JPH06184712A

JPH06184712A - 高強度アルミニウム合金の製造方法

Info

Publication number: JPH06184712A
Application number: JP4357081A
Authority: JP
Inventors: Kazuaki Sato; 和明佐藤; Yukio Okochi; 幸男大河内; Tetsuya Suganuma; 徹哉菅沼
Original assignee: Toyota Motor Corp
Current assignee: Toyota Motor Corp
Priority date: 1992-12-22
Filing date: 1992-12-22
Publication date: 1994-07-05

Abstract

(57)【要約】【目的】急冷凝固アルミニウム合金粉末から延性およ
び強度に優れたアルミニウム合金押出材を製造する方
法。【構成】一般式、Ａｌ_aＬｎ_bＭ_c（ただし、Ｌｎは
希土類元素、Ｍは遷移金属元素の１種または２種以上
で、ａ、ｂ、ｃは原子％で、５０≦ａ≦９７．５、０．
５≦ｂ≦３０、０．５≦ｃ≦３０、）で表される組成を
有し、微細結晶相を、５〜５０体積％のアモルファス相
が取り囲むセル状の複相組織を有する急冷凝固したアル
ミニウム合金を用いたので、添加元素の固溶効果の少な
い結晶相が多くなり、粉末を固化した後にもマトリック
ス相に過剰な固溶強化がなく、また、原料として微細結
晶相をアモルファス相が取り囲む複合組織のものを用い
たので、固化の際に析出する金属間化合物の粒径は使用
した粉末のアモルファス相の厚さにほぼ対応してアモル
ファス相から微細金属間化合物が均一に分散し、高強度
のアルミニウム合金を得ることができる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は粉末もしくはリボン形状
の非晶質急冷凝固アルミニウム合金から高強度のバルク
材を得ることのできる高強度アルミニウム合金の製造方
法に関する。

【０００２】

【従来の技術】アモルファス合金、すなわち非晶質合金
は、物質を構成する原子の配列が結晶様の長周期規則性
を持たないものと定義され、一般に融液の急冷、電着、
蒸着、スパッタリングなどの製法により作製される。こ
の非晶質合金は、対応する結晶質合金と比較して、材料
特性の上で種々の優れた特性を持っていることは良く知
られている。

【０００３】Ａｌ基合金においても、非晶質合金が得ら
れることは従来から良く知られており、金属−金属系非
結質合金としては、Ａｌ−Ｌｎ２元合金（Ｌｎ＝Ｙ、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ）、あるいはＡｌ−Ｌｎ−
ＴＭ３元合金（ＴＭ＝Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃ
ｏ、Ｎｉ）などがある。

【０００４】Ａｌ−Ｌｎ２元合金の硬さ（Ｈｖ）と引張
強さ（σｆ）とは、Ｌｎ量の増加に伴い増大し、２元非
晶質合金でのＨｖとσｆの最高値は２５０および８７５
ＭＰａである。さらに高い機械的強度がＡｌ−Ｌｎ−Ｔ
Ｍ３元非晶質合金において得られており、Ａｌ−Ｌｎ−
Ｎｉ系においてσｆとＨｖの最高値はそれぞれ１１４０
ＭＰａ、３４０であって、これらの値はＡｌ基結晶質合
金の最高値（５５０ＭＰａ、１８０）を大きく上回って
おり、Ａｌ基非晶質合金が優れた機械的性質を有するこ
とがわかる。

【０００５】また、特開平１−２７５７３２号公報にお
いては、一般式：Ａｌ_aＭ_bＸ_c （但し、Ｍ：Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍ
ｏ、Ｗ、Ｃａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｎｂから選ばれる１
種もしくは２種以上の金属元素、Ｘ：Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、
Ｓｍ、Ｎｄ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｍｍ（ミッシュメタル）から
選ばれる１種もしくは２種以上の金属元素、ａ、ｂ、ｃ
は原子パーセントで、ａ：５０〜９５ａｔ％、ｂ：０．
５〜３５ａｔ％、ｃ：０．５〜２５ａｔ％）からなる３
元合金を急冷凝固することにより、引張強度８７〜１０
３ｋｇ／ｍｍ²、降伏強度８２〜９６ｋｇ／ｍｍ²の非晶
質または非晶質と微細結晶質の複合体が得られている。

【０００６】Ａｌ−Ｌｎ−Ｎｉ３元系の非晶質合金にお
いて、優れた機械的強度が得られることは前記の通りで
あるが、さらにＡｌ₈₈Ｎｉ₁₀Ｙ₂合金を基本組成とし、
Ｎｉの一部をＭｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｚｒ等で置換する４元
合金についての研究がなされ、Ａｌ₈₈Ｎｉ₅Ｙ₂Ｆｅ₅合
金において１４００ＭＰａ、Ａｌ₈₈Ｎｉ₈Ｙ₂Ｍｎ₂合金
において１４７０ＭＰａの高い引張強さが得られている
（日本学術振興会アモルファス材料第１４７委員会第３
０回研究資料）。

【０００７】このように、Ａｌ−希土類−遷移金属系合
金は液体急冷凝固により、アモルファスに代表される非
平衡状態となり、従来材の２〜３倍の強度と１８０°密
着曲げの可能な延性を示す。しかし、これら急冷材はい
ずれも粉末またはリボン形状として得られるため、部品
の材料として用いる場合にはバルク化が必要である。

【０００８】そのため、これら非晶質合金のバルク化の
試みが従来からなされており、例えば特開昭６１−２５
０１２３号公報の圧縮体物品の発明においては、少なく
とも５０％、好ましくは１００％非晶質合金粒子を非晶
質の状態で圧縮結合させ、次いでこの非晶質物品を熱処
理して、きわめて微細な結晶粒子組織の圧縮体物品を得
ている。また、特開平３−２０２４３１号公報の焼結部
材の製造方法の発明においては、準安定相である非晶質
組織の高硬度軽合金粉末を用いて圧粉体を成形し、熱間
塑性加工を施すことによって、安定相である結晶組織の
焼結部材を得ている。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記い
ずれの急冷凝固粉末の固化方法においても、アモルファ
ス合金が結晶化温度近傍の吸熱温度域で急激に軟化する
特性を利用するものであるため、結晶化、化合物の析
出、組織の粗大化等により、急冷の効果を失ってしま
い、アモルファス合金の持つ本来の特性が引き出せない
という問題点がある。

【００１０】さらに、アモルファス粉末は、溶質元素が
過剰に固溶している状態に相当し、それを原料として用
いると、得られた微細結晶質のバルク材も、やはり溶質
元素が過剰に固溶して固溶強化されており、延性がせい
ぜい４％位までで、脆くなって所望の強度が確保できな
いという問題点もある。

【００１１】本発明はＡｌ−希土類−遷移金属系の非晶
質合金粉末またはリボン等をバルク化する際の前記のご
とき問題点を解決するためになされたものであって、延
性に優れ引張強さの強い合金の得られる高強度アルミニ
ウム合金の製造方法を提供することを目的とする。

【００１２】

【課題を解決するための手段】発明者等は非晶質合金粉
末を１００％用いてバルク化すると、固溶強化により延
性が低下することに鑑み、微細結晶相との混合相を用い
ることを着想し、その配合割合と強度および延性との関
連について研究を重ねた。その結果、アモルファス相を
５〜５０％混合することにより、優れた強度と延性が得
られることを知見した。

【００１３】また、粉末の組織とバルク化後の組織との
関連について研究を進めたところ、バルク化後に析出す
る金属間化合物がアモルファス相の厚さにほぼ対応する
ことを新たに知見し、微細結晶相を、５〜５０体積％の
アモルファス相が取り囲むセル状の複相組織とすること
により微細な金属間化合物を均一に分散させることに成
功して本発明を完成した。

【００１４】本発明の高強度アルミニウム合金の製造方
法は、一般式、Ａｌ_aＬｎ_bＭ_c ただし、式中のＬｎ：Ｍｍ（ミッシュメタル）、Ｙ、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｎｄ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａから選ばれる
１種以上の金属元素、Ｍ：Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒ、
Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｓｉから選ばれる
１種以上の金属元素、ａ、ｂ、ｃは原子％で、５０≦ａ≦９７．５、０．５≦
ｂ≦３０、０．５≦ｃ≦３０、で表される組成を有し、
微細結晶相を、５〜５０体積％のアモルファス相が取り
囲むセル状の複相組織を有する急冷凝固したアルミニウ
ム合金に、アモルファスの結晶化温度以上の温度で塑性
加工を施し、微細結晶マトリックス中に前記Ａｌ、Ｌ
ｎ、Ｍのうち２種以上からなる金属間化合物が分散した
組織を得ることを要旨とする。

【００１５】Ｍｍはミッシュメタルを表し、ミッシュメ
タルとは主要元素がＬａ、Ｃｅであり、そのほかに上記
Ｌａ、Ｃｅを除く希土類（ランタノイド系列）元素およ
び不可避不純物（Ｓｉ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ａｇ等）を含有す
る複合体の通称であり、成分はＣｅ４５〜５４ｗｔ％、
Ｌａ２３〜３２ｗｔ％、Ｎｄ１３〜１９ｗｔ％、Ｐｒ３
〜８ｗｔ％、Ｆｅ１％未満、その他１ｗｔ％未満であ
る。

【００１６】本発明の高強度アルミニウム合金におい
て、微細結晶相を、５〜５０体積％のアモルファス相が
取り囲むセル状の複相組織を有する急冷凝固したアルミ
ニウム合金を得るには、前記組成を有する合金の溶湯を
液体急冷凝固法で急冷凝固することにより得られる。液
体急冷凝固法は溶融した金属・合金を急速に冷却して過
冷させ、その構造を凍結させて非晶質を得る方法であっ
て、数１００ｍｇ程度の薄片を得るガン法、ピストン・
アンビル法、あるいは薄帯を連続的に得ることができる
遠心法、単ロール法、双ロール法、粉体が得られるスプ
レー法、高圧溶湯の噴霧法、細線として得られる回転液
中紡糸法などがある。

【００１７】本発明には、単ロール法、双ロール法また
は高圧溶湯噴霧法が特に有効である。これらの方法では
１０⁴〜１０⁶℃／秒程度の冷却速度が得られる。この単
ロール法、双ロール法により薄帯を製造するには、ノズ
ル孔を通して約３００〜１００００ｒｐｍの範囲の一定
速度で回転している直径３０〜３００ｍｍの銅あるいは
鋼製のロールに溶湯を噴出する。これにより幅が約１〜
３００ｍｍ厚さが約５〜５００μｍの非晶質薄片を製造
することができる。

【００１８】高圧溶湯噴霧法により非晶質粉末を得るに
は、滴下させた溶湯に４０〜１００ｋｇｆ／ｃｍ²の高
圧の窒素あるいはアルゴンガスやヘリウムガスなどを吹
き付けて、溶湯を急冷させることにより得られる。

【００１９】回転液中紡糸法により、非晶質細線を得る
には、約５０〜５００ｒｐｍで回転するドラム内に遠心
力により保持された深さ１〜１０ｃｍの冷却液層を形成
し、この回転する冷却液層中に、ノズル孔を通じ、アル
ゴン背圧にて、溶湯を噴出することにより得られる。な
お、非晶質相あるいは微細結晶相を得るには、液体急冷
凝固法の他に、真空蒸着法、スパッタ法あるいは気相化
学反応法（ＣＶＤ法）などを用いることができる。

【００２０】液体急冷凝固法等によって得られたアルミ
ニウム合金が、非晶質と微細結晶質の混相であるかまた
は微細結晶質であるかどうかは、通常のＸ線回折法によ
って知ることができる。すなわち、非晶質の存在は、非
晶質組織特有のハローパターンを示し、非晶質と微細結
晶質の複合体である場合は、ハローパターンと微細結晶
質に起因する回折ピークの合成された回折パターンが示
される。

【００２１】また、非晶質合金は示差走査熱量計（ＤＳ
Ｃ）において、結晶化温度（Ｔ_X）以上の温度で発熱と
して検出される。また、得られた合金粉末が本発明の特
許請求の範囲に規定する複合組織を有するか否かは、Ｘ
線回折およびＴＥＭ写真により確認することができる。
すなわち、請求範囲に示す組織を有する粒径範囲を決定
し、ふるいによる分級が行われる。

【００２２】粉末を固化するための塑性加工は、圧粉体
を成形後直接押し出すか、あるいは粉末をアルミニウ
ム、銅等の缶に詰め脱ガスを行いながらビレットを作製
し間接押出機で押し出して固化材を作製する。押出比
（面積比）は少なくとも５以上とすることが好ましい。

【００２３】

【作用】本発明で用いられる急冷凝固したアルミニウム
合金粉末は、添加元素の固溶量の多いアモルファス相の
量を５〜５０体積％に規制したので、添加元素の固溶効
果の少ない結晶相が多くなり、粉末を固化した後にもマ
トリックス相に過剰な固溶強化がなく、高強度で延性の
優れたアルミニウム合金固化物が得られる。

【００２４】また、原料として微細結晶相をアモルファ
ス相が取り囲む複合組織のものを用いたので、固化の際
に析出する金属間化合物の粒径は使用した粉末のアモル
ファス相の厚さにほぼ対応しており、固化の際の塑性加
工によるセル組織の分断により、アモルファス相から微
細金属間化合物が均一に分散し、組織の微細化による強
化、金属間化合物の分散強化に加えて、適度の固溶強化
を得ることができるので、高強度となる。

【００２５】前記一般式で示される本発明のアルミニウ
ム合金において、原子％でａを５０〜９７．５％の範囲
に、ｂおよびｃを０．５〜３０％の範囲にそれぞれ限定
したのは、その範囲から外れると非晶質化しにくくなっ
たり、固溶限を越えた過飽和固溶体を形成しにくくなる
ために、前記液体急冷を利用した工業的な急冷手段では
本発明の目的とする５〜５０体積％のアモルファス相が
取り囲むセル状の複相組織を有する急冷凝固したアルミ
ニウム合金を得ることができなくなるからである。

【００２６】Ｌｎ元素はＭｍ（ミッシュメタル）、Ｙ、
Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｎｄ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａから選ばれ
る１種以上の金属元素であり、特に非晶質形成能を向上
させると共に、非晶質相の結晶化温度を上昇させる効果
を分担する。これにより耐食性を著しく改善させると共
に、非晶質相を高温まで安定に存在させることができ
る。また、微細結晶質合金を製造する条件下にあって
は、Ｍ元素と共存して、微細結晶相を安定化させる効果
を持つ。

【００２７】Ｍ元素はＶ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎ
ｉ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃａ、Ｌｉ、Ｍｇ、
Ｓｉから選ばれる１種以上金属元素であり、Ｌｎ元素と
共存して非晶質形成能を向上させる効果および非晶質の
結晶化温度を上昇させる効果も示すが、ここでは非晶質
相の強度を著しく向上させる効果が重要である。一方、
微細結晶質相を製造する条件下においては、微細結晶相
を安定化させる効果を持ち、アルミニウム元素および他
の添加元素と安定または準安定な金属化合物を形成し、
アルミニウムマトリックス（α相）中に均一微細に分散
させ合金の強度を著しく向上させる。

【００２８】本発明で用いる急冷凝固したアルミニウム
合金の体積率を５〜５０体積％に限定したのは、５％未
満では結晶質相が多くなり充分な強度が得られないから
であり、５０％を越えると延性が急激に低下し、結晶押
出材は脆くなり、強度の低下を招くからである。

【００２９】また、本発明においては、固化温度は２５
０〜４００℃とすることが好ましい。２５０℃未満の温
度では結晶化が不充分となり、高強度が得られず、４０
０℃を越えると組織、特に金属間化合物の粗大化、固溶
硬化の消失を招き、強度が急激に低下するためである。

【００３０】

【実施例】本発明の実施例を比較例と対比して説明し、
本発明の効果を明らかにする。表１に示す本発明の組成
範囲にある母合金を高周波溶解により溶製し、高圧ガス
アトマイズ法により急冷凝固粉末を作製した。噴霧には
ヘリウムガスを１００ｋｇｆ／ｃｍ²で使用し、ノズル
径はΦ１ｍｍとした。

【００３１】この粉末についてＸ線回折、組織観察を行
って、本発明の特許請求の範囲に示す組織を有する粒径
範囲を決定した。表１においてＮｏ．５を除いて、粒径
２５μｍ以下の全ての粉末で本発明の特許請求の範囲に
示す組織を有する粉末が得られた。

【００３２】また、Ｎｏ．５においては、粒径１０〜４
５μｍの範囲で上記組織を有する粉末が得られた。Ｎ
ｏ．５において、粒径１０μｍ以下のものはアモルファ
ス相の体積率が５０％以上となり、４５μｍ以上ではＡ
ｌ結晶相と金属間化合物とからなる組織となった。そこ
で、１０μｍ以下の粉末を用いたものを比較例Ｎｏ．１
とし、４５μｍ以上の粉末を用いたものを比較例Ｎｏ．
２とした。

【００３３】

【表１】

【００３４】図１は実施例Ｎｏ．４の急冷粉末の粒子構
造を表すＴＥＭ像であって、図１（ａ）は明視野像、図
１（ｂ）は電子回折像、図１（ｃ）は暗視野像である。
ＥＤＸ分析により、明視野像における白い結晶相はＡ
ｌ、それを取り囲むようにして存在する黒い部粉はＡ
ｌ、Ｍｍ、Ｆｅからなることを確認した。また両相を含
んだ範囲から得られた電子回折にはアモルファス相の存
在を示すハローリングが観察され、このハローリングか
ら得られた暗視野像により、Ａｌを取り囲む相がアモル
ファス相であることが確認された。また、アモルファス
相の存在は示差走査熱量計によっても確認した。

【００３５】前記Ｘ線回折によって、本発明の特許請求
の範囲に示す組織を有する粒径範囲を決定した後、ふる
いによる分級を行い、粉末の組織を観察したところ、実
施例Ｎｏ．１〜８のアモルファス体積％は５〜５０％で
あった。また、比較例Ｎｏ．１は１００％Ａｌ結晶相で
あり、比較例Ｎｏ．２はＡｌ結晶相に金属間化合物が析
出した組織であった。

【００３６】分級した各粉末は圧粉体に形成後、温度３
５０℃で押出比１２：１で押し出し、真密度押出材を得
て、この押出材の引張強さおよび延性を測定した。な
お、押出材の引張試験には平行部φ５ｍｍ×２５ｍｍの
試験片を用い、インストロン型の引張試験機により、１
ｍｍ／ｍｉｎのクロスヘッドスピードで強度の測定を行
った。得られた結果は表１にまとめて示した。

【００３７】表１に示したように、比較例Ｎｏ．１では
使用粉末においてアモルファス相が１００％であったの
で、押出材でのＡｌ相の固溶強化の程度が大きく、延性
が１．０％以下であり、それに伴って引張強さも６８０
ＭＰａであった。また、比較例Ｎｏ．２の粉末はＡｌ結
晶相に金属間化合物が析出した組織であったため、押出
材の延性は４．０％であり比較例Ｎｏ．１と比較して向
上したが、引張強さが５７０ＭＰａと不充分であった。

【００３８】これに対して、本発明の実施例Ｎｏ．１〜
８は、伸びが５．５〜９．０％であって、引張強さも７
６０〜８９０ＭＰａであって、本発明方法により高強度
のアルミニウム合金押出材の得られることが確認され
た。

【００３９】図２は実施例Ｎｏ．４の押出材の粒子構造
を表すＴＥＭ写真である。図２の写真から明らかなよう
に、０．１〜０．２μｍのＡｌ相マトリックスに５０ｎ
ｍ以下の微細な金属間化合物が分散している組織である
ことがわかる。ＥＤＸの結果から金属間化合物はＡｌ−
ＣｅおよびＡｌ−Ｆｅの金属間化合物であることが分か
ったが組成比の同定はできなかった。金属間化合物の粒
径は使用した粉末のアモルファス層の厚さにほぼ対応し
ており、固化の際の塑性加工によるセル組織の分断、ア
モルファス相からの微細金属間化合物の均一分散が生じ
たと思われる。

【００４０】比較例Ｎｏ．１およびＮｏ．２でもほぼ同
様の組織が観察されたが、Ｘ線回折から求めた格子定数
（Ａｌ＝０．４０４７ｎｍ）は実施例Ｎｏ．４およびＮ
ｏ．５では０．４０５２ｎｍ、比較例Ｎｏ．１では０．
４０５６ｎｍ、比較例Ｎｏ．２で０．４０５０ｎｍであ
った。この結果から、本発明の範囲より、アモルファス
相の体積率が増えると押出材でのＡｌ相の固溶強化の程
度が大きくなり過ぎて硬化し、延性が不足して強度の低
下を招くものと思われる。すなわち、本発明の組織を限
定することにより、組織の微細化による強化、金属間化
合物の分散強化に加えて、適度の固溶強化を得ることが
可能となり、高強度結晶材が得られるものと考えられ
る。

【００４１】なお、実施例では希土類金属としてＭｍを
使用しているが、これはコストが他と比較して安価なた
めに選択したものであって、Ｃｅ、Ｌａ、Ｙの希土類で
も本発明の限定による高強度結晶材が得られた。また遷
移金属はＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃ
ｕ、Ｚｒの１種または２種以上において効果を確認し
た。

【００４２】

【発明の効果】本発明の高強度アルミニウム合金の製造
方法は以上詳述したように、一般式、Ａｌ_aＬｎ_bＭ_c
（ただし、Ｌｎは希土類元素、Ｍは遷移金属元素の１種
または２種以上で、ａ、ｂ、ｃは原子％で、５０≦ａ≦
９７．５、０．５≦ｂ≦３０、０．５≦ｃ≦３０、）で
表される組成を有し、微細結晶相を、５〜５０体積％の
アモルファス相が取り囲むセル状の複相組織を有する急
冷凝固したアルミニウム合金を用いたので、添加元素の
固溶効果の少ない結晶相が多くなり、粉末を固化した後
にもマトリックス相に過剰な固溶強化がなく、高強度で
延性の優れたアルミニウム合金固化物が得られる。ま
た、原料として微細結晶相をアモルファス相が取り囲む
複合組織のものを用いたので、固化の際に析出する金属
間化合物の粒径は使用した粉末のアモルファス相の厚さ
にほぼ対応してアモルファス相から微細金属間化合物が
均一に分散し、組織の微細化による強化、金属間化合物
の分散強化に加えて、適度の固溶強化を得ることができ
るので、高強度のアルミニウム合金を得ることができ
る。さらに、原料となる合金粉末のアモルファス量が少
なくても良いので、アモルファス形成能の小さい低合金
側の組成のものを用いることを可能とし、またより低冷
却速度で所望の組織の合金粉末を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明で用いられた急冷凝固アルミニウム合金
粉末の粒子構造を表すＴＥＭ写真である。

【図２】本発明の実施例で得られた押出材の粒子構造を
表すＴＥＭ写真である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁵ 識別記号庁内整理番号ＦＩ技術表示箇所Ｃ２２Ｃ 45/08 Ｃ２２Ｆ 1/00 Ｂ

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】一般式、Ａｌ_aＬｎ_bＭ_c ただし、式中のＬｎ：Ｍｍ（ミッシュメタル）、Ｙ、Ｌ
ａ、Ｃｅ、Ｓｍ、Ｎｄ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａから選ばれる
１種以上の金属元素、Ｍ：Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒ、
Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｓｉから選ばれる
１種以上の金属元素、ａ、ｂ、ｃは原子％で、５０≦ａ
≦９７．５、０．５≦ｂ≦３０、０．５≦ｃ≦３０、で表される組成を有し、微細結晶相を、５〜５０体積％
のアモルファス相が取り囲むセル状の複相組織を有する
急冷凝固したアルミニウム合金に、アモルファスの結晶
化温度以上の温度で塑性加工を施し、微細結晶マトリッ
クス中に前記Ａｌ、Ｌｎ、Ｍのうち２種以上からなる金
属間化合物が分散した組織を得ることを特徴とする高強
度アルミニウム合金の製造方法。