WO1998010108A1 - Alliage d'aluminium a forte resistance et a forte tenacite et procede de preparation de cet alliage - Google Patents

Alliage d'aluminium a forte resistance et a forte tenacite et procede de preparation de cet alliage Download PDF

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WO1998010108A1
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metal
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aluminum
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Hisao Hattori
Toshihiko Kaji
Manabu Hashikura
Yoshishige Takano
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Sumitomo Electric Industries, Ltd.
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    • C22C45/08—Amorphous alloys with aluminium as the major constituent

Definitions

  • the second invention is applicable to an aluminum alloy and a method for producing the aluminum alloy, which can be applied to parts and building materials requiring strong paddy properties, has high strength and excellent toughness.
  • Mm (Misch metal): at least one or more gold elements, a, b, and c are atomic percent and a: 50 to 95 at ./., B: 0.5 to 35 ut%, and: 0.5 to 25 at%)
  • Karaoke ternary alloy, S, ⁇ is used to make the tensile strength 87 to! 03 kg / mm yield strength of the amorphous or amorphous K and fine crystalline 82 ⁇ 96 kg / mm 2 composite ⁇ is obtained
  • a high-strength amorphous or microcrystalline high-strength aluminum alloy having a g-ratio of iG is disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 6-316738 ⁇ .
  • a: 95.2 to 97.5 at%, b and c are 2.5 b b + c: 5 5 and b> 0.5 and satisfies c> 1 by having such a composition
  • the amount of alloying elements added is reduced and the amorphous phase is formed.
  • an amorphous alloy having A 1 as a matrix or an alloy composed of a composite of amorphous and microcrystalline, or a microcrystalline alloy is 2 times less than the conventional aluminum crystalline alloy. It has a tensile strength of 1: 2 or more.
  • the Charpy impact of an aluminum alloy as described above is less than about one-fifth that of conventional aluminium-melted material. Therefore, there is a problem that it is difficult to use the aluminum alloy as a material for mechanical parts and automobile parts that require reliability.
  • the aluminum alloy has a general formula: ⁇ 1. L n b M r Where n in the formula 't' is at least one selected from Mm (mish metal), Y, La, Ce, Sm, Nd, Hi, Nb, and Ta. M is selected from V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Zr, Ti, o, W, Ca, Li, g, Si More than 1 ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ It is in the box. It has such a composition, and fibrates a cellular double-phase structure in which the finely-crystallized phase is surrounded by 5-50% of amorphous phase.
  • the production method for obtaining the above is disclosed in the above publication.
  • a relatively high paddy property with a tensile strength of 760 to 890 MPa and a crack of 6. () to 9.0% is obtained.
  • a high cooling rate is required during rapid solidification to obtain an amorphous phase of up to 50% by volume.
  • Japanese Patent Publication No. 7-1179974 discloses that ⁇ ⁇ has high strength and high Aluminum alloy obtained.
  • the aluminum alloy has a composite structure including a mono-aluminum matrix and a precipitated phase of a metal compound, and a dispersion-strengthened aluminum alloy in which the volume ratio of a metal intermetallic compound is less than 35% by volume or less is gold.
  • the aspect ratio of the precipitation phase of the intermetallic compound is 3.0 or less
  • the ratio of the crystal grain size of aluminum to the precipitation phase of the metal intermetallic compound is 2.0 or more
  • the crystal grain size of ⁇ -aluminum is in addition, the above-mentioned publication discloses that a gas atomized powder containing an amorphous phase of 10 ⁇ product / 0 or more or a second powder thereof is first heated. It has been disclosed that an aluminum alloy having the above-described limited structure can be obtained by performing heat and plasticity after performing the heat treatment of Step 2 and the heat treatment of 2.
  • Table 1 below summarizes the problems of the above-described conventional technology.
  • an object of the present invention is to solve the above-mentioned problems and to provide an aluminum alloy which can be produced naturally and has higher strength, strength and paddy properties than before, and a method for producing the same. . Disclosure of the invention
  • alloy alloys In order to overcome the above-mentioned problems, the inventors of the present application have proposed the submission of alloy alloys. A thorough study of the microstructure at the mouth level and its mechanical properties will be carried out. At that time, the aluminum alloy will be combined with "—aluminum crystal and a metal Pr ⁇ bonded compound of ⁇ 1 mono-added porphyrin.
  • the brittle W particles L- When it exceeds about 40%, the brittle W particles L- will rapidly form over the entire sample.
  • the volume fraction of the brittle material particles is less than ()%, the composite material's property is the degree to which the life material particles increase to about half, and the force gradually decreases, but the brittle material The particles have a volume fraction of 30 to 40. /. If it exceeds, the quality of rice will be reduced to chopsticks.
  • the ductile material particles have an aspect ratio sufficiently larger than 1, and the brittle material particles exist at random positions in random directions, one of the brittle material particles may be used. Even when the fraction is lower than 30%, even particles of brittle material become bonded over the entire sample, and the critical volume fraction of the molten iron decreases. If the fineness of the particles of the material is less than 4 (J%) and brittle W particles take a regular arrangement, the brittle particles will not be connected to the whole area of the sample. Can occur and the sex can be maintained.
  • the paddy properties of a particle-dispersion-reinforced composite material are uniformly determined only by the ⁇ ⁇ rate of the reinforced abalone (here, particles of brittle material), as conventionally thought. And should be defined by the interconnectivity of the reinforcing particles.
  • the a_aluminum alloy having an average crystal grain size in the range of 6 () to 10 () 0 nm is used.
  • Phase and two or more phases of metal intermetallic compounds consisting of crystal grains having an average crystal grain size in the range of 20 to 20 OO nm As described above, the crystal grains of the intermetallic material are dispersed, in other words, they are characterized by being finely dispersed without being connected over the entire aluminum alloy.
  • the average crystal grain size of aluminum is less than 60 nm, a high cooling rate is required in the production of an aluminum alloy, and the production cost increases.
  • the average crystal grain size of the aluminum alloy is larger than 10 () 0 nm, the strengthening due to the refinement of the crystal grains does not work effectively, and the strength is rather reduced. "The range of the average grain size of aluminum alloy is limited.
  • the average particle size of the metal-based compound is less than 20 nm, a high cooling rate is required in the production of an aluminum alloy, which increases the production cost.
  • the average crystal grain size of the metal oxide is larger than 2000 nm, the composite strengthening action with the matrix does not work effectively, and the strength is rather lowered. For these reasons, the range liil of the average crystal grain size of the metal compound is limited.
  • the preferred aluminum alloy of the present invention has, in addition to the above features, "a first metal intermetallic compound composed of crystal grains having a crystal grain size of 200 to 900 nm in a part of the crystal grains of one aluminum alloy. At least one rare second metal intermetallic compound different from the first metal intermetallic compound is composed of crystal grains having a crystal grain size of 400 to 200 nm. It is characterized by being distributed along crystal grain boundaries.
  • the geometrical arrangement of the first and second metal intermetallic compounds suppresses the grain growth of aluminum aluminum crystals at high temperatures, Heat resistance can be improved.
  • the first aluminum alloy present inside the crystal grains of the iron / remium alloy, the compound containing ⁇ 1 and Zr, and The second intermetallic compound distributed along the grain boundaries of 1 and Z (Z is Y.La, Ce, Sm, Nd.m (Misch metal)) Selected one or more metal elements).
  • the first metal compound present in the aluminum product grains contains A 1 and Zr, the diffusion of Zr in the aluminum matrix is slow, thereby improving heat resistance.
  • the second gold compound distributed along the ⁇ -aluminum grain boundary is ⁇ 1 and ⁇ (where ⁇ is L. La, Ce, S m. N d, : Im (Misch metal) is selected from ⁇ from ⁇ , and the dispersibility of the second gold compound at the grain boundaries of the product is reduced, and the aluminum content is reduced.
  • ⁇ is L. La, Ce, S m. N d, : Im (Misch metal)
  • the intermetallic compound of the ⁇ present in the u- aluminum crystal grains having L 1 2 type or DO 2 3 type sintered product structure is L 1 2 type, KakuRyo the "A crystalline aluminum -.
  • the matching i3 ⁇ 4 no longer, it is possible to improve the heat resistance also, gold exhibition ⁇ 1, Q compound
  • D () it is possible to obtain a metal compound with excellent crystal structure stability.
  • the shape of the second gold bending compound is limited to below, even though it is distributed along the aluminum-aluminum grain boundary. Check the shape. '.
  • the average perimeter of the second gold intermetallic compound is 7 to 15 ⁇ m, the average circularity of the second metal intermetallic compound is 0.15 to 0.45, the second gold ) ⁇
  • the average value of the acicular ratio of one compound is 1 or more; the standard difference of the second metal compound in the main axis direction is 40 "or more; 25% is preferred, and the second metal compound having a limited shape as described in (2) is cured by the ⁇ -aluminum product grain boundary to be distributed, so that the second The Rij compound is not connected, so that the effect of improving the heat resistance can be achieved by effectively increasing the grain boundary binning effect of aluminum crystals by 5 ⁇ .
  • the degree is defined as 4 X; ⁇ X (cross section of co-incident compound) / ( ⁇ ffl length of cross-section of metal interrogation compound) 2 ,.
  • the acicular ratio is: (absolute maximum length of the broken Si of the metal intermetallic compound) a 2 Z ( two K parallel to a straight line extending along the absolute maximum length a)
  • the distance between two straight lines when the outer periphery of the cross section of the intermetallic compound is sandwiched by the lines) is defined as a1.
  • the standard ⁇ -difference in the principal axis direction of the intermetallic compound is the angle between the X axis and the direction of the principal axis of the gold ⁇ ⁇ 1 compound particle represented by the dotted line in the metamorphic metal compound shown in Fig. 2. It is expressed as a variation of 0, that is, a standard deviation.
  • the composition of the aluminum alloy of the present invention the general formula: ⁇ 1 ⁇ Z r ,, X ; represented by Zeta.
  • X is one or more metal elements selected from the group consisting of Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, and Cu
  • Z is Y, La, Ce. Sm.
  • B force; 0.5 ⁇ 4 at% range ⁇ , and c and d are ⁇ % of the point ⁇ BCD 1 ⁇ in FIG. In FIG.
  • the horizontal axis represents the atomic% of the metal element X
  • the vertical axis represents the atomic percentage of the metal element ⁇ . / 0 and the atomic% of metal element ⁇
  • J J of point ⁇ is (0.1, 4)
  • coordinates of point B are (0.1, 1)
  • coordinates of point C are (2 .5,1)
  • the coordinates of point D are (1.5,.).
  • the ⁇ of the end-% of c and d is ⁇ 13 C ⁇ ) shown in Fig. 3.
  • A1 forms a uniform microstructure as ex-aluminum crystal, and contributes to the improvement of the strength due to the crystal grain refinement effect.
  • Zr becomes the crystal nucleus of mono-aluminum crystallization during rapid solidification as ⁇ ., Zr.
  • This crystal nucleus is uniformly dispersed in the sample, enabling uniform and fine dispersion of ⁇ -aluminum crystal grains.
  • the Zr content ⁇ must be within the range of 0.5 to 4 atomic% If the Zr content is less than 0,5 atomic%, the effect of becoming the core of the product If the content of Zr is more than 4 atomic%, the volume fraction of A13Zr as a metal compound becomes too large, and the paddy property is reduced. , Zr content is limited.
  • X (D i. V, Cr, Mn. Fe, Co, Ni, Cu)
  • One or more metal elements increases the viscosity of the molten alloy, and increases the number density of crystal nuclei in the formation of aluminum.
  • the content of gold-refractory element X is less than 0.1%
  • the effect of increasing the number density of crystal nuclei is not sufficient, and if the content of the metal element X is more than 2.5 atomic%, the volume fraction of A 1 — X as an intermetallic compound becomes too large, For these reasons, the range of content of metal element X is limited.
  • ⁇ one or more metal elements selected from ,, La, Ce, Sm, Nd, Mm (mish metal)
  • ⁇ increases the viscosity of the molten alloy and increases the crystal nuclei of u-aluminum Increase the number density of.
  • the metal element Z is dispersed and precipitated along the grain boundaries of aluminum monocrystalline grains, and tends to a strength direction of 1: due to dispersion strengthening. If the content _1 ⁇ 2 of element Z is less than 1 atomic%, the effect of increasing the number density of crystal nuclei is not sufficient.
  • the volume fraction of ⁇ 1 — X as a compound becomes too large and the properties are reduced by,. Due to such reasons, the range of ⁇ content of metal elements ⁇ is limited,
  • the aluminum alloy of the present invention has a strong affinity for ⁇ 1 and has a weak affinity. Correspondingly can be obtained by heat treatment thereto , cooling speed at this time is 1 0 3 ⁇ 1 0 5 K / se to 'a will is particularly preferable les,
  • a fine aluminum alloy product thread having a metal nucleus containing 1 as one of its constituent elements is used as a crystal nucleus.
  • a rapidly solidified aluminum alloy having a cellular, multi-phase structure containing a different intermetallic compound phase, with the primary compound being one of the constituents, 1.5 K / sec or more every 593% or more By heating and heat-treating at a temperature rising rate, a limited high-strength high-roughness aluminum alloy can be obtained as described above.
  • a rapidly solidified crystalline aluminum alloy of h As a result, starting materials can be produced at a lower cooling rate than conventional technologies.
  • this starting material stage was linked to the “-aluminum crystal grains.
  • the intermetallic compounds distributed in the world will not be linked, resulting in high toughness. If the heat treatment at this time is performed at less than 593 K, "one aluminum Nimu When the interlinking of metal compounds distributed along the grain boundaries cannot be broken, and when heat treatment is performed at a heating rate of less than 1.5 K / sec, "aluminum crystal grains And the strength of the resulting alloy decreases.
  • the rapid solidification in preparing the aluminum alloy as the starting material is preferably performed by a gas atomization method or a liquid atomization method. Further, it is preferable to perform hot plastic working after the above heat treatment, in which case the hot plastic working is preferably performed by powder forging,
  • an aluminum alloy having both high strength and paddy properties can be obtained at low cost by a method that can be industrially produced.
  • FIG. 1 is used to define the acicular ratio of intermetallic compounds distributed along a single aluminum grain boundary in a preferred aluminum alloy according to the present invention, and schematically shows a cross section of an intermetallic compound.
  • FIG. 2 is used to define the standard difference in the direction of the major axis of the metal intermetallic compound distributed along the aluminum grain boundaries in the preferred aluminum alloy according to the present invention; It is a figure which shows the cross section of FIG.
  • Figure 3 is a similar showing gold door in the preferred aluminum alloy according to the present invention, the composition range of the element X and Z r:
  • these ribbons were heat-treated in the section it- in Table 2.
  • “773 K30 se” means that heat treatment was performed for 30 seconds at a temperature of 773 K.
  • a Ripon with an alloy composition of 20 I 4 ⁇ 1 was manufactured under the same manufacturing conditions, and the densities in the microstructure were measured. By measuring the dry arm spacing, we found the exact cooling rate. According to it, the rejection speed is 3 X
  • the microstructure was observed by EM). According to the observation results, as shown in Table 2, it was observed that in the examples, the metal intermetallic compound (IMC) was finely dispersed without being connected to each other. On the other hand, in the comparative example, it was observed that the gold interfering compound was linked.
  • IMC metal intermetallic compound
  • An aluminum alloy powder having the composition shown in Table 3 was prepared using a gas atomizing device, and spraying was performed by applying nitrogen gas to the molten aluminum alloy dropped from a nozzle with a hole diameter of 2 mm. 1 O kg ⁇ ⁇ ⁇ was performed by applying pressure and causing collision.
  • Example 1 Observation of the structure of the aluminum alloy powder obtained in this way showed that, as in Example 1, ⁇ -Alminium crystal phase with ⁇ 1 as one of the constituent elements, gold dust, and the compound as crystal nuclei. It was confirmed that the intermetallic compound phase having ⁇ ⁇ 1 as one of the constituent elements, which is different from the above-mentioned crystal nucleus, had a cell-shaped double-threaded structure.
  • a powder of 2 () 14 (1 alloy composition was prepared with the same mist strip ⁇ ' ⁇ : as in the above ⁇ , and the cooling rate was determined from the dendrite arm gap in the tissue. According to it, the cooling rate was 2 X 10 ⁇ '/ sec when an aluminum alloy powder with a particle size of 65 m was obtained.
  • the aluminum alloy powder produced as described above is sieved to less than 65 ⁇ m, and the treated powder is subjected to breath demolding. Powder forging was performed at a temperature in the range of 3K.
  • the ultimate temperature of the heating strip and the interfacial temperature rate of each fres-formed body are shown in Table 3.
  • the microstructures of the aluminum alloys of the examples and the comparative examples obtained in this way are shown in Table 3.
  • observations were made using a SEM with high resolution. According to the results, in each of the examples, it was observed that the metal intermetallics (IMC) were not connected to each other but were finely dispersed. It was observed that, in Comparative Example, metal compounds were bonded to each other.
  • IMC metal intermetallics
  • each powder forged body was meta-polished, and a microstructure photograph was taken at a magnification of 50,000 times with SEM of resolution. After that, each photograph was read into a personal computer, and image analysis was performed using the computer. By this analysis, the shapes of the second metal and the intermetallic compound were measured along the aluminum aluminum crystal grain boundaries. The data on the shape of the intermetallic compound shown in Table 4 are shown in three views. The average of the data measured in (I indicates the location.
  • the directional standard deviation refers to the standard deviation in the direction of the main axis of the metal compound: Note that the metal compound and “aluminum” differ in contrast on the microstructure micrographs, so “only disperse in the aluminum grain boundary; ⁇ 2 metal f! I] compound only was recognized by the computer, and the shape of the metal interrogation compound could be measured .: The volume fraction of the metal interrogation compound was assumed to be completely isotropic with the gold distribution and the aerial distribution of the interrogation compound.
  • Example ⁇ Further, a tensile test was performed using an Instron tensile tester in the same manner as in Example ⁇ , and the tensile strength (UTS) of each of the powder forgings was measured. ⁇ ( ⁇ ' ⁇ was also measured, Nira- is also shown in ⁇ 4.
  • the powder forged body of the male example has higher tensile strength and friendliness than the comparative example, and also has a higher Charpy impact than the comparative example. Is understood :.
  • the alloy / remium alloy according to the present invention is suitable for use in components requiring high toughness. Further, the aluminum alloy of the present invention can be produced at low cost and purple.

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Description

明細書 高強度高靭性アルミニウム合金およびその製造方法 技術分野
二の発明は、 強籾性が要求される部品や 造材料に適用すろことが可能であり、 高い強度を有し、 かつ靱性の優れた、 アルミニウム合金およびその製造方法に f¾ するものである。 背景技術
アモルファス相または^結品れ Iを含む合 を出 ¾原料とした 強度のアルミ二 ゥム合企については、 これまで多くの研究がなされてきた-,
たとえば、 特 Γ;τψ- 1 - 2 7573 2号公報で H示された技術によれば、 一般 式： Λ , M b X ,. (ただし、 Μ： V , C r， n . F e , C o, N i， C u， Z r . T Mo， W， C a , L i， Mg， S iから選ばれる 1嵇もしくは 2種以 上の金属元素、 X ： Y, L a . C e , S m, N d , H i, N b , T a . Mm (ミ ッシュメタル） から選ばれる 1種もしくは: 祯以上の金厲元素、 a , b， cは原 子％で a ： 50〜 95 a t。/。、 b ： 0. 5〜 3 5 u t %、 し、 ： 0. 5〜 25 a t %) からなろ 3元合金を, S,泠凝岡することにより、 引張り強度が 87〜！ 03 k g/mm 降伏強度が 82〜96 k g/mm 2の非晶質または非晶 Kと微細 結晶質の複合^が得られている
また、 ί氏比 iGで高強度の非晶質または微細結晶質の高強度アルミニゥム合金に ついては、 特開平 6—： 3 1 6738 ^公報において開示されている,.： そのアルミ ニゥム合金は、 一 式： Λ 1 , X bMm L (Mm： ミ ッシュメタル） で表わされ、 Xは T i， V， C r， Mn， F e， Co, N i， C u， Z rのうちから選ばれる 1種または 2秫以上、 a, b， cは原子。/。で、 a : 95. 2〜97. 5 a t %、 bおよび cは 2. 5く b + c:く 5かつ b〉 0. 5かつ c > 1を満たす である このような組成を有することにより、 合金元素の添加量を抑えて非晶質相あるレ、 は微細結品質扣を適度にマ卜リックスの微細結品扣巾に均一分散させ、 マト "ッ クスの微細結晶質相が Mmおよび T i , V, C r， n, F e , C o , N i , C u, Z rなどの遷移金厲によって固溶強化された低比 ¾かっ^強度なアルミニゥ ム合金が得られている。
上述のように、 A 1をマ卜リックスとする非晶質合金または非晶質と微細結晶 質の複合^からなる合金、 または微細結晶質合金は、 從来のアルミニウム結晶質 合金に比べて 2倍以 1:の引張り強さを有する。 しかしながら、 上述のようなアル ミニゥム合金のシャルピ一衝 は従来のァ /レミニゥム溶製材に比べて約 5分の 1にも満たないほど低い。 そのため、 頼性の要求される機械部品や自動車部品 の材料として、 そのアルミニウム合金を使用することは闲難であるという問題が あった,、
また、 --方では、 1 847 1 2 ' 公報においては、 ^強度アルミ二 ゥム合金の製造方法が問示されている. そのアルミニウム合金は、 -般式： Λ 1 . L n bM rで表わされ、 ただし、 式' t'のし nは Mm (ミ ッシュメタル） ， Y, L a , C e , S m, N d， H i , N b， T aから選ばれろ 1種以卜.の金尿元素、 M は V， C r , Mn , F e , C o. N i , C u , Z r , T i， o , W, C a , L i， g, S iから選ばれる 1钝以上の金^几^、 a , b， cは原丫- %で、 a ： 50〜 97. 5 a t %、 b ： 0. 5〜： 30 a 、 ： 0. 5〜 30 a t %の 囲内である。 このよ '）な組成を有し、 微細結品相を 5〜 50 ^祯％のァモルファ ス相が取り囲むセル状の複相組織を fiする^冷凝固したアルミユウム合氽に、 ァ モルフ 7スの結晶化温度以上の温度で塑性加 Γを施'し、 微細結品マ ト リ ックス屮 に上 ¾の Λ 1 , Ln， Mのうち 2钝以.上からなる金 ¾問化合物が分散した組織を 得る製造方法が上記の公報に I 示されている。 このようなァ /レミニゥム合金では、 引張り強度が 760〜890MP a、 忡びが 6. ()〜 9. 0 %と比蛟的高い籾性 が得られている,，
しかしながら、 上記の公報に開示されたアルミニウム合金の製造方法では、 5
〜 50体積％のアモルファス相を得るために急冷凝固の際に高い冷却速度を必要 とするため、 実際の工業生産においては、 製造コストが くなるという問題があ るつ
さらに、 特閲平 7— 1 79974号公報においては、 卨ぃ強度と高い^性を備 えたアルミニウム合金が問示されている。 そのアルミニウム合金は、 "一アルミ 二ゥムのマトリックスと金属 化合物の析出相とを含む複合組織を有し、 金属問 化合物の体積率が 3 5体稍％以下である分散強化型アルミニウム合金において金 厲間化合物の析出相のアスペク ト比が 3 . 0以下、 ひ一アルミニウムの結晶粒径 の金属問化合物の析出相の粒径に対する比が 2 . 0以上、 α—アルミニウムの結 晶粒径が 2 0 0 n m以下であることを特徴とするものである。 また、 上 公報に は、 アモルファス相を 1 0 ^積。/0以上含有するガスァ卜マイズ粉末またはその ίΈ 粉体に第〗の加熱処理と 2の加熱処理を施した後、 熱問塑性加てを施すことに より、 上記の限定された組織を有するアルミニウム合金が得られることが開示さ れてレ、る:.
Ji記の公報に閗示されたアルミニウム合金の製造方法においても、 やはり 1 ϋ 体積％のァモルファス相を得ろために急冷凝固の際に ^レ、冷却速度を必要とする ため、 実際の工業生産ではその製造コス卜が高くなるという問題がある，
以上の従来技術の ί 題点を要約すると、 以下の表〗のようになる。 表 1
Figure imgf000005_0001
そこで、 この発明の目的は、 上記のような課題を解決し、 ェ桨的に生 可能な、 従来よりも高レ、強度と籾性を兼ね備えたアルミニゥム合金とその製造方法を提供 することである。 発明の開示
上記の課題を克服するために、 本願 ¾明者らは、 ァレミニゥム合金のサブミク 口ンレベルの微細組織と、 その機械的特性について徹底的な^ ίι 検討を行なつヒ： その際、 アルミニウム合金を" —アルミニウム結晶と Λ 1 一添加兀素の金属 Pr^匕 合物との複合材料とみなし、 粒子分散強化複合材料としてその材料組織と機械的 特性の関係に立ち返って評価した。 その結果、 以下のような事 i'fiが判明した。 延性材のマトリックスと脆性材の粒子とからなる粒子分散強化複合材料につい て考えてみることとする。 その際に脆性材の粒子のァスぺク ト比が 1に近いと仮 定する。 1 0 0 %の延性材のマトリックスの状態から徐々に脆性材の粒子をラン ダムな位置に添加していくと、 初めはバラバラに存在してレ、た脆性材の粒 -の問 隔が徐々に狭まつていき、 所々に複数個の脆性材の粒チが連結したクラスタが発 生するようになる。 さらに、 脆性材の粒 1'-を ^加させていき、 その体積率が 3 0
〜 4 0 %を超えるようになると、 脆-性 Wの粒子同 L-が試料全域にわたつて速結す るようになる。 脆性材の粒子の 積率が () %未満では、 複合 Μ料の ' 性は、 life 性材粒子の増加に ί半レ、緩や力、に低下する 度である-, 'しかし、 脆性材の粒子の体 積率が 3 0〜 4 0。/。を超えるようになろと、 籾性は箸しく低下する。
また、 たとえば延性材の粒子のァスぺク ト比が 1 よりも十分大きく、 脆性材の 粒子がランダムな位置にランダムの方向を向いて存在する場合には、 脆性材の粒 子の ί本稍率が 3 0 %より低レ、所でも、 脆性材の粒子同十が試料全城にわたつて迚 結するようになり、 ^性低ドの臨界体祯率が低ドする 逆に、 脆性材の粒 の^ 精率が 4 (J %よりも卨ぃ場合で 、 脆性 Wの粒子が規則的な配^をとれば、 脆性 材の粒子同土-の連結が試料全域には及ばないことが起こり得て、 ^性が維持され る場-合もある„
以上のように、 粒子分散強化複合材料の籾性は、 従来から考えられていたよう な、 強化拉子 （ここでは脆性材の粒子） の ^祯率だけでは一律的に規定されるも のではなく、 強化粒子相互の連結性によって規定されるべきものであるつ
このような知見を A 1 一 T M— L n ( T M ：遷移金厲元素、 L n ：希: h類元 素） 系などのアルミニウム合金に対して適用した場合には、 ひ一アルミニウム結 品が延性 のマ卜リックスとみなすことができ、 金 J¾問化合物の結晶粒子または 微細な非晶質領域を脆性材の粒子とみなすことができ、 丄:記の脆性材の粒ィの体 積率につ1.、ての [¾係を適用することができる.， このように上^の 1 ¾を適川すろ
•1 と、 十分な靱性を得るためには、 金厲問化合物の結晶粒子同士が試料全城にわた つて連結しないことが必要であるつ
以上の知見に基づき、 本発明に従った高強度高靱性アルミニゥム合金において は、 平均結晶粒径が 6 () 〜 1 0 () 0 n mの範囲内の結晶粒からなる a _アルミ二 ゥムの相と、 平均結晶粒径が 2 0 〜 2 0 O O n mの範囲内の結晶粒からなる 2種 以上の金属問化合物の相とを備え、 金属問化合物の結晶粒問の迚-結が断続するよ うに金属間加て物の結晶粒は分散している、 言い換えれば、 アルミニウム合金全 体にわたって連結することなく、 微細に分散していることを特徴とするものであ る。
α—アルミ二ゥムの平均結品粒径、 金厲問化合物の、 均結品粒径の 1 定¾由を 以下に説明するつ
ひ一アルミ二ゥムの平均結晶粒径が 6 0 n m来満であると、 アルミニウム合金 の製造に際して高い冷却速度を必耍とし、 製造コス トが高くなる。 また、 "ーァ ルミ二ゥムの平均結晶粒径が 1 0 () 0 n mより大きいと、 結晶粒の微細化による 強化が有効に働かず、 かえって強度が低下する。 このような理由により、 "ーァ ルミ-ゥムの平均結晶粒径の範囲が限定される。
金属問化合物の ^均結品粒径が 2 0 n m未満であると、 アルミニウム合金の製 造に際して高い冷却速度を必要とし、 製造コス トが高くなる。 また、 金属問化^ 物の平均結晶粒径が 2 0 0 0 n mより大きいと、 マ卜リックスとの の複合強化 作用が有効に働かず、 かえって強度が低下する。 このような理由により、 金属問 化合物の平均結晶粒径の範 liilが限定される,.
また、 本発明の好ましいアルミニウム合金は、 上記の特徴に加えて、 "一アル ミニゥムの結晶粒の內部に結晶粒径が 2 ϋ 〜 9 0 0 n mの結晶粒からなる第 1の 金属問化合物を含み、 結晶粒径が 4 0 0 〜 2 0 O O n mの結晶粒からなる、 第 1 の金属問化合物とは異なる稀類の第 2の金属問化合物が 1種以上、 "一アルミ二 ゥムの結晶粒界に沿って分布していることを特徴とする。
上記のように、 第 1と第 2の金属問化合物、 言レ、換えれば 2稀以上の金属問化 合物の幾何学的配置によって、 高温でのひ一アルミニウム結晶の粒成長を抑制し、 耐熱性を向上させることができる。 さらに、 本発明の好ましいアルミニウム合金においては、 "ーァ /レミ二ゥムの 結晶粒の内部に存在すろ第 1の金展,問化合物が Λ 1 と Z rを含み、 ひ一アルミ二 ゥムの結晶粒界に沿って分布している第 2の金属間化合物が Λ 1 と Z ( Zは Y . L a , C e ， S m， N d . m (ミッシュメタル） 力 ^らなる群より選ばれた 1稗 以上の金属元素） を含む。
二のように" —アルミニゥム結品粒内に存在すろ第 1の金属問化合物が A 1 と Z rを含むため、 Z rのアルミニウムマ卜リックス中の拡散が遅いことによって、 耐熱性を向上させることができる。 また、 α—アルミニウム結品粒界に沿って分 布している第 2の金厲問化合物が Λ 1 と Ζ ( Ζは Υ . L a , C e , S m . N d , ： I m (ミッシュメタル） からなろ胙より選ばれる 1 ί 以ヒの金属元^) を Qむ二 とにより、 第 2の金 ¾ΠΠ化合物の結品粒界における分散性が くなり、 アルミ二 ゥム合金の籾性を向 hさせることができる,，
好ましくは、 u—アルミニウム結晶粒内に存在する第〗の金属間化合物が L 1 2 型または D O 2 3型の結品構造を有する。 1の金属問化合物が L 1 2型である ことにより、 "一アルミニウム結晶との格了-のマッチングが i¾くなり、 耐熱性を 向上させることができる。 また、 笫 1の金展,問化合物が D () ,：, であれぱ、 結 晶構造の安定性に優れた金属 Ιίίΐ化合物を得ることができろ.、
さらに好ましくは、 木発叨のア ミニウム合金の研磨された断面において、 ひ 一アルミ-ゥム結晶粒界に ¾つて分布していろ第 2の金屈 化合物の形状が 下 のよ-)に限定された形状を冇する。 ' .
第 2の金厲問化合物の周囲長の、 -均値が 7 〜 1 5 μ m、 第 2の金属問化合物の 円形度の平均値が 0 . 1 5 〜 0 . 4 5、 第 2の金) ¾ί 1化合物の針状比の平均値が 1 〜 ； 、 第 2の金 ¾問化合物の主軸方向の標準 差が 4 0 " 以上、 第 2の金属問 化合物の (本積率が 1 2 〜 2 5 %であるのが好ましレ、 二のように限定された形状 を有する第 2の金属 化合物の粒子を α—アルミニゥム結品粒界に治って分布さ せろことにより、 第 2の金屈 Rij化合物が連結することなく、 耐熱性向上のための —アルミニウム結晶の粒界ビン止め効果を有効に 5δ揮すろことができる,， なお、 上記の金属問化合物の形状に閲する限定において、 円形度は、 4 X ;τ X (余厲問化合物の断面嵇） / (金属問化合物の断面の阆 ffl長） 2で定義される,. 針状比は、 図 1に示される金属問化合物の断面において、 （金属問化合物の断 Si の絶対最大長） a 2 Z (その絶対最大長 a に沿って延びる直線に平行な 2本の K線で金属間化合物の断面の外周を挟んだときの 2直線問の距離） a 1で定義さ れる。 また、 金属間化合物の主軸方向の標準 ί扁差は、 図 2に示される金属問化合 物の断而において、 X軸と点線で表わされる金厲^1化合物粒子の主軸の 向との なす角度 0のばらつき、 すなわち標'準偏差で表わされる。
好ましくは、 本発明のアルミニウム合金の組成は一般式： Λ 1 π Z r ,, X ; Ζ で表わされる。 ここで、 Xは T i， V, C r , Mn, F e , Co, N i， Cu力 らなる群より選ばれる 1嵇以上の金属元素であり、 Zは Y , L a, C e . Sm. Nd, Mm (ミッシュメタル） からなる 111より選ばれる 1種以上の金属元素であ り、 a, b， c , dは原-了 ½で aが 9 (：)〜 97 a t %の範囲内、 b力； 0. 5 ~ 4 a t %の範囲內であり、 cと dは図 3の点 Λ B C Dで 1 まれた範囲內の^ ％で ある。 なお、 図 3は横軸に金属元素 Xの原子％、 縦軸に金属元素 Ζの原了- %をと り、 ^標は金厲元素 Xの原子。 /0と金属元素 Ζの原子％の組で表わされ、 点 Λの J 搮は （0. 1 , 4) 、 点 Bの座標は （0. 1 , 1 ) 、 点 Cの座標は （2. 5， 1 ) 、 点 Dの座標は （1. 5， . ) である。 cと dの原了-%の ίίϊϊは、 図 3で示さ れる Λ 13 C Γ)点で [用まれた斜線部の颃城内の値を存する。
上記のように、 アルミニゥム合金に添加されろ元素の役割とその含打 mを限定 した现由とを以下に説明する,、
A 1は、 ex—アルミニゥム結晶として均 --微細な組織を形成し、 結晶粒微細化 効果により強度の向上に寄与-する。
Z rは、 急冷凝固の際に Λ ., Z rとして"一アルミニウム結晶化の結晶核と なる。 この結晶核が試料中に均一分散することによって α—アルミユウム結晶粒 の均一微細な分散が可能となる。 Z rの含有¾は0. 5〜4原子％の範函内であ ることが必要である。 Z rの含有量が 0， 5原子％未'満では結品核となる効果が 十分ではない。 また、 Z rの含有量が 4原子％より大きいと、 金属問化合物とし ての A 1 3 Z rの体積率が大きくなりすぎ、 籾性が低下する。 このような理由 により、 Z rの含有量が限定される。
X (丁 i . V, C r， Mn. F e, C o, N i , C uからなる群より^ばれた 1種以ヒの金属元素） は、 合金溶湯の粘度を高め、 "一アルミニウム結品化の結 晶核の数密度を高める， 金屈元素 Xの含有贵が 0 . 1原 ϊ·%未満では、 結晶核の 数密度を高める効果がト分ではない。 また、 金属元素 Xの含 最が 2 . 5原子％ より大きいと、 金属間化合物としての A 1 — Xの体積率が大きくなりすぎ、 籾性 が低下する。 このような理由により、 金属元素 Xの含有量の範囲が限定される.
Ζ ( Υ , L a , C e , S m , N d ， M m (ミッシュメタル） から選ばれる 1種 以上の金属元素） は、 合金溶湯の粘度を高め、 u—アルミニウム結品化の結晶核 の数密度を める。 また、 金厲元尜 Zは、 Λ 1 との金属問化合物としての結晶化 に際しては"一アルミニウム結晶粒の粒界に沿って分散析出し、 分散強化による 強度向 1:に寄^する。 金屑,元素 Zの含有 _½が 1原ィ- %未満では、 結晶核の数密度 を高める効果が十分ではない.， また、 金屈元尜 zの含 - aが 4原 ½より きい と、 金 ¾問化合物としての Λ 1 — Xの体積率が大きくなりすぎ、 性が ί氏下する, このような现由により、 金属元素 Ζの含有 ¾の範開が限定される,，
本発明のアルミニウム合金は、 Λ 1 との親和性が強く、 かつ いに親和性の弱 い 2種以上の添加元素と Λ 1 とからなる合金の溶湯を液体急冷法で 冷凝固し、 必要に応じてそれに熱処理を施すことにより得ることができる,， この際の冷却速 度は 1 0 3〜 1 0 5 K / s e し'であろのが特に好ましレ、
さらに、 本発明に従ったアルミニウム合 の製迠方法によれば、 Λ 1 を構成元 素の 1つとする金属問化合物を結品核としたひ一アルミニウム微細結品扣を、 結 晶核とは異なる、 Λ 1を構成元 の 1つとする氽½問化合物相が取り ΙίϋΙむセル状 の複相組織を有する急冷凝固したアルミニゥム合金に、 5 9 3 Κ以上の 度に 1 . 5 K/ s e c以上の昇温速度で加熱熱処理すろことによって、 上述のように限定 された高強度高 '籾性ァルミニゥム合金が得られる,， このように出発ネ才料として h 記の急冷凝固した結晶質のアルミニゥム合金を用いろため、 ½来技術に比べて低 い冷却速度で出発材料を製造することができる。 また、 この出発材料を 5 9 3 K 以上の温度に 1 · 5 K Z s e し-以上の昇温速度で加熱熱処现す ことによって、 出発材料の段階では連結していた、 " —アルミニウム結晶粒界に って分布して いる金属問化合物が連結しないようになり、 結果として高靱性を得ることができ ろ。 このときの加熱熱処理が 5 9 3 K未満で行なわれると、 "一アルミ—-ニゥム結 晶粒界に沿って分布している金属問化合物の連結を切断することができない ま た、 1 . 5 K/ s e c未満の昇温速度で加熱熱^理を行なうと、 "一アルミユウ ム結晶粒が粗大化し、 結果として得られる合金の強度が低下する。
上記の出発材料としてのアルミニウム合金を準備する際の急冷凝固は、 ガスァ トマィズ法または液体ァ卜マイズ法によって行なうのが好ましい。 また、 上記の 加熱熱処理の後、 熱間塑性加工を施すのが好ましい， この場合、 熱問塑性加工は 粉末鍛造によつて行なわれるのが好ましい,，
以上のように、 この発明によれば、 高い強度と籾性を兼ね備えたアルミニウム 合金を低コストで工業的に生産可能な方法で得ることができる。 図面の筋単な説明
図 1は、 この発明に従った好ましいアルミニウム合金において"一アルミニゥ ム結晶粒界に沿って分布する金属問化合物の針状比を定義するために用いられ、 金属間化合物の断面を模式的に示す図である。
図 2は、 この発明に従った好ましいアルミニウム合金においてひ 一アルミニゥ ム結晶粒界に沿って分布している金属問化合物の主軸の方向の標準 差を定義す るために用いられ、 金厲問化合物の断面を模式的に示す図である。
図 3は、 この発明に従った好ましいアルミニウム合金において金扉,元素 Xと Z の組成範囲を示す同である r:
¾明を実施するための最良の形態
実施例 A
表 2に す合金組成を有するアルミニウム合金をアーク溶解によってインゴッ ト状にした後に、 単口ール式液体急冷装置を用レ、てこのインゴットをリボン状試 料とした 表 2において各合金の組成は含有元素の原子％の値で示され、 「Λ 1 一 b a 1」 は残部がアルミニウムであることを示す.， リボン状試料の作製は、 先 端に直径 0 · 5 m mの細孔を備えた石英製ノズルを、 2 0 () 0 r p mで回転して いる銅製 π—ルの直上（）. 5 m mの位 Eに設置し、 石英製ノズル中に入れたイン ゴッ ト状のアルミニウム合金を高周波溶解して噴射圧 7 8 k P aでァ /レミニゥム 合金の溶湯を噴射してリボン化することによって行なわれた—
二のようにして得られたリボン状試料の組織を各^施例にっレ、て観察すると、 Λ 1 を構成元素の 1つとする金属問化合物を結晶核とした α —アルミニゥム結晶 相を、 その結晶核とは異なる、 Λ 1 を構成元素の 1つとする金厲問化合物相が取 囲むセル状の複相組織を冇 -ることが確認された..
さらに、 これらのリボンを表 2中の条 it-で熱処理した。 表 2中において、 たと えば 「 7 7 3 K 3 0 s e し'」 は、 7 7 3 Kの温度で 3 0秒問熱処理したことを意 味する なお、 各熱処 ¾において昇温速度は】 . 5 K / s e c以上であつた ,， また、 リボン化する際の冷却速度を確認するために、 同様の作製条件で 2 0 I 4 Λ 1合金組成のリポンを作製し、 その組織中のデン ドライ 卜アーム問隔を測定 することによつて¾際の冷却速度を見 つた。 それによれば、 ^却速度は 3 X
1 0 1 K / s e cであった,、
nられた各実施例と各比蛟例のリボンについて高分解能の走査 子顕微鏡 ( s
E M ) によって微細組織を観察した,， その観察結果によれぱ、 表 2に されるよ うに、 実施例においては金属問化合物 （ I M C ) が互いに連結することなく微細 に分散していることが観察された. -方、 比較例においては金屈問化合物同 ί:が 連結しているのが観¾された、
さらに、 各実施例と各比 '咬例で得られたリボンを川いてィンス ト口ン引張り試 験機で引張り試験を?丁なつた.， その結！: 表 に 'ί;される。 U T Sは引張り強度 の ίΐ を示している。 ' 施例のいずれもが、 比較例に比べて高い引張り強度と高い 仲びとを兼ね備えていろことが理解される..
Figure imgf000013_0001
80101/86 OAV 実施例 B
ガスァ卜マイズ装置を川いて、 表 3に示す合余組成を有するアルミニウム合金 粉末を作製した,， 噴霧は、 穴の直径が 2 m mのノズルから落 Fさせたアルミニゥ ム合金の溶湯に窒素ガスを 1 O k g ί πι Ίこ加圧して衝突させることによつ て行なわれた。
このようにして得られたアルミニゥム合金粉末の組織を観察したところ、 ¾施 例 Λと同様に、 Λ 1 を構成元素の 1つとすろ金屑,問化合物を結晶核とした α—ァ ルミニゥム結晶相を、 上記の結晶核とは ¾なる、 Λ 1 を構成元素の 1つとする金 属間化合物相が取 Iffiむセル状の複扣組織を有することが確認された:，
また、 上^と同様の喰霧条 ί'Ι:で 2 () 1 4 Λ 1 合金組成の粉末を作製し、 その組 織中のデンドライ 卜アーム問隔の測定から ¾際の冷却速度を見 #ίもった それに よれば、 粒径が 6 5 mのアルミニウム合 ^粉末が得られるとき、 冷却速度は 2 X 1 0 ·' / s e cであった。
次に、 上記のように作製された^アルミニゥム合金粉末を 6 5 μ m未満にふる い分けし、 その処理された粉末をブレス成形した後、 加熱脱ガス処理を施し、 5 9 3〜 8 7 3 Kの範囲内の温度で粉末鍛造を行なった。 各フレス成形体の加熱条 忭の到達温度と界温速度は表 3中に示されている、 このようにして得られた各実 施例と 比蛟例のアルミ二ゥム合金の微細組織を支施例八と同様に^分解能の S E Mによって観察した., それによれば、 ^施例のいずれもが、 金属問化 物 （ I M C ) が互いに連結せず微細に分散していろことが観 ¾された： 一お、 比蛟例に おいては、 金属問化合物が互いに迚結していることが観察された。
さらに、 各粉末鍛造体の断面を獍而研磨し、 ;分解能の S E Mで 5万倍の倍率 で微細組織写真を撮影した。 その後、 各写真をバーソナルコンピュータに読込ま せ、 コンピュータによる画像解析を行なった。 この解析によってひ一アルミユウ ム結晶粒界に沿って分布していろ第 2の金属，問化合物の形状を測定した,， 表 4中 に示される金属問化合物の形状に関するデ一タは 3つの視野で測定されたデ一タ の平均 (I在を示している。
表 4中において方向標準偏差とは、 金属問化合物の主軸の方向の標準偏差を示 している： なお、 金属問化合物と "一アルミニウムとは、 微細組織写莨上でのコン 卜ラス 卜が異なっているので、 "一アルミニウム結晶粒界に分布すろ； Π 2の金属 f!i]化 物のみをコンピュータに認識させて、 金属問化合物の形状の測定を行なうことが できた.： 金属問化合物の体積率は、 金展,問化合物の空問分布が完全に等方的であ ると仮定すると、 断面における而積率がそのまま ί本積率に等しいことになる Ώ 二 こでは面積率を算出して、 その ίίϊϊを体祯率としたデータを表 4屮に している 以上のようにして作製された金属問化合物の形状に閲するデータは、 いずれの 実施例においても本発明で規定されろ範 ffl内にあることがわかる
さらに、 実施例 Λと同様にインス卜ロン引張り試験機を用いて引張り試験を行 い、 各粉末鍛造 ί本の引張り強度 ( U T S ) と仲びを測定した.. 各粉末鍛造^のシ ャルヒー衝^ (Ρ'ίも測定した,. 二らの -も Μ 4中に示す.
これらの機械的性 に するデータから mらかなよ ')に、 雄例による粉末 鍛造体は、 比較例のものに比べて、 高い引張り強度と仲びとを兼ね備え、 さらに シャルピー衝撃瞭も高い二とが理解される:.
表 3
Figure imgf000016_0001
表 4
Figure imgf000017_0001
以上に f;fl示された -施例はすべての点で例示的であって制限的なものではない と考慮されるべきである。 木発明の範 は、 以ト.の灾-施例ではなく、 特許請 の 範囲によつて定められるものであり、 特許^求の筛两と均等の意味および範晒内 でのすべての修正や变 ) を含むものである 産紫上の利; π可能性
以上のように、 この 明にしたがったァ /レミ二ゥム合金は強靭性が要求される 部品ゃ怫造材料に用いるのに適している。 また、 この発明のアルミニウム合金は 低コス トで、 ェ紫的に生¾可能である

Claims

請求の! SSffl
1 . 'f均結晶粒径が 6 0〜 1 0 0 0 n mの範 11内の結晶拉からなる"一アル ミニゥムの相と、 甲-均結晶粒径が 2 0〜 2 0 0 0 n mの範 (ffl内の結晶粒からなる 2稗以 1 :の金 化合物の相とを備え、 1 金厲問化合物の ¾品粒問の速結が断 続すろように前記金属問化合物の結晶粒は分散していろ、 高強度高'籾性アルミ二 ゥム合^
2 . 前記 "一アルミ二ゥムの結晶粒の內部に結晶粒伃が 2 ()〜 9 0 0 n mの 結晶粒からなる第 1の金 ¾問化合物を含み、 結品粒 -が 4 () 0〜 '2 0 0 0 n mの 結晶粒からなる、 m 1の金 i Sl化合物とは¾なろ祯類の 2の金厲問化合物 が 1種以上、 r!iirill tt—アルミニウムの結 ( 粒界に って分布している、 ,;;H求 】 に記赖の 強度高籾性アルミニゥム合金
3 . 前記第 1の金厲 化^物が Λ 1 と Z rとを含み、 前記第 2の金屈問化合 物が Λ 1 と Z ( Zは Y , L a , C e， S m , N d , M m (ミッシュメタル） 力 ら なる^より選ばれた〗禅-以上の金属元素である） とを含む、 ^求 ¾ 2に記載の^ 強度卨靱性ァルミニゥム合佘。
4 . 前記^ 1の金 , ί?ίΙ化合物が L 1 または D ϋ 2 :ί の結品構造を打すろ、 請求ゆ: :3に記載の高強度^^性アルミ二ゥム合金
5 . 当該アルミニゥム合 の研 された断而において、 前記第 の金 問化 合物の周囲長の^均 flfiが 7〜 1 5 /Z m、 |読第 2の金 ¾ !化合物の円形度の平均 値が 0 . 1 5〜 0 . 4 5、 m 2の金厲問化台物の針状比の、 均 が 1 〜 5、
Γιίί記 2の金属^ ίΐ化合物の主軸方向の標準^差が 4 0 ' 以上、 m の金属問 化合物の^積率が 1 2〜2 5 %であり、 前記 Iリ形度は、 4 X 7： X (金屈 化合物 の断面積） / (金属間化合物の断而の周閉長） 2で定義され、 前記針状比は、 (金属問化合物の断 Lfiiの絶対最大長） / (その絶対 ¾大長に って延びる直線に 甲-行な 2木の直線で金属問化合物の断而の外 を挟んだときの ' I 線問の距離） で定義される、 ^求項 4に記載の卨強度,' ' 性アルミニゥム合金。
6 . 一般式： Λ 、 Z r b X r Z dで表わされ、 ただし、 式中の Xは T i ， V , C r , M n , F e , C o , N i . C uのうちから選ばれる 1揷以 kの金 元素、 Zは Y, L a , C e， S m, N d， Mm (ミ ッシュメタル） から選ばれる 1種以 上の金属元素、 a, b , c , dは原子％を示し、 aは 9 ()〜 9 7原子％の範囲内 であり、 bは 0. 5〜 4原子％の範 11内であり、 cと dは、 図： 3に Γ:す点 Λ (0. 1 , 4) , B (0. 1 , 1 ) 、 C ( 2. 5. 1 ) 、 D ( 1 . , 3 ) で囲まれる 範四内の原子％で表わされる組成を冇すろ、 請求項 1に記載の高強度高靱 ttアル ミニゥム合金。
7. A 1 を構成元素の〗つとする企 Jl ni】化合物を結品核とした Q—アルミ二 ゥム結晶相を、 前記結晶核とは異なる、 Λ 1 を怫成元素の 1つとすろ金厲問化合 物相が取り ffflむセル状の複相組織を すろ急冷凝^したアルミニウム合金に、 5 9 K以上の温度に 1. 5 K7 s e c以 hの昇 ¾速度で加熱熟処理すろ、 ¾求项 1に IL!救の^強度高籾性アルミニゥム合金の製 方法,：
8. 前記急冷凝岡は、 ガスァ卜マイズ法または液体ァトマイズ法によって Π- なわれ、 前記加熟熟処迎の後、 熟問塑性加工を施す、 求項 7に記載の^強度高 靱性アルミニウム合金の製造方法。
9. 前記熱問塑性加工は、 粉末鍛造である、 ^求 ¾ 8に記載の卨強度高靱性 アルミニゥム合金の製造方法
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