【発明の詳細な説明】 A.発明の目的 （１） 産業上の利用分野 本発明は高強度高靭性アルミニウム合金の製造方法に関する。

（２） 従来の技術 従来、この種合金として、機械的特性等を改善する目的で、組織を微細化した急冷凝固アルミニウム合金が知られている。

（３） 発明が解決しようとする課題 しかしながら前記従来合金は、高硬度ではあるが低靭性であるため、適用範囲が狭く、汎用性に欠けるという問題がある。

本発明は前記に鑑み、比較的硬度が高く、且つ優れた靭性を有すると共に、汎用性のあるアルミニウム合金を得ることのできる前記製造方法を提供することを目的とする。

B.発明の構成 （１） 課題を解決するための手段 本発明に係る高強度高靭性アルミニウム合金の製造方法は、化学式:Al _a Fe _b Y _cで表わされ、a,b,cがそれぞれ原子％で、90＜ａ＜94、３＜ｂ＜７、１＜ｃ＜６であり、
且つ非晶質相と過飽和固溶体とが混在した金属組織を有するアルミニウム合金素材に、350〜400℃にて熱処理を施すことにより、前記金属組織を、各相の大きさが0.4
μｍ以下である、金属間化合物を含む複相組織に変換することを特徴とする。

（２） 作用 前記製造方法によれば、前記のように特定された組成および金属組織を備えることによって、比較的高硬度で、且つ高靭性であり、また高い引張強さを有するアルミニウム合金を容易に得ることができる。 またアルミニウム合金素材は高靭性であるから熱間成形性が良好であり、したがって合金製造と同時に成形を行うことも可能である。 たゞし各化学成分の配合割合が前記範囲を逸脱すると、アルミニウム合金が高硬度で、且つ脆弱になるか、または高靭性ではあるが低硬度になる。

（３） 実施例 アルミニウム合金の製造に当っては次のような方法が採用された。

即ち、アーク溶解によりAl−Fe−Ｙ系母合金を溶製し、次いでAr雰囲気中での単ロール法（直径250mmの銅製ローラ、回転数4000rpm）により一次組織を持つリボン状アルミニウム合金素材（以下、１次合金と称す）を製造し、その後１次合金に真空下で熱処理を施して二次組織を持つリボン状アルミニウム合金（以下、２次合金と称す）を得る。

表Ｉは各種１次,2次合金の組成および各種物性を示す。

7）が比較例によるアルミニウム合金である。

各１次,2次合金（１）〜（27）のビッカース硬さはマイクロビッカース硬度計を用いて測定された。

また密着曲げ試験は、第１図に示すようにリボン状の２次合金Ａを、それの両端部Aa,Abを把持して折曲げ、
中央部分が破断したときの、その中央部分外周面に生じる円弧Acの直径ｌを測定することにより行われた。 この密着曲げ試験の測定値は、破断ひずみ（εｆ）として表わされ、２次合金Ａの厚さをｔとしたとき破断ひずみ（εｔ）は、εｆ＝t/（ｌ−ｔ）となる。

密着曲げ可能状態は、２次合金Ａが破断せずにその両端部Aa,Abが密着した状態であって、このときの破断歪（εｆ）は、εｆ＝t/（2t−ｔ）＝１である。 表Ｉにおいて、「○」は密着曲げが可能であることを示し、また「×」は密着曲げが不可能であることを示す。

第２図は、１次合金（１）〜（27）におけるFeおよびＹの配合割合とビッカース硬さとの関係を示す。 図中、
点（１）〜（27）は１次合金（１）〜（27）に対応し、
また各点（１）〜（27）近傍の数値はビッカース硬さ（Hv）を示す。

表Ｉおよび第２図に示すように、１次合金（１）〜
（11）は、Al _a Ye _b F _cにおいて、a,b,cがそれぞれ原子％
で、90＜ａ＜94、３＜ｂ＜７、１＜ｃ＜６の条件を満足しており、また非晶質相と過飽和固溶体とが混在した金属組織を有する。 これら１次合金（１）〜（11）は、ビッカース硬さ（Hv）が250≦Hv≦400であって高硬度であるが高靭性であるため、熱間成形性が良好となり、また引張強さも向上している。

１次合金（12），（13），（15）〜（24）は、非晶質相と過飽和固溶体とが混在した金属組織を有する。 この場合、１次合金（12），（13）はFeおよびＹの配合割合が小さいので引張強さが低く、一方、１次合金（15）〜
（24）は高硬度であり、且つ脆弱である。

また１次合金（14）は過飽和固溶体であって、高靭性ではあるがFeおよびＹの配合割合が小さいので引張強さが低い。

さらに１次合金（25）〜（27）は非晶質相であって、
高靭性ではあるが低硬度である。

第３図は、２次合金（１）〜（27）におけるFeおよびＹの配合割合とビッカース硬さとの関係を示す。 図中、
点（１）〜（27）は２次合金（１）〜（27）に対応し、
また各（１）〜（27）近傍の数値はビッカース硬さ（H
v）を示す。

表Ｉおよび第３図に示すように、実施例による２次合金（１）〜（11）は、Al _a Fe _b F _cにおいて、a,b,cがそれぞれ原子％で、90＜ａ＜94、３＜ｂ＜７、１＜ｃ＜６の条件を満足し、また熱処理により相分解が行なわれて、
各相の大きさが0.4μｍ以下である微細な複相組織が出現し、その結果、ビッカース硬さ180以上と比較的硬度であって、引張強さも向上しており、その上密着曲げ試験結果より高靭性であることが明らかである。

比較例による２次合金（12）〜（14）、（16）〜（1
9）は高靭性ではあるが低硬度であり、また２次合金（1
5），（20）〜（27）は高硬度であって低靭性である。

第4,第５図は、１次合金に対する熱処理温度と、２次合金の破断ひずみ（図中、線ｘ）およびビッカース硬さ（図中、線ｙ）との関係を示す。 第４図は実施例による２次合金（８）〔Al ₉₂ Fe ₅ Y ₃ 〕に、第５図は比較例による２次合金（26）〔Al ₉₀ Fe ₅ Y ₅ 〕にそれぞれ該当する。
熱処理条件は、各温度にて１時間加熱、その後徐冷である。

第４図線ｘから明らかなように、２次合金（８）の場合は、熱処理温度300℃にて破断ひずみが最低値となるが、それ以上の熱処理温度域では相分解が行われて微細な複相組織が出現するので破断ひずみが上昇し、熱処理温度を350〜400℃の範囲に設定することによって破断ひずみεｆ＝１に回復し、したがって高靭性となる。

また第４図線ｙから明らかなように、ビッカース硬さについては熱処理温度300℃にて最高値となり、それ以上の熱処理温度域ではビッカース硬さが低下するが、熱処理温度350〜400℃においては200以上の値を有し、したがって比較的高硬度である。

一般に、アルミニウム合金を用いた粉末冶金分野では、300〜450℃にて素材の脱ガス処理および熱間押出し加工等の熱間成形作業を行うので１次合金（８）の場合は、前記熱処理温度350〜400℃を脱ガス温度および熱間成形温度に設定することによって、２次合金（８）の製造と同時にその高靭性を利用して低圧力下にて成形作業を行うことが可能となり、また２次合金（８）は高強度高靭性といった機械的特性を備えている。

第５図において、２次合金（26）の場合は、線ｘから明らかなように一旦低下した破断ひずみはεｆ＝１には回復せず、したがって前記２次合金（８）に比較して靭性が低い。

第６図は１次合金（８）および２次合金（８）の金属組織を示す透過型電子顕微鏡写真であり、同図（ａ）は１次合金（８）に該当し、また同図（ｂ）は２次合金（８）において熱処理条件を温度350℃、１時間に設定した場合に、さらに同図（ｃ）は２次合金（８）において熱処理条件を温度500℃、１時間に設定した場合にそれぞれ該当する。

第６図（ａ）から明らかなように、１次合金（８）は非晶質相と過飽和固溶体とが混在した微細な金属組織を有する。

また同図（ｂ）から明らかなように、２次合金（８）
においては、熱処理条件を前記のように特定することにより相分解が行われて微細な複相組織が出現している。
この場合、高強度高靭性の面から各相の大きさは0.4μ
ｍ以下であることが望ましい。

さらに同図（ｃ）においては、熱処理温度が高いために成長が起って金属組織が粗大化することが明らかである。 これは、第４図線ｘからも分かるように２次合金（８）の低靭性化および低硬度化を招来する。

表IIは、各種２次合金の複相組織における同定金属間化合物と、未同定金属間化合物（unidentified compoun
d、表中、uic）を示す。 表IIにおいて、「○」は金属間化合物が存在することを示す。

℃に設定したときの時間と破断ひずみとの関係を示す。

同図より、熱処理温度を300℃と低く設定しても、30時間以上加熱することにより、相分解の発生による破断ひずみの回復が認められる。

第８図は、Heアトマイズ法を適用して得られた粉末状１次合金（８）における粒径とビッカース硬さとの関係を示す。 点ｚは、単ロール法により得られリボン状１次合金（８）のビッカース硬さを示す。

この粉末状１次合金（８）の粒径が25μｍよりも小さい場合（即ち、粒径＜25μｍ、Hv≧250）には、粉末状１次合金（８）の金属組織は、大部分が過飽和固溶体であり、前記リボン状１次合金（８）と同等であることが確認された。

前記粉末状１次合金（８）を、400℃まで加熱した後、熱間押出し加工を行って直径10mm、長さ180mmの丸棒状２次合金（８）を得たところ、その２次合金（８）
の引張強さは約90kg f/mm ²で、またシャルピー衝撃値は約1.3kg−m/cm ²であった。 このシャルピー衝撃値は、通常の急冷凝固アルミニウム合金の0.3〜0.5kg−m/cm ²に比べて優れている。 これは前記２次合金（８）の高硬度高靭性に起因する。

また熱間押出し加工において、押出圧は50〜80kg f/m
m ²であり、通常の急冷凝固アルミニウム合金の80〜100k
gf/mm ²に比べて低下している。 これは前記２次合金（８）の前記温度における高靭性化に起因する。

表IIIは、過飽和固溶体である他の２次合金の組成と相分解温度を示す。

は相分解温度が低く、したがって実施例による２次合金（８）に比べて脱ガス処理および熱間成形性の点において劣る。

C.発明の効果 本発明によれば、前記のように特定された組成および金属組織を備えることによって、高強度で、且つ高靭性であると共に、汎用性を持つアルミニウム合金を容易に製造することができる。

また本発明によれば、前記アルミニウム合金を容易に製造することができる。 その上、アルミニウム合金素材は熱間成形性が良好であるから合金製造と同時に成形を行ってアルミニウム合金に所定の形態を付与することができる。 その成形に当っては、熱間成形圧力を低くし得るので、製造設備の小形化および設備コストの低減を図り、延いてはアルミニウム合金の製造コストを安価にすることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は密着曲げ試験法の説明図、第２図は１次合金におけるFeおよびＹの配合割合とビッカース硬さとの関係を示すグラフ、第３図は２次合金におけるFeおよびＹの配合割合とビッカース硬さとの関係を示すグラフ、第4,
第５図は二種の２次合金における熱処理温度と、破断ひずみおよびビッカース硬さとの関係を示すグラフ、第６
図（ａ）は１次合金の金属組織を示す顕微鏡写真、第６
図（ｂ），（ｃ）は２次合金の金属組織を示す顕微鏡写真、第７図は２次合金における熱処理温度を300℃に設定した場合の熱処理時間と破断ひずみとの関係を示すグラフ、第８図は粉末状１次合金の粒径とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl. ⁶識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１Ｂ (72)発明者 堀村 弘幸 埼玉県和光市中央１丁目４番１号 株式 会社本田技術研究所内 (56)参考文献 特開 昭60−248860（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−275732（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl. ⁶ ，ＤＢ名) C22F 1/04 C22C 21/00 - 21/18