関係に基づき、Ａｌ含有量、Ｃｕ含有量、Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物の平均相当径を調整することによって、マグネシウム合金により製造した分解性構造部材の腐食速度および引張強さを個別に制御することができる。
　たとえば、上記式（１）および上記式（５）より、金属間化合物の平均相当径ｄを０．５μｍ以上２μｍ未満に制御できる場合、腐食速度を１５００ｍｃｄ以上に調整するためには、Ｃｕの含有量を１２．０質量％を超え１３．０質量％以下の範囲で調製することが好ましい。また、製造の都合または部材の形状に制約されて平均相当径ｄを２μｍ以上４μｍ以下にしかできない場合、腐食速度を１５００ｍｃｄ以上にするためには、Ａｌの含有量を１０．０質量％以上１１．０質量％以下とし、Ｃｕの含有量を１０．０質量％を超え１３．０質量％以下とする範囲で調製することが好ましい。また、平均相当径ｄを０．８μｍ以上１．２μｍ以下に制御できる場合、引張強さが３００ＭＰａ以上かつ腐食速度が２０００ｍｃｄ以上５５００ｍｃｄ未満の範囲で目標とするの腐食速度を有する分解性マグネシウム合金または部材を設計するには、上記式（１）、（３）、（５）、（６）より、Ａｌの含有量を７．０質量％以上１３．０質量％以下、Ｃｕの含有量を１２．５質量％以上１３．０質量％以下の範囲で化学組成を調製することが好ましい。特に、上記に加えて、引張強さが３０５ＭＰａ以上かつ腐食速度が２５００ｍｃｄ以上５０００ｍｃｄ未満の範囲での目標とする腐食速度を有する分解性マグネシウム合金または部材を設計するには、Ａｌの含有量を７．７質量％以上１０．８質量％以下、Ｃｕの含有量を１２．５質量％以上１３．０質量％以下の範囲で化学組成を調製することが好ましい。また、同じく平均相当径ｄを０．８μｍ以上１．２μｍ以下に制御できる場合、引張強さが３１５ＭＰａ以上かつ腐食速度が１５００ｍｃｄ以上４０００ｍｃｄ未満の範囲での目標とする腐食速度を有する分解性マグネシウム合金または部材を設計するには、Ａｌの含有量を９．０質量％以上１３．０質量％以下、Ｃｕの含有量を９．０質量％以上１３．０質量％以下の範囲で化学組成を調製することが好ましい。

Claims (4)

  1. 　７．０質量％以上１３．０質量％以下のＡｌと、４．５質量％以上１３．０質量％以下のＣｕと、０質量％以上０．１０質量％未満のＭｎと、残部がＭｇと不可避不純物からなり、微細分散された金属間化合物を有するマグネシウム合金。
  2. 　請求項１に記載のマグネシウム合金からなる分解性構造部材。
  3. 　請求項１に記載の組成比であるマグネシウム合金を鋳造した後に、加工によりＣｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物を微細化及び分散化する工程を備える分解性構造部材の製造方法。
  4. 　請求項１に記載の組成比であるマグネシウム合金または請求項２に記載の分解性構造部材において、Ｃｕ－Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物のサイズと分布を調整することにより、分解速度と機械的性質のいずれかまたは両方を調整する方法。
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