JP4958292B2 - アルミニウムダイカスト合金、この合金からなる鋳造コンプレッサ羽根車およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、例えば過給機に使用されるコンプレッサ羽根車などに好適な高強度と、ダイカストに好適な優れた耐焼付性とを有するアルミニウムダイカスト合金に関わり、また、このアルミニウムダイカスト合金からなる鋳造コンプレッサ羽根車およびその製造方法に関するものである。

例えば自動車や船舶等の内燃機関に組み込まれる過給機は、内燃機関からの排気ガスを利用して排気側のタービン羽根車を回転させ、このタービン羽根車と同軸上にある吸気側のコンプレッサ羽根車を回転させて外気を吸気して圧縮する。そして、圧縮した空気を内燃機関に供給して内燃機関の出力向上を図る機能を有する。上述の過給機に使用されるタービン羽根車は、内燃機関から排出される高温の排気ガスに曝されるため、通常は耐熱強度に優れるニッケル合金やチタンアルミニウム合金等が使用される。一方、コンプレッサ羽根車は、外気を吸気する部分で利用されて高温に曝されることがないため、通常はアルミニウム合金等が使用される。

従来、コンプレッサ羽根車に使用されるアルミニウム合金としては、例えば、米国材料試験協会（ＡＳＴＭ）規定のＡｌ−９％Ｓｉ−１．８％Ｃｕ−０．５％Ｍｇ合金である３５４．０（以下、Ａ３５４という）やＡｌ−５％Ｓｉ−１．３％Ｃｕ−０．５％Ｍｇ合金である３５５．０、ＪＩＳ−ＡＣ４Ｃ（Ａｌ−７％Ｓｉ−０．３％Ｍｇ合金）等が実用され、前記Ａ３５４からなる鋳造コンプレッサ羽根車は多く利用されている。また近年は、内燃機関の燃焼効率をさらに向上させる目的でタービン羽根車およびコンプレッサ羽根車をより高速回転させるための種々の検討がなされ、高速回転によってコンプレッサ羽根車に作用する遠心力が増大すると予測されている。また、コンプレッサ羽根車は、高速回転することで曝露温度が従来よりも上昇して１８０〜２００℃にも達すると予測されている。このため、常温に加え、１８０〜２００℃といった高温域においても高強度を有するコンプレッサ羽根車が必要になると予測され、従来のＡ３５４よりも高強度な材質の開発が望まれている。

また、コンプレッサ羽根車は、例えば、ハブ軸部と、該ハブ軸部から半径方向に延在するとともにハブ面とディスク面を有するハブディスク部と、前記ハブ面に配列された複数の羽根部とを含み、各々の羽根部が複雑な空力学的曲面形状のブレード面を表裏に有する、複雑な形状を有している。そこで、従来、コンプレッサ羽根車は、鍛造素材から削り出して形成されるか、または、例えば特許文献１に開示されるようにプラスターモールド法により鋳造して形成される。前記Ａ３５４からなる鋳造コンプレッサ羽根車もプラスターモールド法により製造されている。

前記プラスターモールド法は、製品と実質的に同一形状を有するゴム模型の周りに石膏などを被覆して鋳型を形成する鋳造方法である。鋳型の形成においてはゴム模型が内包されることとなるが、ゴム模型は大きく弾性変形させることができるため、上述した複雑な形状を有するコンプレッサ羽根車であっても、ゴム模型を鋳型から簡単に離型できる。よって、プラスターモールド法は、コンプレッサ羽根車のハブ部と複雑な形状を有する羽根部とを一体かつ一括で形成できる優れた製造方法である。しかしながら、ゴム模型や石膏鋳型の製作、鋳造後の石膏鋳型の解体やブラスト等による鋳型滓除去清浄など、製造工程が長いために生産性や製造コストの点では不利であり、改善が望まれている。

また、アルミニウム合金に適用される鋳造方法のひとつとして、優れた生産性やコストパフォーマンスを有しているダイカスト（高圧射出鋳造）が知られている。ダイカストでは、高圧力での溶湯射出に耐えられる鋳型として金型が使用され、金型のキャビティは一般的にはＦｅ基合金を用いて画成される。このため、鋳造時の溶湯凝固速度（冷却速度）が特段に速くなり、これにより含有元素に拠らなくとも微細で緻密な鋳造組織が形成され、引張強さなどの機械特性の特段の向上が期待できる。

しかしながら、アルミニウム合金はＦｅ基合金との親和性が高く、金型のキャビティにおいて焼付現象を生じやすい。このため、アルミニウム合金に対してＦｅやＭｎを添加することにより、ダイカスト用途に使用できる合金を得ることもあり、例えば特許文献２には、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金に対して質量％でＦｅ：０．１９〜０．３０％およびＭｎ：０〜０．４９％を添加し、これにより合金の耐焼付性を向上させる提案もなされている。
また、アルミニウムダイカスト合金として一般的によく知られ、前記Ａ３５４などよりもＭｇ含有量が少ないＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金であるＪＩＳ−Ｈ２１１８規定のＡＤＣ１２では、例えば非特許文献１（Ｐ．３０９、図１．７ 試験片による鉄含有量と機械的性質（ＡＤＣ−１２））には、Ｆｅ含有量が０．５％違うだけで１３％もの引張強さの違いを生じることが開示され、Ｆｅ含有量によっては引張強さを大きく損ねてしまうことが知られている。

特開２００５−２０６９２７号公報 特開平１０−２９８６８９号公報 文献名：鋳造技術シリーズ６ 軽合金鋳物・ダイカストの生産技術、Ｐ．３０９図１．７試験片による鉄含有量と機械的性質（ＡＤＣ−１２）、編者：軽合金の生産技術教本編集部会、発行者：財団法人素形材センター、発行年：１９９３年１２月２７日

コンプレッサ羽根車に適用されている従来合金Ａ３５４は、Ｓｉ含有量を増し、Ｓｉ含有量が増すことで多く形成されてしまい合金の強度を阻害する共晶Ｓｉを球状化するためにＳｒを添加し、これにより常温における強度を得ている。しかしながら、１８０〜２００℃といった高温域における強度を得るためには、Ｓｉの作用効果では不十分であった。また、従来合金Ａ３５４をそのままダイカストに適用しようとすると、金型に対する焼付現象を生じやすいという問題があった。

本発明の目的は、例えば鋳造コンプレッサ羽根車に用いられる従来合金Ａ３５４よりも高強度を有することができる新規な合金組成であって、耐焼付性に優れるアルミニウムダイカスト合金を提供することである。また、前記アルミニウムダイカスト合金から成る鋳造コンプレッサ羽根車、および、その製造方法を提供することである。

本発明者は、常温（２５℃）に加え、１８０〜２００℃といった高温域でも合金が高強度を有するように、従来合金Ａ３５４においてＳｉをＮｉに置換することが有効であることを見出し、さらに、Ｆｅの添加がＳｉ含有量の少ない合金においても金型に対する合金の耐焼付性向上効果が有効に作用することを見出した。これらの知見をもとに他の添加元素との適正なバランスを見出し、本発明に到達した。
すなわち、本発明のアルミニウムダイカスト合金は、質量％で、Ｃｕ：３．２〜５．０％、Ｎｉ：０．８〜３．０％、Ｍｇ：１．０〜３．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下、さらに０．３％を超えて１．５％以下のＦｅを含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物から成る、耐焼付性に優れるアルミニウムダイカスト合金である。

本発明のアルミニウムダイカスト合金は、望ましくは、質量％で、Ｃｕ：４．０〜５．０％、Ｎｉ：１．０〜２．０％を含む。
より望ましくは、本発明のアルミニウムダイカスト合金は、質量％で、Ｆｅ：０．５〜１．５％を含む。
また、さらに望ましくは、本発明のアルミニウムダイカスト合金は、質量％で、Ｍｇ：１．２〜２．５％、Ｓｉ：０．３〜１．０％を含む。
また、本発明のアルミニウムダイカスト合金は、質量％で、Ｂ：０．０６％以下を含むことができる。

そして、本発明においては、自動車等に使用され、ハブ軸部と、該ハブ軸部から半径方向に延在するとともにハブ面とディスク面を有するハブディスク部と、前記ハブ面に配設された複数の羽根部とを含む羽根車形状体である鋳造コンプレッサ羽根車に、前記本発明のアルミニウムダイカスト合金を用いることが好適である。
また、前記複数の羽根部が、長羽根と短羽根とが交互に配列されて成る鋳造コンプレッサ羽根車にも、前記本発明のアルミニウムダイカスト合金を用いることができる。

前記鋳造コンプレッサ羽根車は、ハブ軸部と、該ハブ軸部から半径方向に延在するとともにハブ面とディスク面を有するハブディスク部と、前記ハブ面に配設された複数の羽根部とを含む、前記本発明のアルミニウムダイカスト合金を用いて羽根車形状にダイカスト形成した成形体を用意し、該成形体に対して溶体化処理を施し、前記溶体化処理された前記成形体に対して時効処理を施すことで、機械特性を改善することができる。それ故に、優れた鋳造コンプレッサ羽根車を得ることができる。

本発明のアルミニウムダイカスト合金は、鋳造コンプレッサ羽根車等に用いられていた従来のＡ３５４に比べ、常温（２５℃）に加え、１８０〜２００℃といった高温域においても高強度を有することができるとともに、ダイカストに適用できる優れた耐焼付性を有することが期待できる。
前記本発明のアルミニウムダイカスト合金を用い、例えば自動車などに搭載される過給機用の鋳造コンプレッサ羽根車を形成することにより、従来よりも高速回転であっても、また１８０〜２００℃の高温環境下であっても使用可能な鋳造コンプレッサ羽根車を安定量産することができるので、本発明は工業上極めて有益な技術となる。

本発明のアルミニウムダイカスト合金における重要な特徴は、従来合金Ａ３５４などのＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金において、Ｓｉに代えてＮｉを添加し、さらにＦｅを添加した合金とし、該合金に含まれる各合金元素の含有量を適正化したことである。
以下、本発明のアルミニウムダイカスト合金について、Ａｌに対する添加合金元素と各合金元素の含有量の限定理由について詳細に説明する。また、各合金元素の含有量は、特に断らない場合には質量％で示す。

Ｎｉ：０．８〜３．０％
本発明において、Ｎｉは、１８０〜２００℃といった高温域において強度を向上させるために重要な元素である。例えば、従来合金Ａ３５４におけるＳｉをＮｉに置換することで、Ｓｉによって得ていた常温（２５℃）での強度を確保することに加え、Ｓｉでは不十分であった１５０℃や２００℃といった高温域での強度の向上が期待できる。本発明において、Ｎｉは、合金の強度向上効果を有する他のＣｕおよびＭｇの含有量を考慮して０．８〜３．０％とする。Ｎｉ含有量が０．８％未満では、Ｎｉ系の金属間化合物の晶出量あるいは析出量が不足するので強度の向上が期待できない。また、Ｎｉ含有量が３．０％を超えると、Ｎｉ系の晶出物あるいは析出物が過剰に生成されてしまい、伸びを低下させることとなる。Ｎｉ含有量は、望ましくは１．０〜２．０％とする。このように合金に対して適量のＮｉを含ませることにより、Ｎｉ系の金属間化合物が好適に生成され、上述したように高温域での強度の向上が期待できるようになる。

Ｆｅ：０．３％を超えて１．５％以下
本発明において、Ｆｅは、合金をダイカスト用途に用いる場合、金型に対する耐焼付性を向上させ、ダイカスト形成に使用する金型に対する焼付現象を抑制させるために重要な元素である。本発明において、Ｆｅは０．３％を超えて添加することが望ましく、ＣｕやＮｉおよびＭｇの含有量を考慮して０．３〜１．５％とする。これにより、合金の強度を阻害させることなく耐焼付性の向上が期待できる。それ故に、従来合金Ａ３５４と同様に実用に適うようになり、また、ダイカスト用途に好適なアルミニウムダイカスト合金となる。Ｆｅ含有量が０．３％以下では、ダイカストに適用した場合に金型の焼付現象を防止することができない。また、Ｆｅ含有量が１．５％を超えると脆化しやすくなって強度が劣化してしまう。こうなると、例えば鋳造コンプレッサ羽根車用途等では致命的である。

なお、従来合金Ａ３５４では、Ｆｅは、強度や伸びを劣化させる元素であるとして、ＡＳＴＭでは０．２％以下に規制されていた。これは、ＦｅがＳｉとの間で金属間化合物を生成しやすく、また、Ｆｅが多く含まれると共晶Ｓｉの球状化が阻害されて強度が阻害されることによる。また、上述の非特許文献１が開示するように、Ｆｅは、合金の引張強さに対して鋭敏に影響しやすい元素であり、合金におけるＦｅ含有量をできるだけ低く規制しておくことが望ましいことによる。本発明では、Ｓｉを１．０％以下に規制することでＦｅとＳｉとの金属間化合物や共晶Ｓｉの生成を抑え、この問題の発生を防止している。

Ｓｉ：１．０％以下
本発明においては、Ｓｉは、上述したようにＦｅとの金属間化合物や共晶Ｓｉを生成し、また、Ｍｇと結び付いてＭｇ_２Ｓｉを生成する。これらの生成物が過多になると合金の強度が阻害されるため、Ｓｉ含有量を１．０％以下とする。なお、Ｍｇ含有量を考慮した上で、Ｓｉを少量添加することは望ましい。生成されたＭｇ_２Ｓｉを溶体化処理によりＡｌマトリックス内へ固溶させ、次いで時効処理により均一かつ微細に析出させることにより、合金の常温での強度をさらに向上させることができる。しかしながら、本発明においては、Ｓｉ含有量を１．０％超にすると、Ａｌマトリックス内に固溶しきれないＳｉが析出物として粒界に残存し、これにより伸びを劣化させることがある。また、Ｓｉは、Ｍｇに対して優先的に結合するため、Ａｌマトリックス内に固溶するＭｇ量が減少することとなって強度を低下させることがある。望ましくは、Ｓｉ含有量を０．３〜１．０％とし、これによりダイカストにおける鋳造性を確保するとともに合金の強度をさらに向上させる。例えばコンプレッサ羽根車をダイカスト形成する場合、コンプレッサ羽根車の薄肉の羽根部に対する湯流れ性の向上が期待できる。

以下、上述したＮｉやＦｅ、およびＳｉ以外の各合金元素について説明する。
本発明においては、ＳｉをＮｉに置換し、Ｓｉを多量に含まない合金とした。しかしながら、単純に置換しただけでは、常温（２５℃）での合金の強度は十分ではない。そこで、常温（２５℃）での強度低下を補償するために、ＣｕおよびＭｇの含有量を最適化した。
ＣｕおよびＭｇは、Ｓｉを多量に含ませない場合には、Ａｌマトリックス内に固溶することで合金の強度を向上させる固溶強化や、鋳造後に熱処理（Ｔ６処理：ＪＩＳ−Ｈ０００１）を施すことで合金の強度を向上させる析出強化といった作用効果を発現する重要な元素である。

Ｃｕ：３．２〜５．０％
本発明において、Ｃｕ含有量は３．２〜５．０％とし、十分な強度を得る。Ｃｕ含有量が３．２％以下では、Ａｌマトリックス内への固溶量が不足するので、合金が十分な強度を有さないことがある。また、Ｃｕ含有量が５．０％を超えると、粒界にＣｕＡｌ_２（θ相）等の金属間化合物が多量に晶出したり析出したりするので破断伸び（以下、伸びという）を低下させることがある。Ｃｕ含有量は、望ましくは４．０〜５．０％とする。

Ｍｇ：１．０〜３．０％
本発明において、Ｍｇ含有量は１．０〜３．０％とし、Ａｌマトリックス内にＭｇを固溶させる。もしくは、Ｓｉを含む場合には、ＭｇとＳｉとで金属間化合物（Ｍｇ_２Ｓｉ）を生成させて固溶させる。これにより伸びを向上させる作用効果を得る。よって、Ｍｇ含有量を好適にすることでＦｅを含ませても適度な伸びを有することができる合金となることが期待できる。しかしながら、Ｍｇ含有量が１．０％未満では、Ａｌマトリックス内への固溶量が少なすぎて固溶強化が期待できない。また、Ｍｇ含有量が３．０％を超えると、余剰となったＭｇによって伸びが低下してしまうばかりか、鋳造性を著しく阻害することがある。Ｍｇ含有量は、望ましくは１．２〜２．５％とする。

また、ＣｕおよびＮｉを含むアルミニウム合金を鋳造した場合、鋳造の凝固時にＡｌ_５ＮｉＣｕ（Ｙ相）やＣｕＡｌ_２（θ相）といった晶出物が生成される。さらにＭｇおよびＳｉを含む場合には、凝固時にＭｇ_２Ｓｉといった晶出物が生成される。そして、凝固時に生成される各金属間化合物のなかでも、Ｎｉを含む金属間化合物であるＡｌ_５ＮｉＣｕ（Ｙ相）が優先的に晶出する。Ｙ相は、高温での強度を向上させるが、過剰な晶出は伸びを低下させてしまう。また、このＹ相に取り込まれなかったＣｕは、主としてＣｕＡｌ_２（θ相）を生成し、溶体化処理および時効処理を経て得られる析出強化に寄与する。それ故に、ＣｕおよびＮｉを適正に含ませるようにしてＹ相およびθ相の生成を調整することが望ましく、合金における強度と伸びのバランスをより好適にでき、常温における強度がさらに向上されることが期待できる。あるいはさらに１５０〜２００℃といった高温における強度の向上も期待できるものとなる。

Ｔｉ：０．０５〜０．２０％
本発明において、Ｔｉ含有量を０．０５〜０．２０％にすると、Ａｌマトリックスが生成される過程でＴｉＡｌ_３等の結晶核が結晶粒界に晶出する。これにより、Ａｌマトリックスの結晶粒の成長を抑制してＡｌマトリックスの結晶粒を微細化させ、合金の強度をさらに向上させる。例えばコンプレッサ羽根車をダイカスト形成する場合に、急冷凝固によって薄肉である羽根部の凝固組織は微細化されやすく、羽根部に比べて鋳造容量の大きいハブ部の凝固速度は極端に遅くなることが予測される。よって、適量のＴｉを添加して鋳造容量の大きいハブ部における結晶粒を微細化させることにより、鋳造コンプレッサ羽根車の強度の向上が期待できる。なお、従来のＡ３５４では、Ｔｉは０．２０％以下とされ、必ずしも含まなくともよいとされる元素である。しかしながら、本発明においては、Ｔｉが０．０５％未満では結晶粒を微細化させる効果が小さく、例えば上述したハブ部において十分な強度が得られないことがある。一方、Ｔｉが０．２０％を超えると、結晶粒の微細化に寄与しない余剰のＴｉが他元素とＴｉＡｌ_３などの金属間化合物を生成し、Ａｌマトリックスの結晶粒界に過剰に晶出して伸びを低下させることがある。

本発明のアルミニウムダイカスト合金においては、前記Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｔｉは積極的に添加することで有効な作用効果を得るための重要な元素である。また、前記Ｓｉは、Ｍｇ含有量を考慮して添加することで有効な作用効果が得られる元素である。また、後述するように、Ｔｉ含有量を考慮してＢを添加することで、Ｔｉの作用効果を促進させることもできる。これらの元素以外の残部は、マトリックスとなるＡｌと、不可避的不純物である。

本発明においては、Ｂは必ずしも含まなくともよい元素である。しかしながら、原料としてＴｉＢを使用することで、原料として純Ｔｉを使用するよりも、コスト面で格段に有利となる。例えばＴｉＢを使用する場合、Ｔｉ含有量の２０％程度のＢを含むように調整することが望ましい。これにより、ＢはＴｉＢ_２等を生成し、Ａｌマトリックスの結晶粒の微細化を促進させるといったＴｉの作用効果をより高めるように作用する。例えばＴｉ含有量を０．０５〜０．２０％とする場合、Ｂ含有量を０．００１〜０．０６％となるように調整することが望ましい。この場合、０．０６％を超えてＢを含ませても効果の向上は期待できず、ＴｉＢ_２等が多量に晶出することとなって伸びを低下させることがある。

本発明における不可避的不純物としては、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｃ、Ｎ、Ｏといった元素が混入する場合がある。不可避的不純物のうちＭｎは、Ａｌ−Ｓｉ系合金においては、Ｆｅには及ばないものの、Ｆｅ基合金から成る金型に対する合金の焼付性を改善する作用効果が知られている。本発明においては、例えば不純物としてのＭｎは、０．２０％以下であれば本発明の作用効果を阻害することがない。

本発明のアルミニウムダイカスト合金は、上述した通り、質量％でＣｕ：３．２〜５．０％、Ｎｉ：０．８〜３．０％、Ｍｇ：１．０〜３．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下、さらに０．３％を超えて１．５％以下のＦｅを含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる組成とすることが重要である。また、本発明のアルミニウムダイカスト合金は、その組成によってダイカスト形成されたままの状態よりもさらに優れた機械特性を得るために、ＨＩＰ処理（熱間静水圧加圧処理）や、溶体化処理および時効処理（Ｔ６処理：ＪＩＳ−Ｈ０００１）を施すことができる。これにより、常温（２５℃）や、１５０℃や２００℃といった高温においても優れた強度が期待できるアルミニウムダイカスト合金を得ることができる。

ＨＩＰ処理は、ダイカスト形成したままの状態において鋳造時の内部欠陥が存在する場合、この欠陥を押し潰して微小化することができ、上述の溶体化処理および時効処理を施す前に施すことが望ましい。ＨＩＰ条件は、高温環境下で軟化させて塑性変形させる処理であることから、合金を溶融させない程度の高温が望ましく４８０〜５５０℃が好適である。また、圧力もできる限り高圧力が望ましく９０ＭＰａ以上が好適である。そして、前記温度および前記圧力により１〜５時間で保持することが好適である。これにより、鋳造時の内部欠陥の微小化が期待できる。なお、ＨＩＰ処理は、溶体化処理の処理条件と同等であることから、コストや生産性を考慮すれば、溶体化処理と同時に実施することが望まれる。しかしながら、ＨＩＰ処理は、装置上の制約によって水冷等による急冷が難しく、ＨＩＰ処理によって一旦Ａｌマトリックス内に固溶した金属間化合物が徐冷されて析出してしまうため、溶体化処理と同等の効果を得ることは難しい。

溶体化処理は、前記各種金属間化合物をＡｌマトリックス内へ固溶させるために実施するものであり、対象となる合金組成に好適な処理条件を選定することができる。例えば、保持する温度や時間の条件を、温度４８０〜５５０℃、時間：６〜１６ｈの範囲で幾つか変えて仮に溶体化処理を施し、各々の引張強さや伸びなどの機械特性を測定し、処理条件として好適な温度と時間を決定することができる。また、鋳造コンプレッサ羽根車などの用途に好適となる強度を確保するためには、次工程で施す時効処理による伸びの低下分を勘案し、処理条件を選定することが望ましい。

時効処理は、先に選定した処理条件で溶体化処理を施した後に、前記各種の金属間化合物を析出させて、所望する０．２％耐力、伸び、引張強さなどの機械特性を確保するために実施する。時効処理条件は、対象となる合金組成に好適な処理条件を選定すればよく、例えば、保持する温度や時間の条件を、温度１５０〜２００℃、時間：３〜１６ｈの範囲で幾つか変えて仮に時効処理を施し、各々の引張強さや伸びなどの機械特性を測定し、処理条件として好適な温度と時間を決定することができる。また、鋳造コンプレッサ羽根車などの用途に好適となる強度や伸びが得られる処理条件を選定することができる。

次に、本発明の鋳造コンプレッサ羽根車について説明する。
本発明の鋳造コンプレッサ羽根車は、上述の本発明のアルミニウムダイカスト合金を用いてダイカスト形成することにより得られるものであり、ハブ軸部と、該ハブ軸部から半径方向に延在するとともにハブ面とディスク面を有するハブディスク部と、前記ハブ面に配設された複数の羽根部とを有してなる羽根車形状を有している。また、複数の羽根部は、長羽根と短羽根とが交互に配列されたものであってもよい。

本発明の鋳造コンプレッサ羽根車の一例を、図１（ａ）および図１（ｂ）に模式的に示す。鋳造コンプレッサ羽根車１（以下、羽根車１という）は、ハブ軸部２と、該ハブ軸部２から半径方向に延在するとともにハブ面４とディスク面５を有するハブディスク部３、前記ハブ面４に配設された複数の羽根部とを含む羽根車形状を有している。また、この羽根車１の羽根部は、長羽根６と短羽根となるスプリッタ羽根７とが交互に配列され、各々が複雑な空力学的曲面形状のブレード面を表裏に有している。

また、本発明の鋳造コンプレッサ羽根車は、上述の本発明のアルミニウムダイカスト合金と同じ組成成分を有することから、本発明のアルミニウムダイカスト合金と同等の機械特性を有することが期待できる。これとともに、ダイカスト形成によって得た鋳造コンプレッサ羽根車であることから、微細で緻密な鋳造組織が形成されており、従来合金Ａ３５４などのＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金を用いてプラスターモールド法によって得る鋳造コンプレッサ羽根車よりも、高強度を有する鋳造コンプレッサ羽根車となっていることが期待できる。

本発明の鋳造コンプレッサ羽根車を製造する方法としては、例えば以下のような手段を採用できる。
まず、ダイカスト成形装置により、上述の本発明のアルミニウムダイカスト合金からなる溶湯を用いてダイカスト形成することにより、コンプレッサ羽根車の形状を有する成形体を得る。次いで、得られた成形体に対して好適な条件で溶体化処理および時効処理を施す。具体的には、例えば、温度：４８０〜５５０℃、時間：６〜１６ｈで溶体化処理した後に、温度：１５０〜２００℃、時間：３〜１６ｈで時効処理を施すことが好適である。また、必要に応じてバリ取りや研磨等の後処理を施すといった手段である。また、ダイカスト形成後の成形体に対し、ＨＩＰ処理を施してもよい。

また、前記成形体のダイカスト形成においては、合金溶湯の射出温度、射出圧力、射出速度、および溶湯射出後の冷却パターン等のダイカスト条件は、コンプレッサ羽根車の形状や、溶湯やダイカスト成形装置等により適宜選択することができる。
また、溶体化処理は、Ａｌマトリックス内への金属間化合物の固溶量の確保や、固溶において金属間化合物を均一に分布させることを考慮し、より望ましくは、温度：５３０〜５５０℃、時間：８〜１２ｈで処理する。また、時効処理は、金属間化合物の析出量の確保や、析出において金属間化合物を均一に分布させることを考慮し、より望ましくは、温度：１７０〜１９０℃、時間：６〜１０ｈで処理する。

また、本発明の鋳造コンプレッサ羽根車は、ダイカスト形成用の金型から離型可能な程度のアンダーカットを羽根部に有していてもよい。この場合、以下のような手段を採用すればよい。例えば、ダイカスト形成する羽根車形状を有する成形体の羽根部の形状を型開き可能な形状とし、ダイカスト形成後、例えば切削、押圧、曲げなどの機械加工を施すことにより、得られた成形体の羽根部を最終形状とするといった手段である。また例えば、鋳造コンプレッサ羽根車の隣接する各羽根間の空間形状を有するスライド金型を中心軸に向かって複数対向させ、これによって形成された空間に溶湯を射出充填して羽根車形状を有する成形体を形成後、スライド金型を回動させつつ中心軸の半径方向に移動させて型開きするといった手段である。

上述の本発明のアルミニウムダイカスト合金からなる溶湯は、以下のような手段によって製造することができる。まず所要の原料を溶解して金型等のインゴットケースに鋳造してインゴットを形成し、上述の各合金元素を規定量だけ含むアルミニウムダイカスト合金のマスター合金を得る。次いで、得られたマスター合金を溶解し、鋳造羽根車のダイカスト形成に用いるといった手段である。また、溶解にはガス式や電気式等の直接加熱炉や間接加熱炉、鋳造装置に設けられた溶解坩堝等を用いることができ、攪拌や脱ガス処理を施す等ことが望ましい。また、溶湯は大気中や不活性ガス雰囲気中で取り扱うことが望ましい。

（アルミニウムダイカスト合金）
以下、本発明のアルミニウムダイカスト合金につき、実施例によりさらに具体的に説明する。
表１に示す各組成の合金を用いて試験片を作製し、各試験片の機械特性を確認した。具体的には、各試験片を用い、温度：２５℃（常温）、１５０℃、および２００℃において、０．２％耐力（ＪＩＳ−Ｚ２２４１）、伸び（ＪＩＳ−Ｚ２２４１：破断伸び）、引張強さ（ＪＩＳ−Ｚ２２４１）を測定して評価した。また、温度１８０℃において低サイクル疲労試験を実施して評価した。以下、各元素の含有量はすべて質量％で記載する。なお、表１には、不可避的不純物の一例としてＭｎの含有量を示している。

前記試験片は、以下の手段により作製した。まず、大気雰囲気の電気溶解炉を用いて各合金溶湯を製造し、温度７２０℃の試料溶湯をスプーンにより採取し、型温１００℃のＪＩＳ４号舟形金型（高さ４０ｍｍ、長さ１８０ｍｍ下部幅２０ｍｍ、上部幅３０ｍｍ）に大気中で鋳造形成することにより、各々複数の試供体を製作した。得られた各試供体に対して、温度５２５℃、加圧力１０３ＭＰａで２時間保持する条件でＨＩＰ処理を施した。次いで、組成を鑑みて好適と考えられる処理条件を選定し、温度５４０℃で１２時間保持した後に湯冷する溶体化処理を施し、さらに温度１８０℃で８時間保持した後に空冷する時効処理を施した。

次に、得られた各試供体から、機械加工によって全長９５．０ｍｍで外径１２．７ｍｍ、平行部は長さ１８．５ｍｍで直径６．３５ｍｍの試験片を切り出した。これにより、表１におけるＮｏ．１〜６の試験片を得た。なお、表１において、本発明のアルミニウムダイカスト合金の実施例としてはＮｏ．２〜５試験片、比較例としてはＦｅ含有量が過少のＮｏ．１試験片、Ｆｅ含有量が過多のＮｏ．６試験片である。また、従来合金Ａ３５４から成るＮｏ．７試験片も同様に製作した。上述のＪＩＳ４号舟形金型を用いて得た各々の試験片は、ダイカスト形成によって得た試験片よりも凝固組織が粗く形成される。このため、０．２％耐力、引張強さ、伸びなどの機械特性は、ダイカスト形成によって得た試験片よりも低下してしまう。しかしながら、それぞれの合金組成の機械特性を相対評価することは可能であり、このようなＪＩＳ４号舟型金型を用いる合金の特性評価手段は従来用いられている。

上述のように製作したＮｏ．１〜７の各試験片を用い、２５℃（常温）、１５０℃、２００℃の各温度において、０．２％耐力、伸び、引張強さを測定した。そして、従来合金Ａ３５４においてＳｉに換えてＮｉを添加し、さらにＦｅを添加することにより、従来合金Ａ３５４と同等もしくはより高い０．２％耐力や引張強さが得られるのか、また、適度な伸びが得られるのかを確認した。そしてまた、従来はＦｅ含有量が多くなると強度を阻害するとされていた点について、本発明のアルミニウムダイカスト合金の実施例であるＮｏ．２〜５と、比較例であるＮｏ．１、Ｎｏ．６とを比較して確認した。その結果を表２に示す。

０．２％耐力（ＪＩＳ−Ｚ２２４１）
２５℃、１５０℃、および２００℃における０．２％耐力は、従来合金Ａ３５４（Ｎｏ．７）ではそれぞれ２９８ＭＰａ、２７４ＭＰａ、および２５２ＭＰａに達し、Ｎｉを添加したＮｏ．１〜６ではそれぞれ２９９〜３１６ＭＰａ、２８８〜３０３ＭＰａ、および２８０〜２８９ＭＰａに達していた。よって、従来合金Ａ３５４においてＳｉに換えてＮｉを添加し、さらにＦｅを添加した本発明の実施例（Ｎｏ．２〜５）を含むＮｏ．１〜６のアルミニウムダイカスト合金は、２５℃においては従来合金Ａ３５４に比べて同等もしくはそれ以上の０．２％耐力を有していることが確認できた。また、１５０℃や２００℃といった高温においては、従来合金Ａ３５４よりもより高い０．２％耐力を有していることが確認できた。

次に、Ｎｏ．１〜６において、２５℃における０．２％耐力は、Ｆｅが０．１５％と少ないＮｏ．１では３０６ＭＰａであり、Ｆｅが１．７０％と多いＮｏ．６では３１０ＭＰａであって、Ｆｅ含有量が増えると０．２％耐力が低下するといった傾向は認められなかった。また、本発明の実施例であるＮｏ．２〜５は、従来合金Ａ３５４と同等もしくはより高い０．２％耐力を有することが確認できた。さらに、本発明の実施例であるＮｏ．３（Ｆｅ：０．５５％）は３１６ＭＰａと最も高い０．２％耐力を有しており、適度なＮｉやＦｅを含む本発明のアルミニウムダイカスト合金は優れた０．２％耐力を有する合金となることが確認できた。

また、Ｎｏ．１〜６において、１５０℃における０．２％耐力は、Ｎｏ．１では２９６ＭＰａであり、Ｎｏ．６では２９０ＭＰａであった。また、２００℃における０．２％耐力は、Ｎｏ．１では２８６ＭＰａであり、Ｎｏ．６では２８０ＭＰａであった。よって、１５０℃や２００℃といった高温域では、Ｆｅ含有量が増えると０．２％耐力がわずかに低下するような傾向が認められたものの、従来合金Ａ３５４よりも高い０．２％耐力を有しており、実用に適うことがわかった。また、本発明の実施例であるＮｏ．２〜５は、１５０℃や２００℃といった高温域であっても、従来合金Ａ３５４よりも高い０．２％耐力を有していることが確認できた。さらに、１５０℃において本発明の実施例であるＮｏ．３は３０３ＭＰａと最も高い０．２％耐力を有し、２００℃において本発明の実施例であるＮｏ．２（Ｆｅ：０．３５％）は２８９ＭＰａと最も高い０．２％耐力を有していた。よって、適度なＮｉやＦｅを含む本発明のアルミニウムダイカスト合金は、１５０℃や２００℃といった高温域であっても、優れた０．２％耐力を有する合金となることが確認できた。

以上より、従来合金Ａ３５４においてＳｉに換えてＮｉを添加して高強度とし、さらに、ダイカストに使用する金型に対する耐焼付性を向上させるためにＦｅを０．３０〜１．５０％含ませた本発明のアルミニウムダイカスト合金は、従来のＡ３５４と比べても０．２％耐力が低下せず、むしろ、さらに高い０．２％耐力を有することができることが確認できた。よって、本発明のアルミニウムダイカスト合金が、従来のＡ３５４と同様に０．２％耐力について実用に適う合金であることを確認でき、また、Ｆｅ含有量が多いことから優れた耐焼付性が期待できるアルミニウムダイカスト合金であることが確認できた。

引張強さ（ＪＩＳ−Ｚ２２４１）
２５℃、１５０℃、および２００℃における引張強さは、従来合金Ａ３５４（Ｎｏ．７）ではそれぞれ３９６ＭＰａ、３２１ＭＰａ、および２７７ＭＰａに達し、Ｎｉを添加したＮｏ．１〜６ではそれぞれ３５８〜３８８ＭＰａ、３４８〜３６２ＭＰａ、および３２０〜３４２ＭＰａに達していた。
なお、２５℃においては、本発明の比較例でありＦｅを１．７０％と多く含むＮｏ．６では、引張強さが３５８ＭＰａと従来合金Ａ３５４よりも低くなっていた。また、Ｆｅが０．３５〜１．４７％の本発明の実施例（Ｎｏ．２〜５）や、Ｆｅがさらに少ない０．１５％のＮｏ．１では、従来合金Ａ３５４にはやや及ばないものの実用に適う引張強さを有していた。よって、常温（２５℃）においては、Ｆｅ含有量が１．５０％を超えて過多になると、合金の引張強さを低下させることがわかった。

また、１５０℃や２００℃といった高温においては、従来合金Ａ３５４においてＳｉに換えてＮｉを添加し、さらにＦｅを添加した本発明の実施例（Ｎｏ．２〜５）を含むＮｏ．１〜６のアルミニウムダイカスト合金は、従来合金Ａ３５４よりもより高い引張強さを有しており、実用に適う合金であることが確認できた。さらに、Ｆｅを添加したＮｏ．１〜６のアルミニウムダイカスト合金のなかにあっても、本発明の実施例であるＮｏ．３（Ｆｅ：０．５５％）は２５℃および１５０℃において３８８ＭＰａおよび３６２ＭＰａと最も高い引張強さを有し、本発明の実施例であるＮｏ．５（Ｆｅ：１．４７％）は２００℃において３４２ＭＰａと最も高い引張強さを有していた。よって、適度なＮｉやＦｅを含む本発明のアルミニウムダイカスト合金は優れた引張強さを有する合金となることが確認できた。

以上より、本発明のアルミニウムダイカスト合金は、従来のＡ３５４と比べてもあまり引張強さが低下せず、１５０℃や２００℃といった高温域では、むしろ、さらに高い引張強さを有することができることが確認できた。よって、本発明のアルミニウムダイカスト合金が、従来のＡ３５４と同様に引張強さについて実用に適う合金であることを確認でき、また、Ｆｅ含有量が多いことから優れた耐焼付性が期待できるアルミニウムダイカスト合金であることが確認できた。

伸び（ＪＩＳ−Ｚ２２４１：破断伸び）
前記表２に示すように、溶体化処理および時効処理をすべて同じ処理条件として実施したところ、２５℃、１５０℃、および２００℃のいずれにおいても従来合金Ａ３５４の伸びが大きくなった。また、Ｆｅが１．４７％以下のＮｏ．１〜５では、いずれの温度においても伸びが５％を超えていた。しかしながら、Ｆｅが１．７０％と過多のＮｏ．６では、２５℃で４．７％、１５０℃で５．０％、２００℃で４．８％と、最も小さい伸びとなっていた。これより、Ｆｅ含有量が過多になると、合金の伸びを低下させることがわかった。
また、伸びは、例えばコンプレッサ羽根車用途に使用される合金においては少なくとも５％を超えることが望まれ、Ｆｅを添加した本発明の実施例（Ｎｏ．２〜５）を含むＮｏ．１〜５のアルミニウムダイカスト合金が有する伸びは、例えばコンプレッサ羽根車用途に適うことが確認できた。

以上より、本発明のアルミニウムダイカスト合金は、従来のＡ３５４と比べてもあまり伸びが低下せず、１５０℃や２００℃といった高温域においても、むしろ、常温（２５℃）とほぼ同等で安定した伸びを有することができることが確認できた。よって、本発明のアルミニウムダイカスト合金が、従来のＡ３５４と同様に伸びについて実用に適う合金であることを確認でき、また、Ｆｅ含有量が多いことから優れた耐焼付性が期待できるアルミニウムダイカスト合金であることが確認できた。

（低サイクル疲労特性）
次に、前記試験片のうち本発明のアルミニウムダイカスト合金の実施例となるＮｏ．３、４と、Ｆｅ含有量が過少で比較例となるＮｏ．１と、従来合金Ａ３５４である７を用い、高周波加熱装置を用いて１８０℃に加熱した試験片に対し、１００００回以下で破壊されると考えられる０．８％の歪量を制御しながら繰り返し負荷する低サイクル疲労試験を実施した。その結果を図２に示す。なお、１８０℃の環境下を選定したのは、例えばコンプレッサ羽根車用途における常用中の最高温度とされていることによる。
従来合金に比べＦｅ含有量を増した本発明の実施例となるアルミニウムダイカスト合金は、Ｎｏ．４が約３５３０回、Ｎｏ．３が約３９６０回で破壊に到った。また、本発明の合金よりもＦｅ含有量が過少なＮｏ．１は約４３９０回で破壊に到った。一方、従来合金Ａ３５４は約２９４０回で破壊に到った。

よって、従来は機械特性が劣化するとされていたＦｅを０．３〜１．５％と多く添加した本発明のアルミニウムダイカスト合金は、従来合金Ａ３５４よりも良好な低サイクル疲労特性を有していることがわかった。また、Ｆｅ含有量が多くなると低サイクル疲労特性が低下していく傾向が認められ、従来合金Ａ３５４の低サイクル疲労特性と比べてもＦｅ含有量は１．５％を超えない範囲が好適であることが推測できた。それ故に、本発明のアルミニウムダイカスト合金は、実用に適う低サイクル疲労特性を有するとともに、Ｆｅ含有量が多いことから優れた耐焼付性が期待できるアルミニウムダイカスト合金であることが確認できた。

（鋳造コンプレッサ羽根車）
次に、本発明のアルミニウムダイカスト合金を用いて、図１に示す鋳造コンプレッサ羽根車１（羽根車１）を製作した。
具体的には、まず、ハブ軸部２と、該ハブ軸部２から半径方向に延在するとともにハブ面４とディスク面５を有するハブディスク部３、前記ハブ面４に配設された複数の羽根部とを含む羽根車形状体である羽根車１と、実質的に同形状の空間からなるキャビティを６台のスライド金型を用いて画成したダイカスト形成用金型を準備した。次に、前記ダイカスト形成用金型を組み込んだダイカスト成形機に対して、上述の表１に示すＦｅ含有量０．５５％の試験片Ｎｏ．３と同じ組成成分を有する溶湯を供給し、ダイカスト形成用金型のキャビティ内に溶湯を射出して充填した。そして、充填した溶湯が十分に凝固するまで放冷した。放冷後、ダイカスト形成用金型のキャビティを画成していたスライド金型を、ハブ軸部２の軸心から半径方向に移動しながら回転させて離型し、羽根車１と実質的に同形状にダイカスト形成された成形体を得た。離型の際、前記成形体は金型から滑らかに離型できた。また、前記成形体には、外観上、金型との焼付現象と考えられる疵等は認められず、溶湯の不廻り、ヒケ、ピンホールといった鋳造欠陥も認められなかった。

この後に、得られた成形体に対し、５２５℃、１０３ＭＰａで２時間保持するＨＩＰ処理を施した。これにより、前記成形体において生じたミクロシュリンケージ等の鋳造欠陥を鋳造コンプレッサ羽根車として所望される機械特性を損ねない程度に微小化することができた。さらに、ＨＩＰ処理した前記成形体に対し、５４０℃で１２時間保持する溶体化処理を施した後に１８０℃で８時間保持する時効処理を施し、仕上げとして清浄化処理を行って、図１に示す形状のダイカスト形成された本発明の鋳造コンプレッサ羽根車１を得ることができた。

本発明の鋳造コンプレッサ羽根車の一例を模式的に示す斜視図（ａ）および側面図（ｂ）である。 本発明のアルミニウムダイカスト合金から成る試験片を用いた低サイクル疲労試験の結果を示すグラフである。

符号の説明

１．鋳造コンプレッサ羽根車、２．ハブ軸部、３．ハブディスク部、４．ハブ面、５．ディスク面、６．長羽根、７．スプリッタ羽根

Claims (9)

1. 質量％で、Ｃｕ：３．２〜５．０％、Ｎｉ：０．８〜３．０％、Ｍｇ：１．０〜３．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下、さらに０．３％を超えて１．５％以下のＦｅを含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物から成る耐焼付性に優れていることを特徴とするアルミニウムダイカスト合金。
2. 質量％で、Ｃｕ：４．０〜５．０％、Ｎｉ：１．０〜２．０％を含む、耐焼付性に優れていることを特徴とする請求項１に記載のアルミニウムダイカスト合金。
3. 質量％で、Ｆｅ：０．５〜１．５％を含む、耐焼付性に優れていることを特徴とする請求項１または請求項２に記載のアルミニウムダイカスト合金。
4. 質量％で、Ｍｇ：１．２〜２．５％、Ｓｉ：０．３〜１．０％を含む、耐焼付性に優れていることを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれかに記載のアルミニウムダイカスト合金。
5. 質量％で、Ｂ：０．０６％以下を含む、耐焼付性に優れていることを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれかに記載のアルミニウムダイカスト合金。
6. 請求項１乃至請求項５のいずれかに記載のアルミニウムダイカスト合金で形成された鋳造コンプレッサ羽根車であり、ハブ軸部と、該ハブ軸部から半径方向に延在するとともにハブ面とディスク面を有するハブディスク部と、前記ハブ面に配設された複数の羽根部とを含むことを特徴とする鋳造コンプレッサ羽根車。
7. 複数の羽根部が、交互に配列された長羽根と短羽根からなることを特徴とする請求項６に記載された鋳造コンプレッサ羽根車。
8. 請求項１乃至請求項５のいずれかに記載のアルミニウムダイカスト合金を用いて、ハブ軸部と、該ハブ軸部から半径方向に延在するとともにハブ面とディスク面を有するハブディスク部と、前記ハブ面に配設された複数の羽根部とを含む、羽根車形状にダイカスト形成した成形体を用意する段階と、該成形体に対して溶体化処理を施す段階と、前記溶体化処理された前記成形体に対して時効処理を施す段階とを含む、ことを特徴とする鋳造コンプレッサ羽根車の製造方法。
9. 前記成形体に対してＨＩＰ処理を施す段階を含むことを特徴とする請求項８に記載の鋳造コンプレッサ羽根車の製造方法。