KR100481250B1 - 인성내열성알루미늄합금및이의제조방법 - Google Patents

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도쿠리쓰교세이호징 가가쿠 기주쓰 신코 기코
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Abstract

본 발명은 알루미늄, 전이 금속 원소 및 희토류 원소를 포함하고, 알루미늄 매트릭스와 당해 알루미늄 매트릭스에 망상 구조를 형성하도록 석출된 금속간 화합물을 포함하는 변형된 구조를 갖는 인성의 내열성 알루미늄 합금에 관한 것이다. 또한, 본 발명은 전이 금속 원소와 희토류 원소를 함유하는 액체 알루미늄 합금을 102 내지 105K/sec의 냉각 속도로 급냉, 고형화시켜 알루미늄계 과포화 고체 용액을 수득하는 단계 및 급냉된 알루미늄계 과포화 고체 용액을 473K 이상의 열처리 온도에서 열처리하는 단계[여기서, 열처리 온도에 대한 온도 상승 속도는 1.5K/sec 이상이다]를 포함하여, 인성의 내열성 알루미늄 합금을 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

인성 내열성 알루미늄 합금 및 이의 제조방법
본 발명은 높은 인성이 요구되는 부품 또는 구조 재료로 사용될 수 있는, 인성이 크고 내열성이 우수한 알루미늄 합금에 관한 것이다.
다양한 연구를 통해 초급냉에 의해 무정형 금속, 과포화 고용체 및 미세 결 정성 금속을 함유하는 합금을 원료로 하여 제조된 고강도 알루미늄 합금이 제공되었다. 예를 들면, 일본 특허공고 제(평)6-21326호에는 화학식 AlaMbXc의 3원 합금[여기서, M은 Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Zr, Ti, Mg 및 Si로부터 선택된 하나 이상의 원소이고, X는 Y, La, Ce, Sm, Nd, Nb 및 Mm(미시 메탈; mish metal)으로부터 선택된 하나 이상의 원소이고, a, b 및 c는 각각의 원소의 원자%로, a는 50 내지95%이고, b는 0.5 내지 35%이고, c는 0.5 내지 25%이다]을 초급냉 응고시키는 경우인장 강도가 853 내지 1010MPa(87 내지 103kgf/mm2)이고 항복 강도가 804 내지941MPa(82 내지 96kgf/mm2)인 무정형 합금, 또는 무정형 물질과 미세 결정성 물질과의 복합체가 수득된다고 기재되어 있다.
생성되는 알루미늄 합금은 인장 강도가 종래의 결정성 알루미늄 합금의 2배이상 높지만 샤르피 충격 강도는 종래의 잉곳(ingot) 알루미늄 강도의 약 1/5 미만이다.
일본 공개특허공보 제(평)5-1346호에는 화학식 AlaMbLnc 또는 화학식 AlaMbXdLnc의 합금 시스템[여기서, M은 Co, Ni 및 Cu로부터 선택된 하나 이상의 원소이고, Ln은 Y, 회토류 원소 및 Mm으로부터 선택된 하나 이상의 원소이고, X는 V, Mn, Fe, Mo, Ti 및 Zr로부터 선택된 하나 이상의 원소이다]을 초급냉 응고시켜 인장 강도가 875 내지 945MPa(89.2 내지 96,3kgf/mm2)이고 인장 시험시 연신율이 1.7 내지 2.9%인 알루미늄 합금이 수득된다고 기재되어 있다. 합금의 금속 조직은 평균 결정립 직경이 0.1 내지 8O㎛이다. 매트릭스는 알루미늄 또는 알루미늄의 불포화 고용체이고, 입자 크기가 10 내지 5OOnm인 안정상 또는 준안정상의 금속간 화합물의 미립자가 매트릭스내에 분포된다. 본원에서 사용되는 용어 "매트릭스"는 다른 상을 함께 포함하는 호스트 상(host phase)을 의미한다.
나노미터 단위의 미세 금속간 화합물 입자가 과포화 고용체 매트릭스에 분산되어 있는, 일본 공개특허공보 제(평)5-1346호에 기재되어 있는 합금의 경우, 미분 산 금속간 화합물 입자는 가열시 팽창한다. 따라서, 특정 온도 이상에서 알루미늄합금의 인성이 현저하게 감소한다.
따라서, 일본 특허공고 제(평)21326호 및 일본 공개특허공보 제(평)5-1346호에 기재된 알루미늄 합금은 모두 높은 견뢰도가 요구되는 기계 부품용 재료로 사용하기에도, 자동차 부품용 재료로 사용하기에도 부적합하다.
위의 문제점들을 극복하기 위해, 본 발명자들은 나노미터 단위의 알루미늄 합금의 미세 구조와 이의 기계적 특성을 연구하였다. 그 결과, 종래의 과포화 고 용체를 열처리하는 경우, 석출된 금속간 화합물과 Al 매트릭스 사이에 명확한 결정입자의 경계가 형성되고, 소성 변형시 이 결정입자의 경계에 위치 변화(전위)의 고착이 집중된다는 것이 밝혀졌다. 이는 인성을 증가시키려는 시도를 방해한다.
본 발명자들은 금속간 화합물과 Al 매트릭스 사이에 명확한 경계가 존재하지 않는 변조 조직(규칙적으로 농도가 변하는 미세 조직)을 사용함으로써 위치 변화(전위)의 고착이 집중되는 것을 방지할 수 있다고 생각하였다. 이러한 변조 조직은 금속간 화합물이 석출되는 동안 높은 인성을 나타내기는 하지만, 완전히 석출될 때까지 석출이 진행됨에 따라 인성이 현저하게 감소된다. 이는 Al 매트릭스와 석출 완료시의 석출물 사이에 명확한 결정입자의 경계가 형성되고, 소성 변형시의 전위가 결정입자의 경계에 집중되기 때문이다.
본 발명의 목적은 종래의 알루미늄 합금과 비교하여 인성과 내열성이 개선되고 공업적 규모로 생산할 수 있는 알루미늄 합금을 제공함으로써 전술한 문제들을 해결하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 상기의 인성 내열성 합금의 제조방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 기타 목적 및 효과는 다음 설명에 의하여 보다 명백해질 것이다.
전술한 본 발명의 목적은 알루미늄, 전이금속 원소 및 희토류 원소를 포함하고, 알루미늄 매트릭스와 당해 알루미늄 매트릭스에 망상 구조를 형성하도록 석출되는 금속간 화합물을 포함하는 변조 조직을 갖는 인성 내열성 알루미늄 합금을 제공함으로써 성취된다.
본 발명에 따르는 알루미늄 합금은 일반적으로 전이금속 원소와 희토류 원소를 함유하는 알루미늄계 과포화 고용체를 열처리하여 제조된다.
금속간 화합물의 석출을 지연시키기 위하여 융점이 높고 Al 매트릭스 속에서의 확산이 느린 금속 원소가 구성 원소의 하나로서 일반적으로 선택된다. 본 발명에 따르는 알루미늄 합금의 변조 조직에 있어서, 망상 구조는 바람직하게는 폭이 10 내지 5OOnm이고 이웃하는 밴드와의 간격이 10 내지 1OOnm인 금속간 화합물 밴드를 포함한다.
망상구조의 폭과 간격이 각각 상기의 범위를 벗어나는 경우, 인성이 크게 감소되는 경향이 있다. 즉, 폭과 간격이 둘 다 1Onm 미만인 경우, Al 합금의 강도는 충분하지만 연성은 불량할 수 있다. 폭과 간격이 둘 다 5OOnm을 초과하는 경우, 연성과 강도가 둘 다 크게 감소할 수 있다. 또한 폭과 간격 둘 중의 하나가 각각의 조건을 충족시키지 않는 경우, 연성과 강도 둘 다 감소될 수 있다.
변조 조직은 석출하는 동안 스피노덜 분해(spinodal decomposition)에 의하여 형성되거나 또는 석출하는 동안의 초기 핵형성 단계에 의해 형성되는 것으로 보인다. 망상 구조에서, Al 매트릭스와 석출물 사이의 경계부분은 응집성이고, 금속간 화합물의 구성 원소들과 알루미늄은 상기 응집성 경계부분 주위에서 농도가 계속적으로 변화된다. 이는 농도의 변화가 점점 커져서 핵을 형성할 필요 없이 석출을 유도하고, 그 결과 석출하는 동안 잠복기가 없어지기 때문이며, 또한, Al 매트 릭스와의 완전한 응집을 유지하면서 과포화 고용체를 분해시키기 때문이다. Al 매 트릭스와 석출물 사이에는 명백한 경계부분(결정입자의 경계)이 존재하지 않으므로, 전위의 고착이 한 곳에 집중되지 않으므로, 높은 인성을 발현할 수 있다.
변조 조직을 형성하기 위한 금속 원소의 조합을 선택할 때에는 금속 원소가 알루미늄 매트릭스와 과포화 고용체를 형성할 수 있고 2상으로 분리될 수 있는 것이 중요하다. 제1 요건은 Al의 원자 반경에 근접하는 원자 반경을 갖는 원소를 선택함으로써 충족될 수 있다. 제2 요건은 제1 요건에 부합되는 원소와 고용체 또는 금속간 화합물을 형성할 수 없는 원소를 선택함으로써 충족될 수 있다.
이와 같이 선택된 2원 상태도는 바람직하게는 2상 분리형태이다.
본 발명에 따르는 알루미늄 합금은, 전이금속 원소와 희토류 원소를 함유하는 액상 알루미늄 합금을 102 내지 1O5K/sec의 냉각 속도로 초급냉 응고시켜 알루미늄계 과포화 고용체를 수득하는 단계 및 급냉된 알루미늄계 과포화 고용체를 473K이상의 열처리 온도에서 1.5K/sec 이상의 승온 속도로 열처리하는 단계를 포함하는 공정에 의해 제조될 수 있다.
초급냉 응고는 바람직하게는 기체 분무(gas atomization) 또는 수 분무(water atomization)에 의해 수행된다. 열처리 후의 알루미늄 합금은 고열 소성 가공하는 것이 바람직하다. 고열 소성 가공법으로는 분말 금속 단조법이 바람직하다.
본 발명의 인성 내열성 알루미늄 합금은 바람직하게는 화학식 1의 합금 조성을 갖는다
[화학식 1]
AlaXbZc
상기 화학식 1에서,
X는 Ti, V, Cr, Mo, W, Nb, Ta 및 Zr로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 원소이고,
Z는 Y, La, Ce, Sm, Nd 및 Mm(미시 메탈)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 원소이고
a, b 및 c는 원자%를 나타내며, a는 90 내지 99%이고, b는 0.5 내지 5%이고, c는 0.5 내지 5%이다.
위의 조성을 갖는 액상 알루미늄 합금을 초급냉 응고시켜 융점이 높은 금속원소 X와 X와 분리된 원소 Z가 Al 매트릭스에 강제로 용해되어 있는 과포화 고용체를 형성한다.
과포화 고용체의 제조에 있어서 유효한 급냉 속도는 공업적인 대량 생산에 적합한 102 내지 1O5K/sec이다. 본 발명에서는 출발 물질로서 과포화 고용체가 사용되며 이를 열처리하여 나노미터 단위의 변조 조직을 수득한다.
구성 원소들의 함량을 원자%로 한정한 이유를 아래에 설명한다. 원소 X가 더욱 높은 비율로 존재하는 경우(b>5) Al-X 금속간 화합물은 Al 매트릭스 속에서 초정(初晶)으로서 정출(晶出)시킬 수 있다. 급냉 속도가 증가하는 경우 초정은 Al매트릭스 속에 강제로 용해되어 소실된다. 그러나, 급냉 속도가 전술한 범위보다 느린 경우, 초정이 잔존하여 상당한 인성 감소의 원인이 된다. 원소 X의 양이 위의 범위보다 적은 경우(b<0.5), 원소 X가 Al 매트릭스 속에 용해되지만 열처리에 의해 Al-X 금속간 화합물의 형태로 석출되는 경향이 있어, 이는 변조 조직의 형성을 방해한다. 결과적으로, 인성이 상당히 감소될 수 있다.
원소 Z의 양이 위의 범위를 초과하는 경우(c>5), Al-Z 시스템의 무정형 상이 Al 매트릭스에 나타나는 경향이 있으며, 이는 변조 조직의 형성을 방해한다. 또한, Al-Z 금속간 화합물의 다수의 취성 초미세 석출물이 열처리에 의해 나타날 수 있으며, 이는 현저한 인성 감소의 원인이 된다. 원소 Z의 양이 위의 범위보다 적은 경우(c<0.5), 원소 Z가 Al 매트릭스 속에 용해되지만, Al-X 금속간 화합물의 석출이 Al-Z 금속간 화합물의 석출에 비해 용이하게 발생하는 경향이 있다. 따라서, Al-X 금속간 화합물이 열처리에 의해 석출되는 경향이 있으며, 이는 변조 조직의 형성을 방해한다. 그 결과, 인성이 상당히 감소될 수 있다.
본 발명은 또한 알루미늄계 과포화 고용체를 포함하는, 초급냉 응고시킨 알루미늄 합금을 473K 이상의 고온에서 열처리함을 포함하는, 전술한 인성 내열성 알루미늄 합금의 제조방법을 제공한다. 열처리에 있어서, 열처리 온도에 대한 승온 속도는 1.5K/sec 이상이다.
본 발명의 공정에 있어서, 알루미늄 합금의 초급냉 응고에 의해 수득된 전술한 과포화 고용체가 출발 물질로서 사용될 수 있으며, 이를 1.5k/sec 이상의 승온속도로 475K 이상의 온도에서 가열하여 높은 인성을 나타내는 변조 조직을 형성한다. 열처리 온도가 473L 미만인 경우, 과포화 고용체가 높은 강도를 갖지만 낮은 연성 및 불량한 인성을 갖는 알루미늄 합금만을 제공할 정도로 불충분하다. 1.5K/sec 미만의 승온 속도로 열처리를 수행하는 경우, 생성되는 알루미늄 합금의 금속 조직이 팽창하여 불량한 인성의 원인이 된다
본 발명을 다음 실시예 및 비교 실시예를 참조로 하여 보다 구체적으로 설명하나, 본 발명을 이로써 제한하지는 않는다.
실시예 1 내지 15 및 비교 실시예 16 내지 20
표 1에 나타낸 조성을 갖는 금속 혼합물을 아크 노(arc furnace) 속에서 용 융시키고 주조하며 각각 중량 1g을 계량하여 버튼 형태의 잉곳을 제조하였다. 이 잉곳을 단일 롤러 용융 급냉 장치를 사용하여 리본 형태로 성형하였다. 보다 구체적으로는, 말단에서 직경이 0.5mm인 석영 노즐를 구리 롤러 바로 위 0.5mm 지점에 고정시켰다. 노즐에 공급된 잉곳을 고주파 가열로 속에서 용융시켜 액상 알루미늄합금을 수득하고 이를 78kPa(7.95×10-3kgf/mm2)의 분사 압력으로 구리 롤러 위로 분사시켜 리본 샘플을 제조하였다. 액상 알루미늄 합금에 적출된 냉각 속도는 103 내지 105K/sec이었다.
리본 샘플을 표 1에 기재된 조건하에서 열처리하였다. 열처리한 리본 샘플을 인스트론 인장 시험기(Instron tensile tester)를 사용하여 인장 시험하였다. 수득한 결과를 표 2에 기재한다. 실시예 1의 변조 조직의 분해능 SEM(주사 전자 현미경) 사진을 도 1에 나타낸다. 실시예 2 내지 15의 변조 조직은 실시예 1의 구조와 유사하였다.
도 1의 현미경 사진에서, 흑색 영역은 Al이고, 굴곡진 백색 밴드 및 현미경사진 우측 하단부에 있는 흐릿한 영역은 석출된 금속간 화합물이다. "알루미늄 매 트릭스 및 알루미늄 매트릭스에 망상 구조를 형성하도록 석출된 금속간 화합물을 포함하는 변조 조직"은 흑색 영역(Al) 및 굴곡진 백색 밴드(금속간 화합물)를 포함하는 부분이다. 굴곡진 흑색 밴드(금속간 화합물)는 "망상 구조"를 형성한다.
도 2는 도 1의 망상 구조의 개략적인 확대도로, 여기서 혹색 영역(2)은 Al이고, 굴곡진 백색 밴드(1)는 금속간 화합물이다. "석출된 금속간 화합물의 밴드간의 간격은 λ 로 표시한다. 간격 λ 는 교선법(crossing line method)[즉, 현미경사진 위에 수직으로 교차하는 직선을 긋고 각 직선 상에서 석출물 길이의 평균치를 구하는 방법]을 통해 실제의 현미경 사진으로부터 계산한다. "석출된 금속간 화합물의 밴드의 폭"은 δ로 표시한다. 석출물의 간격 및 폭은 표 2에 나타낸다.
표 1 및 표 2에서 수행 번호 1 내지 15는 실시예 1 내지 15에 상응하고 수행번호 16 내지 20은 비교 실시예 16 내지 20에 상응한다.
[표 1]
[표 2]
망상 구조로 석출시킨 금속간 화합물을 갖는 변조 조직의 합금 시스템을 설계함에 있어서, X와 Z가 상기와 같은 상 분리형 2원 상태도를 갖는 것이 중요하다.
도 3은 공지된 Ce-Mo 2원 합금 시스템의 상태도이다[참조: Dr. william G.-Moffatt, The Handbook of Binary Phase Diagrams, Genium Publishing Corporation]. 도면에서 온도는 섭씨(℃)를 기준으로 나타낸 것이나, 온도를 나타내는 단위인 섭씨(℃)와 K의 관계는 "K = ℃ + 273.16"으로 익히 공지되어 있다. 상태도에서 시스템은 저온 영역에서 γ -Ce와 Mo로 분리된다. 합금 조성은 위의 표1에 기재되어 있으며 아래에 제공되어 있는 표 4는 X와 Z가 도 3에 나타낸 이러한상 분리를 수행하도록 고안되었다.
가열에 의해 변조 조직을 제공하기 위하여, 출발 물질은 바람직하게는 과포화 고용체이다. 액상 알루미늄 합금을 응고시키는 급냉 속도는 과포화 고용체를 제조하는 데 중요한 인자이다. 합금 조성은 1O5K/sec 이하의 공업적인 속도로 급냉시키는 경우 과포화 고용체를 제공할 수 있어야 한다.
비교 실시예 17 및 18의 조직의 SEM 사진을 각각 도 4 및 도 5에 나타낸다. Al 매트릭스에서 고용체 한계가 낮은 제2 원소 X가 다량으로 사용되는 비교 실시예17에 있어서는, 금속간 화합물이 도 4에 나타낸 바와 같이 구상(球狀)의 초정(3)으로서 Al 매트릭스 속에 출현한다. 원소 Z가 다량으로 첨가되는 비교 실시예 18에 있어서는 조직이 도 5에서 도시한 바와 같이 초미세 구상의 초정(4)을 함유하는 무정형 상을 나타낸다. 어느 경우에나 생성되는 합금은 인장 강도 및 연신율이 매우 불량하여 실시예 1 내지 15와 비교하여 인성이 불량하다.
가열시 변조 조직을 형성하기 위한 합금 시스템을 선택시, 원소 X 및 Z의 양이 중요하다. 도 6 및 도 7은 각각 비교 실시예 19 및 20의 조직의 SEM 사진이다.원소 X가 다량으로 첨가된 비교 실시예 19에서, 금속간 화합물은 도 6에 나타낸 바와 같이 Al 매트릭스 속에 구상의 초정(3)으로서 나타난다. 원소 Z가 다량으로 첨가된 비교 실시예 2O에 있어서, 다량의 미세한 구상의 석출된 입자들(5)은 도 7에 나타낸 바와 같이 구상의 초정(4)와 함께 나타난다. 이는 Al-Z 시스템의 무정형상이 초급냉 응고시에 전개된 다음, 결정화 온도를 초과하는 온도에서 처리되기 때문이다. 어느 경우에서도, 생성되는 합금은 인장 강도 및 연신율이 상당히 불량하여, 비교 실시예 1 내지 15에 비해 불량한 인성을 갖는다.
도 8은 실시예 1의 합금의 미세 비커스 경도(mHv)(하중: 25g)의 열처리 온도의존성을 나타낸 그래프이다. 경도 시험에서 열처리 시간은 5분이었다. 실시예 1의 알루미늄 합금은 열처리 온도가 상승함에 따라 경도가 거의 감소되지 않으며 이러한 사실로부터 내열성이 현저하게 우수함이 입증된다. 또한, 실시예 2 내지 15 각각의 알루미늄 합금은 도 8에 나타낸 것과 유사한 열처리 온도 의존성을 갖는 것으로 확인되었으며, 따라서 우수한 내열성을 갖는다.
실시예 21 내지 26 및 비교 실시예 27 및 28
아래 표 3에 나타낸 조성을 갖는 알루미늄 합금 분말을 기체 분무기로 제조하였다. 기체 분무는 액상 알루미늄 합금을 직경이 2mm인 노즐로부터 적가하고 질소 기체를 9.8MPa(100kgf/cm2)의 충돌 압력으로 압축시켜 수행하였다. 알루미늄 합금은 기체 분무 대신 수 분무시켜 분말화시킬 수 있다.
별도로, 2014 Al 합금(JIS H4000에 따르는 조성)의 분말을 위에서와 동일한 방법으로 제조하였다. 생성되는 2014 Al 합금 분말의 수지상정(樹脂狀晶; dendrite) 암(arm) 간격을 측정하여 액상 알루미늄 합금의 응고에서 수행되는 실제의 급냉 속도를 평가하였다. 그 결과, 입자 크기가 65㎛인 Al 합금 분말이 수득되는 액상 알루미늄 합금 응고시의 급냉 속도가 2× 1O4K/sec임이 확인되었다.
이와 같이 기체 분무로 제조한 실시예 20 내지 26의 Al 합금 분말을 씨빙하여 65㎛ 미만의 분말 입자를 수득하였다. 이렇게 수득한 분말 입자를 압축 성형하고 생성된 성형체를 유도 가열 노에서 신속하게 가열하고 883MPa(9t/cm2)의 베어링압력에서 단조하였다. 성형체를 가열하기 위한 승온 속도 및 최종적으로 도달된 온도를 표 3에 나타낸다. 이렇게 수득한 단조 물질의 기계적 특성 및 금속 조직을 실온에서 평가하였다.
생성된 분말 단조 물질의 기계적 특성을 평가하기 위해 인스트론 인장 시험기를 사용하여 실온에서 인장 시험을 실시하여 샘플의 인장 강도(UTS) 및 연신율을평가하였다. 추가로, 샤르피 충격 시험기(JIS B7722)로 샤르피 충격 강도(노칭되지 않음)를 측정하였다. 수득한 결과를 표 4에 나타낸다. 표 3 및 표 4에서, 수행번호 21 내지 26은 실시예 21 내지 26에 상응하고 수행번호 27 및 28은 비교 실시예 27 및 28에 상응한다.
표 4로부터 실시예 21 및 26의 분말 단조체가 비교 실시예 27 및 28의 분말 단조체보다 인장 강도 및 연신율이 높고 샤르피 충격 강도가 큼을 알 수 있다. 또한, 실시예 21 내지 26의 분말 단조 물질은 금속 조직 및 기계적 특성의 측면에서 실시예 1 내지 15의 리본 샘플과 동일한 것으로 이해된다.
[표 3]
[표 4]
본 발명은 Al계 과포화 고용체를 열처리시켜 수득하고, 알루미늄 매트릭스에 망상 조직을 형성하도록 석출된 금속간 화합물을 갖는 변조 조직을 갖는, 우수한 인성 및 내열성을 나타내는 알루미늄 합금을 제공한다.
본 발명은 특정 실시예를 참조로 하여 구체적으로 기술되었으나, 당해 분야의 숙련가들에게는 본 발명의 의도 및 범주를 벗어나지 않고 다양하게 변화 및 변형시킬 수 있음이 명백하다.
도 1은 금속간 화합물이 석출되어 망상 구조를 형성한 변조 조직을 나타내는주사 전자 현미경(SEM) 사진이다.
도 2는 도 1에 따르는 변조 조직을 모식적으로 도시한 것이다.
도 3은 Ce-Mo 2원 시스템의 상태도이다.
도 4는 비교 실시예 17의 SEM 사진이다.
도 5는 비교 실시예 18의 SEM 사진이다.
도 6은 비교 실시예 19의 SEM 사진이다.
도 7은 비교 실시예 20의 SEM 사진이다.
도 8은 열처리 온도와 미세 비커스 경도(Vickers Hardness)와의 관계를 나타내는 그래프이다.

Claims (7)

  1. 알루미늄, 전이금속 원소 및 희토류 원소를 포함하고,
    알루미늄 매트릭스와 당해 알루미늄 매트릭스에 망상 구조를 형성하도록 석출되는 금속간 화합물을 포함하는 변조 조직을 가지며,
    하기 화학식 1의 조성을 가지며,
    상기 망상 구조가 각각 폭이 10 내지 500nm이고 이웃하는 밴드와의 간격이 10 내지 100nm인 금속간 화합물 밴드를 포함하는
    인성 내열성 알루미늄 합금.
    〈화학식 1〉
    AlaXbZc
    상기 화학식 1에서,
    X는 Ti, V, Cr, Mo, W, Nb, Ta 및 Zr로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 원소이고,
    Z는 Y, La, Ce, Sm, Nd 및 Mm으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 원소이고
    a, b 및 c는 원자%를 나타내며, a는 90 내지 99%이고, b는 0.5 내지 5%이며, c는 0.5 내지 5%이다.
  2. 제1항에 있어서, 전이금속 원소와 희토류 원소를 함유하는 알루미늄계 과포화 고용체를 열처리함으로써 수득되는 인성 내열성 알루미늄 합금.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, X와 Z가 조합된 2원 상태도가 상 분리 형태를 갖는 인성 내열성 알루미늄 합금.
  4. 액상 알루미늄 합금을 102 내지 105K/sec의 급냉 속도로 초급냉 응고시켜 알루미늄계 과포화 고용체를 제조하는 단계 및
    급냉된 알루미늄계 과포화 고용체를 473K 이상의 열처리 온도에서 1.5K/sec 이상의 열처리 온도에 대한 승온 속도로 열처리하는 단계를 포함하는,
    제1항 또는 제2항의 인성 내열성 알루미늄 합금의 제조방법.
  5. 제4항에 있어서, 초급냉 응고가 기체 분무(gas atomization) 또는 수 분무(water atomization)에 의해 수행되고, 당해 공정이 열처리된 알루미늄 합금을 열간 소성 가공하는 단계를 추가로 포함하는, 인성 내열성 알루미늄 합금의 제조방법.
  6. 제5항에 있어서, 열간 소성 가공이 분말 금속 단조법인, 인성 내열성 알루미늄 합금의 제조방법.
  7. 제4항에 있어서, X와 Z를 조합한 2원 상태도가 상 분리 형태를 갖는, 인성 내열성 알루미늄 합금의 제조방법.
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