JP5598895B2 - 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る。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わる。

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、鋳造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（以下、Ａ３５５という）、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の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、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ことが所望され始めている。

近年提案された従来のＡ３５４よりも高強度な材質を用いた鋳造コンプレッサ羽根車としては、例えば特許文献１に提案されるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｎｉ−Ｆｅ系合金を用いたコンプレッサ羽根車が知られる。このコンプレッサ羽根車は、プラスターモールド鋳造法によって形成され、従来のＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金におけるＳｉに置換してＮｉおよびＦｅを各々２．０質量％以下の範囲で含有し、かつ、ＣｕとＭｇの含有関係をＣｕ＋０．５Ｍｇの観点から適正化することにより、羽根車の高強度化を実現するものである。

上述し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。このように複雑な形状を有するコンプレッサ羽根車であるので、従来、鍛造素材から削り出して形成された鍛造羽根車や、例えば上述した特許文献１に開示されるようにプラスターモールド鋳造法により鋳造して形成された鋳造羽根車が実用化された。そして、前記Ａ３５４からなる鋳造コンプレッサ羽根車もまた、プラスターモールド鋳造法により形成された鋳造羽根車として実用化されている。

前記プラスターモールド鋳造法は、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鋳造法は、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。ダイカストにおいては、高圧力での溶湯の射出に耐えられる鋳型として金型が使用される。そして、該金型のキャビティは、一般的にはＦｅ基合金材を用いて画成されるため、鋳造時の溶湯の凝固速度（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形態を形成することができる。よって、ダイカストによって形成した鋳物部材は引張強さなどの機械的特性の特段の向上が期待できる。

アルミニウムダイカスト合金としては、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金であるＪＩＳ−Ｈ５３０２規定のＡＤＣ１２（質量％でＦｅ：１．３％以下、Ｍｎ：０．５％以下）が最もよく使用されるものの、前記ＡＤＣ１２は例えば鋳造コンプレッサ羽根車に適用できるだけの高強度を有さない。しかしながら、前記ＡＤＣ１２以外のアルミニウム合金は、Ｆｅ基合金との親和性が高いために金型に対する溶湯の固着や溶損といった焼付現象を生じやすい。このため、Ｆｅ基合金との親和性が高いアルミニウム合金に対し、耐焼付性向上効果を有することが知られるＦｅやＭｎを少量添加してダイカスト用途に使用する提案がなされている。

例えば、特許文献２が開示する実施例には、質量％でＳｉを８％含有するＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金に対し、質量％でＦｅ：０．１９〜０．３０％およびＭｎ：０〜０．４９％を添加することにより、耐焼付性の改善を図る提案がなされている。しかしながら、Ｆｅを含有することに関する欠点も知られており、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、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開示されている。

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

鋳造コンプレッサ羽根車に適用される上述の従来合金Ａ３５４は、Ｓｉ含有量を増し、さらにはＳｉ含有量が増すことで多く形成されて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、０．２％耐力で言えば概ね３００ＭＰａ程度の常温強度を得ており、鋳造コンプレッサ羽根車に好適なアルミニウム鋳造合金である。しかしながら、優れた量産性やコストパフォーマンスを有する上述したダイカストを適用する場合、従来合金Ａ３５４はＦｅ基合金との親和性が高いため、金型への溶湯の固着や溶湯による金型の溶損といった焼付現象を生じてしまう問題がある。加えて、従来合金Ａ３５４は、上述したようにＳｉ含有量を増して常温強度を得ているものの、１８０〜２００℃といった高温域における高温強度についてはＳｉの作用効果だけでは不十分なものであった。

上述した従来合金Ａ３５４の金型に対する耐焼付性の問題を解決できる可能性のある合金としては、上述した特許文献２が開示する合金がある。しかしながら、特許文献２が開示する合金は、金型に対する耐焼付性向上効果が期待できるＦｅやＭｎの含有量の総計が０．８質量％に満たない程度のものである。それ故に、該合金では、ダイカストの量産性やコストパフォーマンスといった利点が活用できるほどの実用的な耐焼付性は期待できず、加えて、実質的に多量のＳｉの含有により合金強度を得ているので高温域での合金強度については期待できなかった。

また、上述した特許文献１が開示するＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｎｉ系合金もまた上述した耐焼付性の問題を解決できる可能性のある合金である。該合金は、Ｓｉに置換してＮｉやＦｅを含有することにより常温や高温域における高強度を得ており、Ｆｅ含有量が１．０〜２．０質量％と多いため耐焼付性向上が期待できる。なお、特許文献１は、プラスターモールド鋳造法によって鋳造コンプレッサ羽根車を形成する手段を開示するが、該合金がダイカストに適用可能であるかは不明であった。しかしながら、本発明者の検討によれば、特許文献１が開示する合金であっても、ダイカストの量産性やコストパフォーマンスといった利点が活用できるほどの実用的な耐焼付性は期待できないことが判った。

本発明の目的は、Ｆｅ基材でなるダイカスト金型に対する実用的な耐焼付性を有すると同時に、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と同等以上の常温強度を有し、さらには高温域でも高強度が期待できるアルミニウムダイカスト合金を提供し、また、前記アルミニウムダイカスト合金を用いてな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、Ｓｉ含有量を抑制したＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金を基にして、常温（言い換えれば２５℃）において従来合金Ａ３５４と同等以上の合金強度を有し、同時に金型に対する耐焼付性を格段に向上させ、さらには１８０〜２００℃といった高温域における合金強度を向上させることを検討した。そして、基材であるＡｌに添加する各元素の含有量の適正化により、Ａｌマトリックスの結晶自体や結晶個々を結び付ける粒界が強化されて好適にバランスした鋳造組織形態が得られることを見出して本発明に到達した。

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＋Ｍｇ＋Ｎｉ＋Ｆｅ：６．５〜８．０％を満足するように、Ｃｕ：２．５〜３．５％、Ｍｇ：０．５〜２．０％、Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｆｅ：２．０〜２．５％、さらにＴｉ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｆｅ＋Ｍｎ：２．６％以下を満足するようにＭｎ：０．６％以下を含む、残部がＡｌおよび不可避的不純物でなるアルミニウムダイカスト合金である。

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る従来合金Ａ３５４と同等の常温強度を有すると同時に、ダイカストに適用できる実用的な耐焼付性を有することが期待できる。さらには、１８０〜２００℃といった高温域における合金強度向上が期待できる。前記本発明のアルミニウムダイカスト合金を用いることにより、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安価に安定量産できるので、本発明は工業上極めて有益な技術となる。

図１は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の特徴は、Ｓｉ含有量を抑制したＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金を基にして、ＮｉおよびＦｅを適量添加し、さらには添加したＮｉおよびＦｅとＣｕおよびＭｇの各含有量を適正化したことにある。本発明においては、各元素の含有量を適正にバランスさせることが最も重要であって、具体的にはＣｕ＋Ｍｇ＋Ｎｉ＋Ｆｅ：６．５〜８．０％を満足するように各元素を添加することにより、母相となる結晶自体に対するＣｕやＭｇの固溶量を適正化し、同時に、ＣｕやＭｇ、ＮｉやＦｅが係って生成される各種金属間化合物の結晶粒界への晶出量もしくは析出量を適正化し、Ａｌマトリックスの結晶自体や結晶個々を結び付ける粒界が強化され好適にバランスした鋳造組織形態を得ている。それ故に、本発明のアルミニウムダイカスト合金は、金型に対する実用的な耐焼付性を有し、同時に、常温（言い換えれば２５℃）において従来合金Ａ３５４と同等以上の合金強度を有することができ、さらには含有するＮｉやＦｅの作用効果によって１８０〜２００℃といった高温域における合金強度の向上が期待できる、ダイカスト用途に好適な合金となる。

本発明のアルミニウムダイカスト合金は、Ｆｅを２．０〜２．５％含有することによって実用的な耐焼付性を確保し、Ｎｉを０．５〜２．０％含有することによって常温における合金強度の向上を図っている。また、前記Ｆｅの含有により、高温域における合金強度の一層の向上が期待できる。しかしながら、単純に前記Ｆｅや前記Ｎｉの含有によるだけでは、常温において十分な合金強度が得られない。そこで、本発明においては、常温における合金強度を補償するために、前記Ｆｅや前記Ｎｉの含有量を考慮した上でＣｕを２．５〜３．５％、Ｍｇを０．５〜２．０％含有させた。そしてさらに、各元素の含有量の適正化を行うことにより、結晶への各元素の固溶量や結晶粒界における各種金属間化合物の晶出量もしくは析出量のバランスを適正化して結晶や結晶粒界を強化した。

例えばＣｕ、Ｆｅ、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とＣｕの金属間化合物であるＣｕＡｌ_２（θ相）や、ＡｌとＮｉとＣｕの金属間化合物であるＡｌ_５ＮｉＣｕ（Ｙ相）や、ＡｌとＦｅとＣｕとの金属間化合物などの各種の晶出物が生成される。さらに、ＭｇおよびＳｉを含む場合は、鋳造の凝固時に、Ｍｇ_２Ｓｉなどの晶出物が生成される。そして、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）やＦｅを含む金属間化合物は、他の金属間化合物よりも優先的に晶出すると考えられる。これらＹ相やＦｅを含む金属間化合物は、晶出が適量であれば合金の高温強度を向上させる作用効果を発揮するが、一方、晶出が過剰であれば合金の伸びを低下させ脆化する欠点がある。また、前記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。

本発明においては、上述したような各種の金属間化合物の作用効果を勘案した上で、合金に含有させるＣｕやＭｇおよびＦｅやＮｉを適正化してθ相やＹ相およびＦｅを含む化合物等の生成形態を好適に調整することにより、結晶自体や結晶粒界が強化され好適にバランスした鋳造組織形態を形成することができる。それ故に、本発明のアルミニウムダイカスト合金は、実用的な耐焼付性を有し、同時に、合金の強度と伸びのバランスが好適となって、常温においては従来合金Ａ３５４と同等の合金強度を有し、さらには１５０〜２００℃といった高温域においても合金強度の向上が期待できる。

本発明において基材として採用したアルミニウムは、Ｔｉ系合金よりも軽量で実用的な強度を有するアルミニウム合金を得ることができる。そして、該アルミニウム合金は、様々な用途に適用され、上述したように例えば鋳造コンプレッサ羽根車にも適用されている。
以下、本発明のアルミニウムダイカスト合金について、基となるＡｌに対する添加元素と各元素の含有量の限定理由について詳細に説明する。また、各元素の含有量は、特に断らない場合には質量％で示す。

Ｆｅ：２．０〜２．５％
本発明のアルミニウムダイカスト合金においては、Ｆｅの含有量を２．０〜２．５％とする。本発明の合金がＦｅ基材でなるダイカスト用金型に対する実用的な耐焼付性を発揮するためには、Ｆｅは最も重要な元素となる。加えて、Ｆｅは、後述するＮｉと同様に、ＡｌやＣｕと金属間化合物を生成することによって特に高温域における合金強度を向上させる作用効果を有する。よって、本発明においては、合金強度向上効果を有する他のＣｕ、Ｍｇ、Ｎｉの含有バランスを考慮した上でＦｅを２．０％以上含有することによりダイカスト金型に対する実用に適う耐焼付性を得ることができ、金型への溶湯の固着や溶湯による金型の溶損を防止してダイカスト金型の長寿命化を図ることができる。一方、Ｆｅを２．５％以下の含有に抑えることにより、例えば鋳造コンプレッサ羽根車用途等では致命的となる脆化を抑止して合金強度を確保することができる。

Ｎｉ：０．５〜２．０％
本発明のアルミニウムダイカスト合金においては、Ｎｉの含有量を０．５〜２．０％とする。本発明の合金が１５０〜１８０℃さらには１８０〜２００℃といった高温域において好適な合金強度を有するためには、上述したＦｅとともにＮｉを含有することが重要となる。Ｎｉは、ＡｌやＣｕと耐熱性向上効果を有する金属間化合物であるＹ相（Ａｌ_５ＮｉＣｕ）を粒界に生成し、常温に限らず高温域においても合金強度を向上させる作用効果を有する。よって、本発明においては、合金強度向上効果を有する他のＣｕ、Ｍｇ、Ｆｅの含有バランスを考慮した上でＮｉを０．５％以上含有することにより、常温において従来合金Ａ３５４と同等な合金強度を得ることができ、さらには１８０〜２００℃といった高温域においても好適な合金強度を期待することができる。一方、Ｎｉを２．０％以下の含有に抑えることにより、他元素による必要効果を確保しながらＮｉ系の晶出物や析出物の過剰生成による合金の脆化を抑止して合金強度を確保することができる。なお、本発明のアルミニウムダイカスト合金において、より高い伸びを所望する場合は含有するＮｉを０．５〜１．５％とし、より高い耐焼付性を所望してＦｅを多目に添加する場合は含有するＮｉを０．５〜１．２％とすることが望ましい。

Ｃｕ：２．５〜３．５％
Ｓｉを多量に含まない本発明の合金においては、ＣｕおよびＭｇは、Ａｌマトリックス内に固溶することで合金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ことのできる重要な元素である。よって、本発明のアルミニウムダイカスト合金においては、上述した固溶強化や析出強化といった作用効果を得て合金強度を向上させるために、Ｃｕを２．５〜３．５％含有させる。Ｃｕを２．５％以上含有することにより、Ａｌマトリックス内へのＣｕの固溶量を確保して固溶強化効果を得ることができ、同時に、粒界に適量の金属間化合物ＣｕＡｌ_２（θ相）およびＡｌやＦｅとの金属間化合物を晶出もしくは析出させて合金強度を向上させることができる。一方、Ｃｕを３．５％以下の含有に抑えることにより、他元素による必要効果を確保しながら金属間化合物の過剰生成を抑止して破断伸び（以下、伸びという）が低下しないようにすることができる。なお、望ましくは、Ｍｇを０．５〜１．２％の含有に抑えた上でＣｕを３．０〜３．５％含有することであり、これにより上述したＹ相とθ相とのバランスが一層好適化されて合金強度の向上が期待できる。

Ｍｇ：０．５〜２．０％
本発明のアルミニウムダイカスト合金においては、上述したＣｕと同様に固溶強化や析出強化といった作用効果を有するＭｇを０．５〜２．０％含有させる。Ｍｇを０．５％以上含有することにより、Ａｌマトリックス内へのＭｇの固溶量を確保でき、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）を生成させて結晶に固溶させることができ、これにより伸びの向上効果を得ることができる。一方、Ｍｇを２．０％以下の含有に抑えることにより、他元素による必要効果を確保しながらＭｇを余剰させないようにすることができ、合金の脆化を防止できるるとともに鋳造性を著しく阻害しないようにすることができる。なお、望ましくは、上述したようにＭｇを０．５〜１．２％の含有に抑えた上でＣｕを３．０〜３．５％含有することである。

Ｃｕ＋Ｍｇ＋Ｎｉ＋Ｆｅ：６．５〜８．０％
本発明のアルミニウムダイカスト合金は、Ａｌに対する各添加元素Ｃｕ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｆｅの総含有量を６．５〜８．０％の範囲に規制する。
本発明のアルミニウムダイカスト合金は、上述したように、実用的な耐焼付性の確保のため、常温での合金強度の確保のため、さらには高温域での合金強度向上のため、Ａｌに添加する各元素の含有量を適正化し、合金の結晶や粒界が強化されてバランスした好適な鋳造組織形態を形成することが重要となる。よって、本発明においては、各添加元素の総含有量の下限を６．５％とすることにより晶出物や析出物を必要量生成させて実用に適う耐焼付性と常温における合金強度を得ることができ、さらには高温域における合金強度向上が期待でき、一方、上限を８．０％とすることにより晶出物や析出物が過剰生成しないようにして合金の脆化を防止することができる。

次いで、上述したＦｅやＮｉおよびＣｕやＭｇ以外の添加元素について説明する。
Ｔｉ：０．０５〜０．２０％
本発明においては、Ｔｉ含有量を０．０５〜０．２０％とする。Ｔｉを含有することにより、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し、これによりＡｌマトリックスの結晶粒の成長が抑制されてＡｌマトリックスの結晶粒を微細化することができ、合金強度の更なる向上が期待できる。例えばコンプレッサ羽根車をダイカスト形成する場合、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、羽根部に比べて鋳造容量の大きいハブ部の凝固速度が極端に遅くなって凝固組織が粗大化され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の粗大化を防止することにより、鋳造コンプレッサ羽根車の強度を向上させることができる。なお、従来のＡ３５４では、Ｔｉ含有量は０．２０％以下とされ、必ずしも含有し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を０．０５％以上含有することにより結晶粒の微細化効果を確実に得ることができ、これにより例えば上述した羽根車のハブ部に十分な強度を持たせることができる。一方、Ｔｉを０．２０％以下の含有に抑制することにより、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Ａｌマトリックスの結晶粒界に過剰に晶出することを抑制して合金の脆化を防止することができる。

Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは合金製造過程において不可避的に混入しやすい元素である。そして、Ｓｉは、Ｍｇと結び付いてＭｇ_２Ｓｉを生成したり、共晶Ｓｉを生成したりする元素であり、これらの生成物を過多に生成してしまうと合金の伸びが劣化することがある。また、Ｓｉは、Ｍｇに対して優先的に結合するためＳｉが過多であるとＡｌマトリックス内に固溶するＭｇ量が減少し、これにより合金強度を低下させることがある。一方、少量のＳｉを添加すると、Ｍｇと結び付いて生成されたＭｇ_２Ｓｉが溶体化処理によってＡｌマトリックス内へ固溶し、次いで時効処理によって粒界に均一かつ微細に析出するため、固溶強化や析出強化による合金強度向上が期待できる。また、Ｓｉの添加は、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薄肉の羽根部に対する湯流れ性向上が期待できる。よって、本発明においては、Ｓｉを含有しなくてもよいが、合金の強度や伸びを阻害しないように１．０％以下とする。

本発明のアルミニウムダイカスト合金においては、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｇは積極的に添加することで上述した有効な作用効果を発揮するための重要な元素であり、Ｔｉは少量添加することで結晶粒を微細化して強化す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上述した作用効果が期待できる元素である。

また、本発明においては、Ｆｅには及ばないものの耐焼付性を改善する作用効果が知られているＭｎを、Ｆｅ含有量を考慮した上で少量添加してもよい。具体的には、ＦｅおよびＭｎの総含有量（言い換えればＦｅ＋Ｍｎ）が２．６％以下を満たす範囲内においてＭｎを０．６％以下含有することができる。但し、ＦｅおよびＭｎの総含有量が２．６％を超えると合金が脆化して合金強度を損ねてしまうことがある。また、Ｆｅ含有量を抑えてＭｎを０．６％を超えて含有しても実用的な耐焼付性を得ることは期待できない。

また、本発明においては、Ｔｉ含有量を考慮してＢを添加することでＴｉの結晶粒微細化の作用効果を促進させることもでき、原料としてＴｉＢを使用することで原料として純Ｔｉを使用するよりも合金の材料コスト面で格段に有利となる。

本発明のアルミニウムダイカスト合金においては、上述した各元素Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｓｉ、および、ＭｎやＢ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といってよい。例えば、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｃ、Ｎ、Ｏといった元素は、製造過程において合金に混入する可能性のある不可避的不純物といってよい。

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＋Ｍｇ＋Ｎｉ＋Ｆｅ：６．５〜８．０％を満足するように、Ｃｕ：２．５〜３．５％、Ｍｇ：０．５〜２．０％、Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｆｅ：２．０〜２．５％、さらにＴｉ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下を含む、残部がＡｌおよび不可避的不純物でなる合金組成とすることが重要である。この合金組成を有することにより、金型に対する耐焼付性を最大限に高めるために２．０〜２．５％含有させたＦｅと他元素とが好適にバランスされた合金とすることができる。そして、各元素を最適化した本発明の合金は、合金の結晶自体や結晶粒界が好適なバランスで形成された鋳造組織形態を有する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。

また、本発明においては、上述した合金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、これにより常温において優れた合金強度を有し、さらには１５０℃、１８０℃、２００℃といった高温域においても優れた合金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。

よって、本発明のアルミニウムダイカスト合金は、従来合金Ａ３５４と同様に実用に適う常温での合金強度を有し、実用的な耐焼付性を有するダイカスト用途に好適なものとなり、さらには含有するＮｉやＦｅの作用効果によって１５０〜２００℃といった高温域においても合金強度向上が期待できるダイカスト用途に好適な合金となる。

上述した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。

また、上述した溶体化処理は、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。

また、上述した時効処理は、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化学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、溶湯の射出温度、射出圧力、射出速度、および溶湯を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。

（常温におけるアルミニウムダイカスト合金強度）
第一に、本発明のアルミニウムダイカスト合金のアルミニウム鋳造用合金としての適用可能性を確認するために、本発明のアルミニウムダイカスト合金が上述した従来合金Ａ３５４と同等もしくはそれ以上の合金強度を有するものであるかを評価した。そしてまた、従来はＦｅ含有量が多くなると、合金の脆化が促進されて合金強度が劣化するとされていたことについて、後述するように溶体化および時効の各処理条件を同一としたときの合金の伸びを調べて評価した。

具体的は、表１に示す各化学成分を有する合金を用いて試験片Ｎｏ．１〜６を作製し、得られた各試験片を用いて常温（２５℃）における機械特性、具体的には０．２％耐力（ＪＩＳ−Ｚ２２４１）、引張強さ（ＪＩＳ−Ｚ２２４１）、伸び（ＪＩＳ−Ｚ２２４１：破断伸び）を測定して評価した。その結果を表１に併記して示す。但し、表１に示す試験片Ｎｏ．５、６については０．２％耐力のみを評価し、Ｎｏ．７については特許文献１が開示する０．２％耐力をそのまま記載している。
以下、各元素の含有量はすべて質量％で記載する。なお、各試験片Ｎｏ．１〜６には、当然のことながら不可避的不純物が含まれているが、表１においては不可避的不純物の記載を省略している。

前記試験片Ｎｏ．１〜６は、具体的に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々の溶湯を個別に製造し、温度７２０℃の試料となる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、次いで、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。なお、溶体化および時効の各処理条件は、各試験片の諸特性を単純に比較するために各試験片の化学成分に拠らず全て同一の処理条件とし、一般に従来合金Ａ３５４に適用される処理条件を選定した。

次に、機械加工によって、得られた各試供体から全長９５ｍｍ、外径１２．７ｍｍ、平行部長さ１８．５ｍｍで直径６．４ｍｍの試験片を切り出した。これにより、表１における試験片Ｎｏ．１〜６を得た。そして、上述した手段によって製作した試験片Ｎｏ．１〜６を用い、常温（２５℃）における０．２％耐力、伸び、引張強さを測定した。その結果を前記表１に併記して示す。
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なるものは試験片Ｎｏ．１〜４（以下、本発明合金ともいう）、また、比較例となるものは、従来合金Ａ３５４成分に相当する試験片Ｎｏ．５と従来合金Ａ３５５成分に相当する試験片Ｎｏ．６、および、特許文献１の実施例に開示されている合金成分（以下、文献開示合金という）Ｎｏ．７である。

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に係る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よく用いられている。なお、前記文献開示合金Ｎｏ．７は、特許文献１が記載するようにプラスターモールド鋳造法によって形成した試験片を用いた評価結果と思われる。

０．２％耐力
常温における０．２％耐力は、本発明合金（Ｎｏ．１〜４）は２９７〜３１１ＭＰａに達し、従来合金Ａ３５４（Ｎｏ．５）は３２６ＭＰａ、従来合金Ａ３５５（Ｎｏ．６）は２９６ＭＰａであった。この結果より、従来合金であるＡ３５４およびＡ３５５の０．２％耐力を斟酌し、３００ＭＰａ前後の耐力を有するアルミニウム合金であれば例えば鋳造コンプレッサ羽根車に適用可能であると判断できる。よって、本発明合金は、比較した従来合金と同等の３００ＭＰａ程度の０．２％耐力を有することが確認できたので、常温における０．２％耐力の点では、アルミニウム鋳造用合金として実用に適うものであることが判った。

また、文献開示合金は、合金の耐熱性向上効果を有すると知られているＦｅを１．８０％、Ｎｉを０．８９％含有し、常温における０．２％耐力が４２１ＭＰａに達し、これは比較した従来合金の約１．４倍にもなる。この事実から推測すると、文献開示合金における０．２％耐力の向上は多量のＳｉに置換してＦｅやＮｉを含有した作用効果によるといえる。このような文献開示合金は、含有するＦｅやＮｉによってもたらされる作用効果により、従来合金に比べ、常温のみならず高温域においても合金強度に優れた合金であると推測することは容易である。よって、本発明合金は、文献開示合金と同等以上にＦｅやＮｉを含有する合金組成を有するので、文献開示合金と同様な作用効果を有するといってよく、従来合金に比べ、合金の０．２％耐力は常温では同等であっても高温域においては上回る可能性を有することが判った。

引張強さ
本発明合金の常温における引張強さは、ＦｅとＮｉの総含有量が最も少ないＮｏ．４で３７０ＭＰａであり、ＦｅとＮｉの総含有量が増えるほどに引張強さが向上してＮｏ．１では４０８ＭＰａに達した。よって、例えば本発明合金でなる鋳物部材は、常温において３７０ＭＰａ程度の引張強さを有することができ、さらには製造条件等をより好適に選定することによって４００ＭＰａを超える引張強さを有することができ、実用に際し、該鋳物部材が容易に損壊したり亀裂を生じたりしない強度を有するものとなることが判った。

伸び（破断伸び）
前記表１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、ＦｅとＮｉの総含有量が最も多いために脆化しやすく伸びが低下するであろうと予測していた本発明合金Ｎｏ．１の常温における伸びは５．５％に達した。一方、ＦｅとＮｉの総含有量がＮｏ．１よりも少量である本発明合金Ｎｏ．２〜４の常温における伸びは１．８〜２．５％と低かった。しかしながら、本発明合金Ｎｏ．２〜４の伸びが低くなった原因が、実質的に合金強度を決することとなる溶体化処理および時効処理の各処理条件を上述したように各試験片の化学成分に拠らず全て同一の処理条件としたためであることは容易に推測でき、このことは同じ処理条件で溶体化処理および時効処理を施したＦｅ含有量が最も多く伸びが低下しやすい本発明合金Ｎｏ．１が５％を超える伸びを有することができたことからも容易に推測できた。

よって、本発明合金Ｎｏ．２〜４において、個々の化学成分に応じて適正な処理条件を選定して溶体化処理および時効処理を施すことにより、伸びの向上が可能であることが推測できた。もっとも、上述した非特許文献１に記載されるようにＦｅ含有量が合金の伸びに及ぼす影響は大きく、Ｆｅ含有量が２．５％を超えるほどになれば、たとえ化学成分に応じた処理条件を用いて溶体化処理および時効処理を施したとしても、例えば鋳造コンプレッサ羽根車に適用できる５％以上の伸びを有することが難しくなることが推測できた。

ＦｅとＮｉの総含有量が、従来合金Ａ３５４やＡ３５５、文献開示合金よりも多く、本発明合金の中でも最も多い本発明合金Ｎｏ．１であっても、脆化せずに常温において５％を超える伸びを有することができた。よって、上述したように従来合金Ａ３５４と同等の０．２％耐力を有して５％を超える伸びを有することのできる本発明合金Ｎｏ．１は、常温において５％を超える伸びが所望されている例えば鋳造コンプレッサ羽根車に適用可能であることが確認できた。

以上のことから、本発明のアルミニウムダイカスト合金は、常温（言い換えれば２５℃）において上述した従来合金Ａ３５４とほぼ同等の合金強度（０．２％耐力）を有しており、従来合金Ａ３５４と同様に実用に適う合金であることが確認できた。さらには、従来合金Ａ３５４は耐熱性向上効果を有すると知られているＦｅやＮｉを微量含有するにすぎないが、本発明合金はＦｅやＮｉを多く含有しているにもかかわらず脆化することがなかったので、従来合金Ａ３５４よりも１５０℃や１８０℃さらには２００℃といった高温域における合金強度の向上が期待できる。よって、本発明のアルミニウムダイカスト合金は、従来合金Ａ３５４と同様に、例えば鋳造コンプレッサ羽根車に用いるアルミニウム鋳造用合金に適用可能な合金組成を有することが確認できた。さらには、本発明のアルミニウムダイカスト合金を用いることにより、１８０〜２００℃といった高温域においても高強度を有する鋳造コンプレッサ羽根車の実用化が期待できることが判った。

（アルミニウムダイカスト合金の耐焼付性）
第二に、本発明のアルミニウムダイカスト合金のＦｅ基材でなる金型に対する耐焼付性に係る作用効果について評価した。具体的には、前記表１においてＮｏ．１〜７で示す各化学成分を有する溶湯を個別に準備し、該溶湯内にＦｅ基材でなる丸棒形状のＴＰを一定時間繰り返し浸漬する浸漬試験を実施し、該ＴＰに対する溶湯の固着の程度および該ＴＰの溶損の程度を目視で確認した。なお、前記ＴＰは、日立金属株式会社製ダイカスト金型用鋼ＤＡＣ（日立金属登録商標）（ＪＩＳ−ＳＫＤ６１相当材）を用い、機械加工によって丸棒形状としたものである。

上述の浸漬試験は、溶湯温度を７００℃で保持するように温度制御した個別の溶湯内に、前記ＴＰを浸漬したり引き上げたりを毎分９０回の速度で６０分間繰り返し行う手段によった。そして、前記浸漬試験後、ＴＰに対する溶湯の固着状態を観察した後に該ＴＰをＮａＯＨ（１０質量％）溶液に浸漬して固着物を除去し、この後に固着物を除去して清浄化したＴＰ表面の溶損状態を観察した。その結果を前記表１に併記して示す。なお、ＴＰに対する溶湯の固着状態は、その外観を定性的に判断し、なし（固着なし）、そして固着状態が軽微な順に、微（数箇所に点在する固着あり）、少（膜状に広がる固着あり）、多（表面を覆い隠す程の固着あり）とし、各々に該当する評価を示した。また、ＴＰの溶損状態は、その外観により、なし（滑らかな表面を有している状態）、もしくは、あり（表面に荒れなどが認められる状態）とし、各々に該当する評価を示した。

Ｆｅを０．１０％程度含有し、Ｍｎを０．０１％含有する従来合金Ａ３５４や従来合金Ａ３５５でなる溶湯にＴＰを浸漬した場合、いずれのＴＰに対しても溶湯がＴＰの浸漬個所全面に付着して凝固しており、指先で引っ掻いても剥離できなかったため、その評価を「多」とした。また、ＴＰから凝固物を除去した後のＴＰ表面は、いずれのＴＰにおいても溶損を受けており、筋模様のように見える幾つかの凹みがが確認された。よって、従来合金Ａ３５４やＡ３５５は、金型に対する耐焼付性に劣る合金組成を有していることが判った。これは、事前に予測していた通り、耐焼付性の作用効果が期待できるＦｅさらにはＭｎの含有がほとんどないことに起因するものと推測できた。

Ｆｅを１．８０％含有し、Ｍｎを含有しない文献開示合金でなる溶湯にＴＰを浸漬した場合、ＴＰに対して溶湯がＴＰの浸漬個所全面に付着して凝固していたが、指先で引っ掻くと凝固物の一部が剥離し、剥離しなかった個所は凝固物が膜状に広がって付着していたため、その評価を「少」とした。また、ＴＰから凝固物を除去した後のＴＰ表面は、従来合金よりも軽微ではあるが溶損を受けており、筋模様のように見える幾つかの凹みが確認された。よって、文献開示合金は、耐焼付性の作用効果が期待できるＦｅを比較的に多く含有するので、従来合金に比べると金型に対する耐焼付性は改善されているといえるものの、実用的な耐焼付性を有するまでの合金組成ではないことが判った。

Ｆｅを２．０６〜２．２２％含有し、Ｍｎを０．０７〜０．４６％含有する本発明合金Ｎｏ．１〜４でなる溶湯にＴＰを浸漬した場合、いずれのＴＰに対しても溶湯がＴＰの浸漬個所全面に付着して凝固していたが、指先で引っ掻くと凝固物のほとんどが剥離し、剥離しなかった個所は凝固物が数箇所に点在する程度であったため、その評価を「微」とした。また、ＴＰから凝固物を除去した後のＴＰ表面は、いずれのＴＰにおいてもその表面は滑らかであることが確認され、溶損を受けていなかった。よって、いずれの本発明合金Ｎｏ．１〜４においても、上述した従来合金や文献開示合金に比べ、金型に対する耐焼付性が大幅に改善されており、それ故に、実用的な耐焼付性が期待できる合金組成であることが判った。

（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、前記表１に示すＦｅ含有量２．２２％のＮｏ．１相当の化学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。

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 (5)

1. 質量％でＣｕ＋Ｍｇ＋Ｎｉ＋Ｆｅ：６．５〜８．０％を満足するように、Ｃｕ：２．５〜３．５％、Ｍｇ：０．５〜２．０％、Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｆｅ：２．０〜２．５％、さらにＴｉ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｆｅ＋Ｍｎ：２．６％以下を満足するようにＭｎ：０．６％以下を含む、残部がＡｌおよび不可避的不純物でなることを特徴とするアルミニウムダイカスト合金。
2. 請求項１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って、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ことを特徴とする鋳造コンプレッサ羽根車。
3. 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２に記載の鋳造コンプレッサ羽根車。
4. 請求項１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。
5. 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４に記載の鋳造コンプレッサ羽根車の製造方法。