(57)【要約】【課題】室温から作動温度において十分な強度、耐力及び耐疲労特性を有し、特に、羽根部相当部位における組織が微細かつ均質化された高強度のインペラ用冷間鍛造材及びその効率的な製造方法を提供する。【解決手段】Ｃｕ及びＭｇを含有するアルミニウム合金製のインペラ用冷間鍛造材であって、羽根部相当部位における母材結晶粒の平均粒径が２５０μｍ以下であり、結晶粒径が７００μｍ以上の粗大粒を含まないこと、を特徴とするインペラ用冷間鍛造材。羽根部相当部位における母材結晶粒の平均粒径は２００μｍ以下であることが好ましく、１００μｍ以下であることがより好ましい。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｕ及びＭｇを含有するアルミニウム合金製のインペラ用冷間鍛造材であって、
羽根部相当部位における母材結晶粒の平均粒径が２５０μｍ以下であり、結晶粒径が７００μｍ以上の粗大粒を含まないこと、
を特徴とするインペラ用冷間鍛造材。
【請求項２】
Ｃｕ：２．２〜３．５質量％、
Ｍｇ：１．４〜２．１質量％、
Ｆｅ：０．９〜１．５質量％、
Ｓｉ：０．１０〜０．２５質量％、
Ｎｉ：０．９〜１．５質量％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１５質量％、を含有し、
残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金からなること、
を特徴とする請求項１に記載のインペラ用冷間鍛造材。
【請求項３】
Ｃｕ：５．０〜７．０質量％、
Ｍｇ：０．０５〜０．５質量％、
Ｆｅ：０．０５〜０．３５質量％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５質量％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１５質量％、を含有し、
更に、
Ｖ  ：０．０５〜０．２０質量％、
Ｍｎ：０．０５〜０．７０質量％、
Ｃｒ：０．０５〜０．３５質量％、
Ｚｒ：０．０５〜０．２５質量％、のうちの１種以上を含有し、
残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金からなること、
を特徴とする請求項１に記載のインペラ用冷間鍛造材。
【請求項４】
前記羽根部相当部位における前記母材結晶粒の平均粒径が２００μｍ以下であること、
を特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のインペラ用冷間鍛造材。
【請求項５】
前記羽根部相当部位における前記母材結晶粒の平均粒径が１００μｍ以下であること、
を特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載のインペラ用冷間鍛造材。
【請求項６】
インペラの回転軸に直交する方向における引張強さ及び０．２％耐力が、それぞれ４２０ＭＰａ以上及び３５０ＭＰａ以上であること、
を特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載のインペラ用冷間鍛造材。
【請求項７】
円柱形状のアルミニウム合金素材の一方の端部を下型に当接させ、前記アルミニウム合金素材の他方の端部に上型を当接させつつ押圧する鍛造工程を有し、
前記アルミニウム合金素材の直径Ｄが、前記他方の端部が当接する前記上型の内周面の内径ｄよりも小さいこと、
を特徴とするインペラ用冷間鍛造材の製造方法。
【請求項８】
前記直径Ｄを有する円の面積（Ａ１）及び前記内径ｄを有する円の面積（Ａ２）から求められる加工度：（Ａ２−Ａ１）／Ａ１×１００が３０％以上となること、
を特徴とする請求項７に記載のインペラ用冷間鍛造材の製造方法。
【請求項９】
前記アルミニウム合金が当接する前記上型の底面の外周に略円環状の凸部を形成し、
前記凸部と前記底面の段差を１ｍｍ以上とすること、
を特徴とする請求項７又は８に記載のインペラ用冷間鍛造部材の製造方法。
【請求項１０】
前記アルミニウム合金素材が、
Ｃｕ：２．２〜３．５質量％、
Ｍｇ：１．４〜２．１質量％、
Ｆｅ：０．９〜１．５質量％、
Ｓｉ：０．１０〜０．２５質量％、
Ｎｉ：０．９〜１．５質量％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１５質量％、を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなること、
を特徴とする請求項７〜９のいずれかに記載のインペラ用冷間鍛造材の製造方法。
【請求項１１】
前記アルミニウム合金素材が、
Ｃｕ：５．０〜７．０質量％、
Ｍｇ：０．０５〜０．５質量％、
Ｆｅ：０．０５〜０．３５質量％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５質量％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１５質量％、を含有し、
更に、
Ｖ  ：０．０５〜０．２０質量％、
Ｍｎ：０．０５〜０．７０質量％、
Ｃｒ：０．０５〜０．３５質量％、
Ｚｒ：０．０５〜０．２５質量％、のうちの１種以上を含有し、
残部がＡｌおよび不可避不純物からなること、
を特徴とする請求項７〜１０のいずれかに記載のインペラ用冷間鍛造材の製造方法。
【請求項１２】
前記鍛造工程の後に、溶体化処理工程、焼入れ工程及び時効熱処理工程を有し、
前記溶体化処理工程における加熱温度を５００〜５４０℃とし、
前記焼入れ工程で８０℃以下の温度まで水冷し、
前記時効熱処理工程における加熱温度を１８０〜２１０℃とすること、
を特徴とする請求項７〜１１のいずれかに記載のインペラ用冷間鍛造材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は各種インペラ及びローター等の回転体に加工されるアルミニウム合金製の冷間鍛造材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
各種内燃機関に用いられるターボチャージャー等のインペラ（コンプレッサホイール）やローターは、円錐状をなす回転軸部の外周側に、複数の曲面状の薄い羽根部が渦巻の一部をなすように放射状に配置された構成を有しているのが一般的である。また、ターボチャージャーのインペラは１５０℃程度の温度で高速回転するため、高い高温強度及び剛性を有することが要求される。
【０００３】
加えて、インペラ及びローターはエネルギ損失を抑制するために軽量であることが必須であり、これらの素材にはアルミニウム合金が汎用されている。特に、温度が上昇する場合には高温特性に優れた２０００系アルミニウム合金が用いられているが、アルミニウム合金の組成のみでは要求される機械的性質を十分に満足することが困難な状況となっている。
【０００４】
これに対し、例えば、特許文献１（特開２０１６−８７６２４号公報）においては、所定の成分組成のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金からなる連続鋳造棒材を鍛造素材とし、素形材料が、羽根部相当部位を含んでコンプレッサホイールの外径形状より大きく、羽根部相当部位の外面が、回転中心軸線に沿った方向の一方から他方に向けて滑らかに拡径された傾斜面を有する形状とされ、しかも羽根部相当部位における外径側端部よりも外側に、コンプレッサホイールの最終製品に対する余肉部位となるフランジ部が延出されて、羽根部相当部位に、回転中心軸線の側からフランジ部に向かうメタルフローが形成されているターボコンプレッサホイール用鍛造素形材、が提案されている。
【０００５】
上記特許文献１のターボコンプレッサホイール用鍛造素形材においては、とりわけコンプレッサホイールの回転中心軸線に沿った方向に対して直交する方向の強度が高く、その鍛造素形材を用いてターボチャージャーのコンプレッサホイールを製造すれば、全体的に常温強度、高温強度、剛性に優れると同時に、高速回転時の動バランスに優れ、しかも各部位についての、それぞれ異なる要求特性、望まれる特性に応じた最適な性能を有し、特に羽根部の強度、剛性が高いコンプレッサホイールを得ることができる、としている。
【０００６】
また、特許文献２（特開２０００−１１９７８６号公報）においては、Ａｌ合金鍛造材を、Ｃｕ：１．５〜７．０％、Ｍｇ：０．０１〜２．０％を含み残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金とし、溶体化処理後のミクロ組織がθ' 相および／またはΩ相を有するとともに、結晶粒径が５００ μｍ以下の等軸再結晶粒からなり、１０００ｈｒクリープ破断強度を２５０Ｎ／ｍｍ２以上および高温耐力を２８０Ｎ／ｍｍ２以上とする高速動部品用アルミニウム合金冷間鍛造材、が提示されている。
【０００７】
上記特許文献２の高速動部品用アルミニウム合金冷間鍛造材においては、再結晶粒を５００μｍ以下の略一定サイズとすることで、クリープ特性等の高温特性と被削性とを兼備させることができる、としている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２０１６−８７６２４号公報
【特許文献２】特開２０００−１１９７８６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
上記特許文献１のターボコンプレッサホイール用鍛造素形材及び上記特許文献２の高速動部品用アルミニウム合金冷間鍛造材では組成に加えて微細組織が制御されているが、各種インペラは室温から作動温度における十分な機械的性質（強度、耐力及び耐疲労特性）を有する必要があり、高性能化に向けては更なる高強度化が求められている。また、冷間鍛造では金型に接触した部位は流動が困難であり、結晶粒径が粗大な領域が形成してしまうケースがある。特に、インペラが高速回転する際には羽根部に大きな応力が印加されることから、冷間鍛造材の羽根部相当部位における、結晶粒の粗大化による強度低下を避ける必要がある。
【００１０】
以上のような従来技術における問題点に鑑み、本発明の目的は、室温から作動温度において十分な強度、耐力及び耐疲労特性を有し、特に、羽根部相当部位における組織が微細かつ均質化された高強度のインペラ用冷間鍛造材及びその効率的な製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、上記目的を達成すべく、アルミニウム合金製冷間鍛造材の組成及び組織とその製造方法について鋭意研究を重ねた結果、一回の冷間鍛造工程でアルミニウム合金素材に十分な塑性変形を付与すること（加工度を大きくすること）等が極めて有効であることを見出し、本発明に到達した。
【００１２】
即ち、本発明は、
Ｃｕ及びＭｇを含有するアルミニウム合金製のインペラ用冷間鍛造材であって、
羽根部相当部位における母材結晶粒の平均粒径が２５０μｍ以下であり、結晶粒径が  ７００μｍ以上の粗大粒を含まないこと、
を特徴とするインペラ用冷間鍛造材、を提供する。
【００１３】
本発明のインペラ用冷間鍛造材においては、Ｃｕ及びＭｇの添加に起因する固溶強化及び析出強化（θ’相やＳ’相の析出）により、アルミニウム合金の常温及び高温における引張特性及びクリープ特性と高温耐力が改善されている。
【００１４】
また、本発明のインペラ用冷間鍛造材においては、羽根部相当部位（最終的にインペラの羽根部となる部位）における母材結晶粒の平均粒径が２５０μｍ以下であり、結晶粒径が７００μｍ以上の粗大粒を含まない。その結果、羽根部相当部位の強度、耐力及び耐疲労特性を担保することができ、高速回転するインペラを製造するための冷間鍛造材として好適に用いることができる。また、インペラが高速回転する際には羽根部に大きな応力が印加されることから、アルミニウム合金押出材の羽根部相当部位に粗大化した結晶粒が混在すると、インペラを最大限軽量化できる設計とすることができないが、本発明のインペラ用冷間鍛造材においては組織が微細かつ均質化されていることから、当該設計が容易である。
【００１５】
一般的な冷間鍛造では金型に接触した部位は流動が生じ難いため、導入されるひずみの不足により結晶粒が粗大化し、その他の部位と比較して強度が低下する。例えば、アルミニウム合金製の素形材を上型及び下型に当接させた状態から冷間鍛造（密閉型鍛造又は半密閉型鍛造）すると、羽根部相当部位となる冷間鍛造材の外縁部に結晶粒が比較的大きな領域が形成されてしまう。
【００１６】
これに対し、本発明のインペラ用冷間鍛造材においては、羽根部相当部位となる外縁部を含む全領域において十分なひずみが導入されており、羽根部相当部位において母材結晶粒の平均粒径が２５０μｍ以下であり、結晶粒径が７００μｍ以上の粗大粒を含まない組織が形成されている。
【００１７】
また、本発明のインペラ用冷間鍛造材においては、
Ｃｕ：２．２〜３．５質量％、
Ｍｇ：１．４〜２．１質量％、
Ｆｅ：０．９〜１．５質量％、
Ｓｉ：０．１０〜０．２５質量％、
Ｎｉ：０．９〜１．５質量％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１５質量％、を含有し、
残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金からなること、が好ましい。
【００１８】
また、本発明のインペラ用冷間鍛造材においては、
Ｃｕ：５．０〜７．０質量％、
Ｍｇ：０．０５〜０．５質量％、
Ｆｅ：０．０５〜０．３５質量％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５質量％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１５質量％、を含有し、
更に、
Ｖ  ：０．０５〜０．２０質量％、
Ｍｎ：０．０５〜０．７０質量％、
Ｃｒ：０．０５〜０．３５質量％、
Ｚｒ：０．０５〜０．２５質量％、のうちの１種以上を含有し、
残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金からなること、が好ましい。
【００１９】
インペラ用冷間鍛造材がこれらの組成を有することで、Ｃｕ、Ｍｇ及びその他の添加に起因する固溶強化、析出強化及び晶出物による強化等により、アルミニウム合金の常温及び高温における引張特性及びクリープ特性や高温耐力等が改善されている。
【００２０】
また、本発明のインペラ用冷間鍛造材においては、前記羽根部相当部位における前記母材結晶粒の平均粒径が２００μｍ以下であることが好ましく、１００μｍ以下であることがより好ましい。平均粒径を２００μｍ以下とすることで、結晶粒微細化強化を確実に発現させることができ、１００μｍ以下とすることで、インペラの羽根部に要求される強度、耐力及び耐疲労特性をより確実に得ることができる。
【００２１】
また、本発明のインペラ用冷間鍛造材においては、インペラの回転軸に直交する方向における引張強さ及び０．２％耐力が、それぞれ４２０ＭＰａ以上及び３５０ＭＰａ以上であること、が好ましい。インペラの回転軸に直交する方向における引張強さ及び０．２％耐力をそれぞれ４２０ＭＰａ以上及び３５０ＭＰａ以上とすることで、インペラに十分な信頼性を付与することができる。
【００２２】
また、本発明は、
円柱形状のアルミニウム合金素材の一方の端部を下型に当接させ、前記アルミニウム合金素材の他方の端部に上型を当接させつつ押圧する鍛造工程を有し、
前記アルミニウム合金素材の直径Ｄが、前記他方の端部が当接する前記上型の内周面の内径ｄよりも小さいこと、
を特徴とするインペラ用冷間鍛造材の製造方法、も提供する。
【００２３】
一般的なアルミニウム合金の冷間鍛造では、素材の直径を金型の内周面に略一致させる。この場合、当初から金型に接触している素材は殆ど流動せず、十分なひずみを導入することができない。その結果、当該領域の結晶粒はその他の領域の結晶粒と比較して粗大化し、強度や耐力が低下してしまう。これに対し、本発明のインペラ用冷間鍛造材の製造方法においては、アルミニウム合金素材の直径を金型の内径よりも小さくし、アルミニウム合金素材の全域に対して結晶粒微細化に必要なひずみを導入することを最大の特徴としている。
【００２４】
即ち、一般的なアルミニウム合金の冷間鍛造で組織の均質化を図る場合、例えば、異なる金型を用いて複数回の冷間鍛造を施す必要があるが、本発明のインペラ用冷間鍛造材の製造方法においては、一回の冷間鍛造によって十分に均質化された微細組織を得ることができる。
【００２５】
また、本発明のインペラ用冷間鍛造材の製造方法においては、前記直径Ｄを有する円の面積（Ａ１）及び前記内径ｄを有する円の面積（Ａ２）から求められる加工度：（Ａ２−Ａ１）／Ａ１×１００が３０％以上となること、が好ましい。
【００２６】
直径Ｄを有する円の面積（Ａ１）及び内径ｄを有する円の面積（Ａ２）から求められる加工度：（Ａ２−Ａ１）／Ａ１×１００を３０％以上とすることで、アルミニウム合金素材の全域の結晶粒を微細化するために必要なひずみを確実に導入することができる。
【００２７】
また、本発明のインペラ用冷間鍛造材の製造方法においては、前記アルミニウム合金が当接する前記上型の底面の外周に略円環状の凸部を形成し、前記凸部と前記底面の段差を１ｍｍ以上とすること、が好ましい。
【００２８】
アルミニウム合金素材が当接する上型の底面が完全に平面の場合、当該平面近傍ではアルミニウム合金素材にひずみを導入することが困難であり、冷間鍛造材上部の結晶粒を均一に微細化することが困難である。これに対し、上型の底面に１ｍｍ以上の段差を設けることでアルミニウム合金素材に導入されるひずみを増加させることができ、冷間鍛造材上部にも均質な微細組織を形成させることができる。
【００２９】
また、本発明のインペラ用冷間鍛造材の製造方法においては、前記アルミニウム合金素材が、
Ｃｕ：２．２〜３．５質量％、
Ｍｇ：１．４〜２．１質量％、
Ｆｅ：０．９〜１．５質量％、
Ｓｉ：０．１０〜０．２５質量％、
Ｎｉ：０．９〜１．５質量％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１５質量％、を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなること、が好ましい。
【００３０】
また、本発明のインペラ用冷間鍛造材の製造方法においては、前記アルミニウム合金素材が、
Ｃｕ：５．０〜７．０質量％、
Ｍｇ：０．０５〜０．５質量％、
Ｆｅ：０．０５〜０．３５質量％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５質量％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１５質量％、を含有し、
更に、
Ｖ  ：０．０５〜０．２０質量％、
Ｍｎ：０．０５〜０．７０質量％、
Ｃｒ：０．０５〜０．３５質量％、
Ｚｒ：０．０５〜０．２５質量％、のうちの１種以上を含有し、
残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金からなること、が好ましい。
【００３１】
これらの組成を有するアルミニウム合金を用いることで、Ｃｕ、Ｍｇ及びその他の添加に起因する固溶強化、析出強化及び晶出物による強化等により、インペラの常温及び高温における引張特性及びクリープ特性や高温耐力等を改善することができる。
【００３２】
また、本発明のインペラ用冷間鍛造材の製造方法においては、前記鍛造工程の後に、溶体化処理工程、焼入れ工程及び時効熱処理工程を有し、前記溶体化処理工程における加熱温度を５００〜５４０℃とし、前記焼入れ工程における冷却は８０℃以下の水冷とし、前記時効熱処理工程における加熱温度を１８０〜２１０℃とすること、が好ましい。
【００３３】
時効熱処理の温度を１８０℃以上とすることで、析出強化を効率的に発現させることができ、２１０℃以下とすることで、析出物の粗大化等による強度、耐力及び耐疲労特性の低下を抑制することができる。また、溶体化処理の温度を５００℃以上とすることで、Ｃｕ及びＭｇ等の析出強化に寄与する固溶元素をアルミニウム中に十分に固溶させることができ、５４０℃以下とすることで、局部的な融解による鍛造材の強度及び延性の低下を抑制することができる。また、Ｃｕ及びＭｇ等の析出強化に寄与する固溶元素をアルミニウム中に十分に固溶させるには、当該条件で加熱後に速やかに冷却することが必要である。８０℃を超えると、冷却水が沸騰し易く、十分な冷却速度が安定して得られない。一方で、その効果は室温程度で飽和するので、それ以下に下げる必要はない。必要以上に温度を下げると、焼入れ歪が残留し、切削加工時の加工精度を低下させるので２０℃以上で冷却することが好ましい。
【発明の効果】
【００３４】
本発明によれば、室温及び高温において十分な強度、耐力及び耐疲労特性を有し、特に、羽根部相当部位における組織が微細かつ均質化されたインペラ用冷間鍛造材及びその効率的な製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００３５】
【図１】代表的なインペラを概略的に示す斜視図である。
【図２】代表的なインペラを概略的に示す断面図である。
【図３】一般的なインペラ用冷間鍛造部材の断面の模式図である。
【図４】本発明のインペラ用冷間鍛造部材の断面の模式図である。
【図５】本発明のインペラ用冷間鍛造部材の製造方法における冷間鍛造工程の一例を示す模式図（冷間鍛造前）である。
【図６】本発明のインペラ用冷間鍛造部材の製造方法における冷間鍛造工程の一例を示す模式図（冷間鍛造後）である。
【図７】実施例１で得られたインペラ用アルミニウム合金鍛造材の断面の組織写真である。
【図８】実施例２で得られたインペラ用アルミニウム合金鍛造材の断面の組織写真である。
【図９】実施例３で得られたインペラ用アルミニウム合金鍛造材の断面の組織写真である。
【図１０】比較例で得られたインペラ用アルミニウム合金鍛造材の断面の組織写真である。
【図１１】据え込み鍛造用アルミニウム合金素材の形状及びサイズを示す概略図である。
【図１２】据え込み鍛造前後の試験片の外観写真である。
【図１３】引張特性に及ぼす結晶粒径の影響を調べるために用いた引張試験片の概略図である。
【図１４】結晶粒径と引張特性の関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００３６】
以下、図面を参照しながら本発明のアルミニウム合金製のインペラ用冷間鍛造部材及びその製造方法についての代表的な実施形態について詳細に説明するが、本発明はこれらのみに限定されるものではない。なお、以下の説明では、同一又は相当部分には同一符号を付し、重複する説明は省略する場合がある。また、図面は、本発明を概念的に説明するためのものであるから、表された各構成要素の寸法やそれらの比は実際のものとは異なる場合もある。
【００３７】
１．アルミニウム合金製インペラ用冷間鍛造部材
（１）組織
代表的なインペラを概略的に示す斜視図及び断面図を図１及び図２にそれぞれ示す。インペラ１は、インペラ１をローターと連結するためのシャフトを挿入するためのシャフト穴２を有し、略円錐状の回転軸部４の外周に、放射状にかつ渦巻の一部をなすように傾斜した複数の羽根部６を一体に形成した構造を有している。
【００３８】
インペラ１の形状は、例えば、アルミニウム合金製のインペラ用冷間鍛造部材を加工することで得ることができる。この場合、インペラ１の結晶粒径及びその分布は、基本的にインペラ用冷間鍛造部材の状態を引き継ぐことになる。
【００３９】
一般的なインペラ用冷間鍛造部材の断面の模式図を図３に、本発明のインペラ用冷間鍛造部材の断面の模式図を図４に、それぞれ示す。図３及び図４において、結晶粒が他の領域と比較して粗大化する領域を斜線で示している。一般的なインペラ用冷間鍛造部材１０は、冷間鍛造時に金型に接触する外周近傍（特に上部）においてひずみが不足することから、当該領域の結晶粒径が他の領域と比較して顕著に粗大化してしまう。なお、冷間鍛造条件にも依存するが、中心及び表面においても比較的結晶粒が粗大となる領域が形成される。
【００４０】
これに対し、本発明のインペラ用冷間鍛造部材１２においては、外周近傍に結晶粒が粗大となる明確な領域が存在しない。中心部表面に比較的結晶粒が粗大化した領域が形成される場合があるが、当該領域はシャフト穴２として除去されるため、インペラ１の特性に影響を及ぼすことはない。
【００４１】
ここで、インペラ１の羽根部６は軽量化を目的として薄肉化されることに加え、高速回転によって大きな遠心力が作用することから、高い強度及び剛性が要求される。特に、羽根部６の先端部にはより大きな遠心力が作用することから、当該領域に加工されるインペラ用冷間鍛造部材の最外周部は高強度化することが切望されているところ、本発明のインペラ用冷間鍛造部材１２の外周は結晶粒が微細化されており（結晶粒が粗大化した領域が存在せず）、高い強度が付与されている。なお、図４において、最終的に羽根部６に加工される羽根部相当部位１４をハッチング領域で示している。即ち、羽根部相当部位１４における母材結晶粒の平均粒径は２５０μｍ以下であり、結晶粒径が７００μｍ以上の粗大粒を含まない。
【００４２】
本発明のインペラ用冷間鍛造部材１２においては、羽根部相当部位１４における母材結晶粒の平均粒径が２００μｍ以下であることが好ましく、１００μｍ以下であることがより好ましい。平均粒径を２００μｍ以下とすることで、結晶粒微細化強化を確実に発現させることができ、１００μｍ以下とすることで、インペラ１の羽根部６に要求される強度、耐力及び耐疲労特性をより確実に得ることができる。
【００４３】
母材結晶粒の平均粒径を求める方法は特に限定されず、従来公知の種々の方法で測定すればよい。例えば、インペラ用冷間鍛造部材１２を切断し、得られた断面試料を光学顕微鏡又は走査型電子顕微鏡で観察し、母材結晶粒の粒径の平均値を算出することで求めることができる。その他、走査型電子顕微鏡に付属している後方散乱電子回折測定装置（ＳＥＭ−ＥＢＳＤ）により測定してもよい。なお、観察手法に応じて、断面試料には機械研磨、バフ研磨、電解研磨及びエッチング等を施せばよい。
【００４４】
また、本発明のインペラ用冷間鍛造材１２においては、インペラの回転軸（シャフト穴２の中心軸）に直交する方向における引張強さ及び０．２％耐力が、それぞれ４２０ＭＰａ以上及び３５０ＭＰａ以上であること、が好ましい。インペラの回転軸に直交する方向における引張強さ及び０．２％耐力をそれぞれ４２０ＭＰａ以上及び３５０ＭＰａ以上とすることで、インペラに十分な信頼性を付与することができる。なお、より好ましい引張強さ及び０．２％耐力はそれぞれ４４０ＭＰａ以上及び３６０ＭＰａ以上であり、最も好ましい引張強さ及び０．２％耐力はそれぞれ４５０ＭＰａ以上及び３７０ＭＰａ以上である。
【００４５】
また、本発明のインペラ用冷間鍛造材１２はＣｕ及びＭｇを含有しており、Ｃｕ及びＭｇの添加に起因する固溶強化及び析出強化（θ’相やＳ’相の析出）等により、アルミニウム合金の常温及び高温における引張特性及びクリープ特性と高温耐力が改善されている。
【００４６】
（２）組成
（２−１）組成１
インペラ用冷間鍛造材１２は、Ｃｕ：２．２〜３．５質量％、Ｍｇ：１．４〜２．１質量％、Ｆｅ：０．９〜１．５質量％、Ｓｉ：０．１０〜０．２５質量％、Ｎｉ：０．９〜１．５質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１５質量％、を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金からなることが好ましい。以下、各成分について詳細に説明する。
【００４７】
Ｃｕ：２．２〜３．５質量％
ＣｕはＡｌ−Ｃｕ系析出物を形成し、機械的特性及び疲労強度を高める作用を有する。また、ＣｕとＭｇの両者を添加し、熱処理することでＡｌ２ＣｕＭｇ化合物を形成させ、強度を高めることができる。Ｃｕ添加量が２．２質量％未満では析出物量が不足し、目標強度が得られない。また、３．５質量％を超えて添加すると、鋳造時に形成されたＡｌ２ＣｕやＡｌ２ＣｕＭｇ晶出物が粗大になり、溶体化処理時に固溶せず溶け残り、疲労強度や靭性が低下してしまう。
【００４８】
Ｍｇ：１．４〜２．１質量％
ＭｇはＣｕとともに添加することでＡｌ２ＣｕＭｇ化合物を形成し、強度に寄与する。１．４質量％未満ではインペラに要求される十分な強度が得られない。また、２．１質量％を超えて添加するとＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ晶出物が溶体化処理時に溶け残り、疲労強度や靭性を低下させる。加えて、ＭｇはＳｉと共にＭｇ−Ｓｉ系析出物を形成し、機械的特性及び疲労強度を高める作用を有する。当該作用は１．４質量％以上で顕著となるが、２．１質量％を超えて添加しても、高度への寄与はほとんど期待できず、また、破壊の起点となる粗大な金属間化合物を形成し、靭性等の機械的特性を低下させる虞がある。
【００４９】
Ｆｅ：０．９〜１．５質量％
分散粒子を形成させるのに有効な元素である。Ａｌ−Ｆｅ−（Ｎｉ）系化合物の晶出によってＡｌの再結晶化を抑制すると共に高温強度の向上に寄与するが、０．９質量％未満ではその効果が十分に得られない。しかし、過剰に添加すると、粗大な金属間化合物を形成させて靭性を低下させるため、添加量の上限を１．５質量％としている。
【００５０】
Ｓｉ：０．１０〜０．２５質量％
Ｓｉの添加によりＡｌ２ＣｕやＡｌ２ＣｕＭｇの析出密度が高まり、強度に寄与する。これらの作用は０．１質量％以上で顕著となり、０．２５質量％を超えて添加するとＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ−Ｃｕ系の晶出物が形成され、疲労強度や靭性が低下する虞がある。
【００５１】
Ｎｉ：０．９〜１．５質量％
Ｎｉは、高融点のＡｌ−Ｎｉ系晶出物を形成し、２００〜３５０℃付近における耐熱性及び高温強度を改善する。当該効果は０．９質量％以上の含有で顕著になるが、１．５質量％を超える多量のＮｉを含有させると、粗大な化合物を形成して靭性を低下させる。
【００５２】
Ｔｉ：０．０１〜０．１５質量％
ＴｉはＢとの複合添加でＡｌ−ＴｉやＴｉ−Ｂ系の化合物を形成し、鋳造組織を微細化し、鋳造割れを防止すると共に、添加元素の均質化を促進させる。これらの効果は０．０１質量％未満では不十分であり、０．１５質量％を超える量を添加するとその効果が飽和するだけでなく、Ａｌ‐Ｔｉ系の粗大な晶出物を形成し、靭性を低下させる。また、ＴｉをＡｌ中に固溶させることで強化相であるＡｌ２ＣｕやＡｌ２ＣｕＭｇ析出物の高温下での成長を抑制し、高強度を安定して得ることができる。
【００５３】
（２−２）組成２
インペラ用冷間鍛造材１２は、Ｃｕ：５．０〜７．０質量％、Ｍｇ：０．０５〜０．５質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．３５質量％、Ｓｉ：０．０５〜０．２５質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１５質量％、を含有し、更に、Ｖ  ：０．０５〜０．２０質量％、Ｍｎ：０．０５〜０．７０質量％、Ｃｒ：０．０５〜０．３５質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５質量％、のうちの１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金からなること、が好ましい。以下、上記の組成１との差異を中心に、各成分について詳細に説明する。
【００５４】
Ｃｕ：５．０〜７．０質量％
Ｍｇ：０．０５〜０．５質量％
組成１と比較して、Ｃｕの添加量を増加させ、Ｍｇの添加量を減少させている。Ｃｕの添加量を５．０質量％以上とすることでＴ６処理後にＡｌ‐Ｃｕ系析出物を形成し、強度に寄与させることができる。一方で、７．０質量％を超えて添加すると、Ｔ６処理後にＡｌ−Ｃｕ系晶出物が多く残存し、靭性を低下させる。Ｍｇの添加量を０．０５質量％以上添加することで、Ｔ６処理後にＡｌ−Ｃｕ（‐Ｍｇ）系析出物の形成を促進し、強度に寄与することができるが、０．５質量％を超えて添加すると高温域でＡｌ−Ｃｕ系析出物の成長を速めることから高温域での高強度を安定して得ることができない。
【００５５】
Ｆｅ：０．０５〜０．３５質量％
Ｓｉ：０．０５〜０．２５質量％
Ｔｉ：０．０１〜０．１５質量％
これらの添加元素の効果は組成１の場合と同様である。
【００５６】
Ｖ  ：０．０５〜０．２０質量％
Ｍｎ：０．０５〜０．７０質量％
Ｃｒ：０．０５〜０．３５質量％
Ｚｒ：０．０５〜０．２５質量％
上記の元素を含有するアルミニウム合金では、均質化処理時に、Ａｌ−Ｆｅ（Ｍｎ、Ｃｒ）‐Ｓｉ系やＡｌ−Ｍｇ−Ｃｒ‐Ｍｎ系、Ａｌ‐Ｚｒ系、Ａｌ−Ｖ系の分散粒子が形成され、結晶粒界の移動を抑制し、再結晶化を抑制する、いわゆるピン止め効果を発現させ、強度に寄与することができる。
【００５７】
２．アルミニウム合金製インペラ用冷間鍛造材の製造方法
本発明のインペラ用冷間鍛造部材の製造方法は、上記本発明のインペラ用冷間鍛造材の効果的かつ効率的な製造方法を提供するものである。
【００５８】
本発明のインペラ用冷間鍛造部材の製造方法は、円柱形状のアルミニウム合金素材の一方の端部を下型に当接させ、アルミニウム合金素材の他方の端部に上型を当接させつつ押圧する鍛造工程を有し、アルミニウム合金素材の直径Ｄが、他方の端部が当接する上型の内周面の内径ｄよりも小さいこと、を特徴としている。
【００５９】
本発明のインペラ用冷間鍛造部材の製造方法における冷間鍛造工程の一例を示す模式図を図５（冷間鍛造前）及び図６（冷間鍛造後）に示す。図５においては、円柱状のアルミニウム合金素材３０を下型３２に当接させ、上型３４によって上側から圧縮する状況を示している。ここで、一般的なアルミニウム合金の冷間鍛造では、アルミニウム合金素材３０の直径Ｄは上型３４の内周面の内径ｄと略同一となっている。なお、下型３２には鍛造品を排出するためのエジェクターアウトピン３６が、上型３４には鍛造品の貼り付きを防止するパンチノックアウトピン３８が備わっている。
【００６０】
これに対し、本発明のインペラ用冷間鍛造部材の製造方法においては、アルミニウム合金素材３０の直径が上型３４の内径ｄよりも小さくなっている。その結果、上型３４による圧縮によりアルミニウム合金素材３０が扁平すると共に上型３４の内径ｄに押し付けられることで、アルミニウム合金素材３０の外周近傍にも十分なひずみを導入することができる。
【００６１】
ここで、アルミニウム合金素材３０の直径Ｄを有する円の面積（Ａ１）及び上型３４の内径ｄを有する円の面積（Ａ２）から求められる加工度：（Ａ２−Ａ１）／Ａ１×１００を３０％以上とすることが好ましい。当該加工度を３０％以上とすることで、アルミニウム合金素材３０の全域（特に外周近傍）の結晶粒を微細化するために必要なひずみを確実に導入することができる。なお、より好ましい加工度は３５％以上であり、最も好ましい加工度は５０％以上である。
【００６２】
また、本発明のインペラ用冷間鍛造材の製造方法においては、アルミニウム合金素材３０が当接する上型３４の底面の外周に略円環状の凸部を形成し、当該凸部と底面の段差を１ｍｍ以上とすること、が好ましい。
【００６３】
アルミニウム合金素材３０が当接する上型３４の底面が完全に平面の場合、当該平面近傍ではアルミニウム合金素材３０にひずみを導入することが困難であり、冷間鍛造材上部の結晶粒を均一に微細化することが困難である。これに対し、上型３４の底面に１ｍｍ以上の段差を設けることでアルミニウム合金素材３０に導入されるひずみを増加させることができ、冷間鍛造材上部にも均質な微細組織を形成させることができる。なお、底面の段差は１．３ｍｍ以上とすることがより好ましく、１．５ｍｍ以上とすることが最も好ましい。
【００６４】
また、図６に示すように、パンチノックアウトピン３８を後退させた状態で鍛造を施すことにより、アルミニウム合金素材３０に導入されるひずみを増加させることができ、冷間鍛造材により均質な微細組織を形成させることができる。
【００６５】
また、本発明のインペラ用冷間鍛造部材の製造方法においては、アルミニウム合金素材３０が、
Ｃｕ：２．２〜３．５質量％、
Ｍｇ：１．４〜２．１質量％、
Ｆｅ：０．９〜１．５質量％、
Ｓｉ：０．１０〜０．２５質量％、
Ｎｉ：０．９〜１．５質量％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１５質量％、を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなること、が好ましい。
【００６６】
また、本発明のインペラ用冷間鍛造部材の製造方法においては、アルミニウム合金素材３０が、
Ｃｕ：５．０〜７．０質量％、
Ｍｇ：０．０５〜０．５質量％、
Ｆｅ：０．０５〜０．３５質量％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５質量％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１５質量％、を含有し、
更に、
Ｖ  ：０．０５〜０．２０質量％、
Ｍｎ：０．０５〜０．７０質量％、
Ｃｒ：０．０５〜０．３５質量％、
Ｚｒ：０．０５〜０．２５質量％、のうちの１種以上を含有し、
残部がＡ１および不可避不純物からなるアルミニウム合金からなること、が好ましい。
【００６７】
これらの各添加元素の効果等については本発明のインペラ用冷間鍛造部材に関して示した通りであるが、主として、Ｃｕ、Ｍｇ及びその他の添加に起因する固溶強化、析出強化及び晶出物による強化等により、インペラ用冷間鍛造材１２の常温及び高温における引張特性及びクリープ特性や高温耐力等を改善することができる。
【００６８】
また、本発明のインペラ用冷間鍛造部材の製造方法においては、鍛造工程の後に、溶体化処理工程、焼入れ工程及び時効熱処理工程を有し、溶体化処理工程における加熱温度を５００〜５４０℃とし、焼入れ工程における冷却は８０℃以下の水冷とし、時効熱処理工程における加熱温度を１８０〜２１０℃とすること、が好ましい。
【００６９】
時効熱処理の温度を１８０℃以上とすることで、析出強化を効率的に発現させることができ、２１０℃以下とすることで、析出物の粗大化等による強度、耐力及び耐疲労特性の低下を抑制することができる。また、溶体化処理の温度を５００℃以上とすることで、Ｃｕ及びＭｇ等の析出強化に寄与する固溶元素をアルミニウム中に十分に固溶させることができ、５４０℃以下とすることで、局部的な融解による鍛造材の強度及び延性の低下を抑制することができる。
【００７０】
以上、本発明の代表的な実施形態について説明したが、本発明はこれらのみに限定されるものではなく、種々の設計変更が可能であり、それら設計変更は全て本発明の技術的範囲に含まれる。
【実施例】
【００７１】
≪実施例１≫
表１に記載の組成を有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金をビレット温度３６０℃、押出速度３ｍ／ｍｉｎの条件で押出加工し、直径３２ｍｍの押出棒材を得た。その後、当該押出棒材を４１５℃で２ｈ保持した後、２５℃／ｈの冷却速度で室温まで冷却し、素材径３２ｍｍの鍛造用アルミニウム合金素材を得た。なお、表１に記載の成分は質量％で示している。
【００７２】
【表１】
2020012182.tif 000002
【００７３】
鍛造最小径が３９．５ｍｍとなる鍛造型（上型）を用い、得られた鍛造用アルミニウム合金素材に対して１回の鍛造を施し、アルミニウム合金鍛造材を得た。当該鍛造においては、鍛造用アルミニウム合金素材の径が３２ｍｍ、鍛造最小径が３９．５ｍｍであるから、加工度は５２％となる。なお、鍛造用アルミニウム合金素材が当接する上型の底面の外周には略円環状の凸部を形成し、当該凸部と底面の段差を１．５ｍｍとした。
【００７４】
次いで、アルミニウム合金鍛造材を５２５℃で２ｈ保持（溶体化処理）した後に２５℃で水冷し、１９７℃で１２ｈ保持（時効処理）してインペラ用アルミニウム合金鍛造材を得た。得られたインペラ用アルミニウム合金鍛造材の断面の組織写真を図７に示す。切削加工後にインペラの羽根部となる羽根部相当部位（図４の羽根部相当部位１４に対応する領域）の組織は微細かつ均質となっており、７００μｍ以上の粗大な結晶粒は含まれていないことが分かる。
【００７５】
図７に示すＸ方向及びＹ方向で交線法を用いて羽根部相当部位の平均結晶粒径を求めたところ、Ｘ方向で１６μｍ、Ｙ方向で１５μｍであった。また、段差を有する金型底面に当接したインペラ用アルミニウム合金鍛造材の上部近傍においても組織の微細化及び均質化が進んでいることが分かる。
【００７６】
また、図７に示す点線枠の領域から平行部幅５ｍｍ、厚さ２ｍｍ、長さ２０ｍｍの引張試験片を切り出した。当該引張試験片について引張特性を評価したところ、引張強さ：４４８ＭＰａ、０．２％耐力：３７６ＭＰａ、伸び：８．４％であった。
【００７７】
≪実施例２≫
押出棒材及び鍛造用アルミニウム合金素材の直径を３４ｍｍとし、上型底面と凸部の段差を１．３５ｍｍとした以外は実施例１と同様にしてインペラ用アルミニウム合金鍛造材を得た。当該鍛造においては、鍛造用アルミニウム合金素材の径が３４ｍｍ、鍛造最小径が３９．５ｍｍであるから、加工度は３５％となる。
【００７８】
得られたインペラ用アルミニウム合金鍛造材の断面の組織写真を図８に示す。切削加工後にインペラの羽根部となる羽根部相当部位（図４の羽根部相当部位１４に対応する領域）の組織は微細かつ均質となっており、７００μｍ以上の粗大な結晶粒は含まれていないことが分かる。
【００７９】
図８に示すＸ方向及びＹ方向で交線法を用いて羽根部相当部位の平均結晶粒径を求めたところ、Ｘ方向で１６μｍ、Ｙ方向で１６μｍであった。また、段差を有する金型底面に当接したインペラ用アルミニウム合金鍛造材の上部近傍においても組織の微細化及び均質化が進んでいることが分かる。なお、実施例１と比較すると段差が小さくなっているため、僅かに結晶粒が大きな状態となっている。
【００８０】
≪実施例３≫
表２に記載の組成を有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金をビレット温度３６０℃、押出速度６ｍ／ｍｉｎの条件で押出加工し、直径３６ｍｍの押出棒材を得た。その後、当該押出棒材を４１５℃で２ｈ保持した後、２５℃／ｈの冷却速度で室温まで冷却し、素材径３６ｍｍの鍛造用アルミニウム合金素材を得た。なお、表２の成分は質量％で示している。
【００８１】
【表２】
2020012182.tif 000003
【００８２】
鍛造最小径が４６ｍｍとなる鍛造型（上型）を用い、得られた鍛造用アルミニウム合金素材に対して１回の鍛造を施し、アルミニウム合金鍛造材を得た。当該鍛造においては、鍛造用アルミニウム合金素材の径が３６ｍｍ、鍛造最小径が４６ｍｍであるから、加工度は６３％となる。なお、鍛造用アルミニウム合金素材が当接する上型の底面の外周には略円環状の凸部を形成し、当該凸部と底面の段差を１．５ｍｍとした。
【００８３】
次いで、アルミニウム合金鍛造材を５３０℃で２ｈ保持（溶体化処理）した後に２５℃で水冷し、１８０℃で６ｈ保持（時効処理）してインペラ用アルミニウム合金鍛造材を得た。得られたインペラ用アルミニウム合金鍛造材の断面の組織写真を図９に示す。切削加工後にインペラの羽根部となる羽根部相当部位（図４の羽根部相当部位１４に対応する領域）の組織は微細（２５０μｍ以下）かつ均質となっており、７００μｍ以上の粗大な結晶粒は含まれていないことが分かる。また、段差を有する金型底面に当接したインペラ用アルミニウム合金鍛造材の上部近傍においても組織の微細化及び均質化が進んでいる。
【００８４】
また、図９に示す点線枠の領域から平行部幅５ｍｍ、厚さ２ｍｍ、長さ２０ｍｍの引張試験片を切り出した。当該引張試験片について引張特性を評価したところ、引張強さ：４５５ＭＰａ、０．２％耐力：３６２ＭＰａ、伸び：１２．１％であった。
【００８５】
≪比較例≫
表１に示した合金成分ビレットから押出加工した直径３９ｍｍの押出棒を鍛造用素材とし、上型底面と凸部の段差を取らず、フラットな状態で鍛造を実施した。なお、鍛造前の押出条件、焼鈍条件および鍛造後のＴ６処理条件は実施例１と同様にしてインペラ用アルミニウム合金鍛造材を得た。当該鍛造においては、鍛造用アルミニウム合金素材の径が３９ｍｍ、鍛造最小径が３９．５ｍｍであるから、鍛造用アルミニウム合金素材の径と鍛造最小径は略同一である（金型に鍛造用アルミニウム合金素材を挿入できる程度に、鍛造用アルミニウム合金素材の直径を鍛造最小径よりも僅かに小さくしている。なお、加工度は３％となる。）。
【００８６】
得られたインペラ用アルミニウム合金鍛造材の断面の組織写真を図１０に示す。切削加工後にインペラの羽根部となる羽根部相当部位（図４の羽根部相当部位１４に対応する領域）には粗粒が含まれており、不均質な組織となっている。また、略平面状の金型底面に当接したインペラ用アルミニウム合金鍛造材の上部近傍において、組織の微細化及び均質化は進んでいない。
【００８７】
図１０に示すＸ方向及びＹ方向で交線法を用いて羽根部相当部位の平均結晶粒径を求めたところ、Ｘ方向で２０８μｍ、Ｙ方向で２０６６μｍであった。
【００８８】
≪引張特性に及ぼす結晶粒径の影響≫
引張特性に及ぼす結晶粒径の影響を確認するために、表１に記載の組成を有するアルミニウム合金に関して種々の鍛造条件で据え込み鍛造を施した。具体的には、図１１に示す形状及びサイズの鍛造用アルミニウム合金素材に対して、鍛造方向をＬＴ方向、両端面拘束とする冷間鍛造を施した。冷間鍛造前後の試験片外観を図１２に示す。
【００８９】
次いで、アルミニウム合金鍛造材を５２５℃で２ｈ保持（溶体化処理）した後に水冷し、２００℃で１０ｈ保持（時効処理）して評価用アルミニウム合金鍛造材を得た。評価用アルミニウム合金鍛造材中心部の組織観察によってＬ方向の平均結晶粒径を求めると共に、当該領域から図１３に示す引張試験片を切り出して引張特性を評価した。得られた結果を図１４に示す。
【００９０】
結晶粒径が２５０μｍより小さくなると引張強さが増加し、特に結晶粒径が１００μｍよりも小さくなると顕著な増加が認められる。加えて、結晶粒径が１００μｍよりも小さくなると、０．２％耐力も明確に増加することが分かる。
【符号の説明】
【００９１】
１・・・インペラ、
２・・・シャフト穴、
４・・・回転軸部、
６・・・羽根部、
１０・・・一般的なインペラ用冷間鍛造部材、
１２・・・本発明のインペラ用冷間鍛造部材、
１４・・・羽根部相当部位、
３０・・・アルミニウム合金素材、
３２・・・下型、
３４・・・上型、
３６・・・エジェクターアウトピン、
３８・・・パンチノックアウトピン。
【図１】
2020012182.tif 000004
【図２】
2020012182.tif 000005
【図３】
2020012182.tif 000006
【図４】
2020012182.tif 000007
【図５】
2020012182.tif 000008
【図６】
2020012182.tif 000009
【図７】
2020012182.tif 000010
【図８】
2020012182.tif 000011
【図９】
2020012182.tif 000012
【図１０】
2020012182.tif 000013
【図１１】
2020012182.tif 000014
【図１２】
2020012182.tif 000015
【図１３】
2020012182.tif 000016
【図１４】
2020012182.tif 000017