(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶融金属を不活性ガスによりスプレイし、１０2 ℃／sec 以上の冷却速度で急冷凝固させつつ同時に堆積させるスプレイフォーミング法によりＡｌ−Ｆｅ系急冷凝固アルミニウム合金を得てなり、該上記急冷凝固アルミニウム合金に２００℃〜６００℃の温度範囲内で熱間押出加工を施してなり、さらに同温度範囲内で熱間鍛造加工を施してなる高速回転用羽根車であり、上記Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金の成分が、Ｆｅ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉからなり、重量％で、Ｆｅ：４〜１２％、Ｖ：0.５〜５％、（Ｍｏ＋Ｚｒ＋Ｔｉ）＜５％であり、残部がＡｌと不可避不純物である
ことを特徴とするアルミニウム合金製羽根車。
【請求項２】
溶融金属を不活性ガスによりスプレイし、１０2 ℃／sec 以上の冷却速度で急冷凝固させつつ同時に堆積させるスプレイフォーミング法によりＡｌ−Ｆｅ系急冷凝固アルミニウム合金を得てなり、該上記急冷凝固アルミニウム合金に２００℃〜６００℃の温度範囲内で熱間押出加工を施してなり、さらに同温度範囲内で熱間鍛造加工を施してなる高速回転用羽根車であり、上記Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金の成分が、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉからなり、重量％で、（Ｆｅ＋Ｍｎ）：５〜１１％、Ｆｅ：＜８％、Ｍｎ：＜８％、Ｖ：0.２〜４％、（Ｍｏ＋Ｚｒ＋Ｔｉ）：0.２〜４％であり、Ｍｎ／Ｆｅ比が0.２＜（Ｍｎ／Ｆｅ）＜４であり、残部がＡｌと不可避不純物である
ことを特徴とするアルミニウム合金製羽根車。
【請求項３】
請求項１または２に記載のアルミニウム合金製羽根車が遠心圧縮機用羽根車であることを特徴とするアルミニウム合金製羽根車。
【請求項４】
溶融金属を不活性ガスによりスプレイし、１０2 ℃／sec 以上の冷却速度で急冷凝固させつつ同時に堆積させるスプレイフォーミング法によりＡｌ−Ｆｅ系急冷凝固アルミニウム合金を製造する工程と、その後得られた上記急冷凝固アルミニウム合金に２００℃〜６００℃の温度範囲内で熱間押出加工を施す工程と、さらに熱間鍛造加工工程とを施して高速回転用羽根車を製造させ、上記Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金の成分が、Ｆｅ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉからなり、重量％で、Ｆｅ：４〜１２％、Ｖ：0.５〜５％、（Ｍｏ＋Ｚｒ＋Ｔｉ）＜５％であり、残部がＡｌと不可避不純物である
ことを特徴とするアルミニウム合金製羽根車の製造方法。
【請求項５】
溶融金属を不活性ガスによりスプレイし、１０2 ℃／sec 以上の冷却速度で急冷凝固させつつ同時に堆積させるスプレイフォーミング法によりＡｌ−Ｆｅ系急冷凝固アルミニウム合金を製造する工程と、その後得られた上記急冷凝固アルミニウム合金に２００℃〜６００℃の温度範囲内で熱間押出加工を施す工程と、さらに熱間鍛造加工工程とを施して高速回転用羽根車を製造させ、上記Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金の成分が、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉからなり、重量％で、（Ｆｅ＋Ｍｎ）：５〜１１％、Ｆｅ：＜８％、Ｍｎ：＜８％、Ｖ：0.２〜４％、（Ｍｏ＋Ｚｒ＋Ｔｉ）：0.２〜４％であり、Ｍｎ／Ｆｅ比が0.２＜（Ｍｎ／Ｆｅ）＜４であり、残部がＡｌと不可避不純物である
ことを特徴とするアルミニウム合金製羽根車の製造方法。
【請求項６】
請求項４または５に記載のアルミニウム合金製羽根車の製造方法において、上記熱間押出加工の前後にホットプレス処理あるいは熱間等方圧プレス（ＨＩＰ）処理を施してなることを特徴とする遠心圧縮機用羽根車の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、アルミニウム合金製羽根車及びその製造方法に関し、例えばエンジンの過給器などとして適用される遠心圧縮機用の羽根車、その他、軽量性及び耐熱性を要求される高速回転、例えばターボ分子ポンプのロータ及び翼あるいはスクロール圧縮機のスクロールに利用して好適なものである。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】
図１に従来の遠心圧縮機の羽根車の構造説明図を示す。
図１に示すように、従来の遠心圧縮機の羽根車１として、比較的圧縮比が低く最高部（圧縮空気出口部）温度が１６０℃程度までしか上昇しない大気吸い込み型の単段式の製品の場合には、通常の溶解／鍛造で製造される耐熱アルミニウム合金で作られている。また、高性能で圧縮比が高い場合あるいは吸い込み側のガス温度が高く最高部（圧縮空気出口部）温度が２００℃を超える製品の場合には、鋳鋼あるいはチタン合金で作られている。
【０００３】
ところで、上記のような従来の圧縮機の中で、比較的圧縮比が低く（圧縮比；〜３．５）大型のディーゼルエンジン用の圧縮機として多く適用されており、大気を吸い込む単段式の遠心圧縮機に於ても、エンジン側の高性能化に対応して、高圧縮比化が要求されてきている。
特に、圧縮比が４．０を超える遠心圧縮機も要求されており、この場合羽根車の出口における空気の温度は２００℃以上にもなる。
【０００４】
通常、このような大気を吸い込む単段式の遠心圧縮機においては、羽根車の材料としては溶解／鍛造で製造される耐熱アルミニウム合金で作られており、特に耐熱強度の観点から、現状で最も耐熱性のある「Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系」のJIS Ａ2618合金が多く用いられている。
しかしながら、現状の耐熱アルミニウム合金は、一般に時効熱処理（１９０℃×１５時間程度）により強度を確保するタイプの合金であり、この温度を超える温度領域で長時間加熱されると強度が低下する、という問題がある。
【０００５】
このため現状では、羽根車がアルミニウム合金製の場合は、高圧力比を確保することが困難であり、羽根車の材料として鋳鋼あるいはチタン合金で作る方法に移行する傾向にある。
【０００６】
しかしながら、羽根車の材料として鋳鋼あるいはチタン合金で作る場合、羽根車自体が非常に複雑な形状をしているため、アルミニウム合金製の羽根車と比較すると製造加工コストが著しく高くなる、という問題がある。
また、従来のアルミニウム合金と比較すると鋳鋼及びチタン合金は材料の密度が大きいため、羽根車の重量が増し、遠心圧縮機としての応答性（レスポンス）が悪くなるとともに、偏心時のアンバランスが大きくなる、という問題がある。さらに、オーバーハングした質量が大きくなるため、ロータ安定性が損なわれると共に、分解時の取り扱いが困難になるなどの問題がある。
【０００７】
一方、近年において、アルミニウム合金を溶融状態から急冷凝固させ、得られた粉末を焼結固化（加熱＋加圧）することにより微細で均一な組織を得て、アルミニウム合金の特性を向上させる急冷凝固技術により、急冷凝固Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金あるいはＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系アルミニウム合金を製造する技術が提案されている（特公昭６３−９５７６号公報、特公昭６３−１０２２１号公報、特公昭６３−１０２２１号及び特開昭６２−１２４２４２号公報参照）。
しかしながら、これらの技術では、得られた急冷凝固アルミニウム合金の延性が室温はもとより高温でも著しく低く、熱間自由鍛錬加工は不可能であり、従って大型でかつ大きな力の加わる高速回転体羽根車の様な、信頼性の要求される部材に適用できる材料は得られないという問題がある。
【０００８】
また、この従来のアルミニウム合金の製造方法において、ガスアトマイズ法により所定の組成の急冷凝固粉末を作成し、これを焼結固化（加熱＋加圧）することにより素材を得る粉末焼結法（ＰＭ法：Powder Metallurgy)が主流であるので、この方法では製造工程の中に、粉末分級，封缶，脱ガス及び熱間の押出し加工等の多くの工程が必要であり、複雑で技術的に条件の設定条件が難しく、そのために製造コストが必然的に高くなるという問題がある。
更に、焼結体の特性としては強度，剛性等の特性は高くなるが、室温ではもちろん高温でも延性が乏しくなることから、焼結後の二次加工が困難であり、大型の素材の押出加工及び自由鍛造加工はほとんど不可能であった。
よって、適用範囲が小型エンジン用のピストンやコンロッドあるいは電気機器用部材等の小型部材にのみ限定されていた。
【０００９】
本発明は、上記問題に鑑み、従来適用していた溶解／鍛造の工程で作られる時効析出強化型の耐熱アルミニウム合金（例えば：JIS Ａ2618合金）あるいは粉末焼結法（ＰＭ法）によるアルミニウム合金に対し、高温強度特性が優れ、室温〜４００℃の範囲の温度であれば長時間加熱されても組織変化を起こさず、急激な強度の低下が無い安定した特性を有し、且つ大型化を図ることが容易なアルミニウム合金製羽根車及びその製造方法を提供することを課題とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
前述の課題を解決する本発明のアルミニウム合金製羽根車は、溶融金属を不活性ガスによりスプレイし、１０2 ℃／sec 以上の冷却速度で急冷凝固させつつ同時に堆積させるスプレイフォーミング法によりＡｌ−Ｆｅ系急冷凝固アルミニウム合金を得てなり、該上記急冷凝固アルミニウム合金に２００℃〜６００℃の温度範囲内で熱間押出加工を施してなり、さらに熱間鍛造加工を施してなる高速回転用羽根車であり、上記Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金の成分が、Ｆｅ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉからなり、重量％で、Ｆｅ：４〜１２％、Ｖ：0.５〜５％、（Ｍｏ＋Ｚｒ＋Ｔｉ）＜５％であり、残部がＡｌと不可避不純物であることを特徴とする。
【００１２】
前述の課題を解決する本発明のアルミニウム合金製羽根車は、溶融金属を不活性ガスによりスプレイし、１０2 ℃／sec 以上の冷却速度で急冷凝固させつつ同時に堆積させるスプレイフォーミング法によりＡｌ−Ｆｅ系急冷凝固アルミニウム合金を得てなり、該上記急冷凝固アルミニウム合金に２００℃〜６００℃の温度範囲内で熱間押出加工を施してなり、さらに熱間鍛造加工を施してなる高速回転用羽根車であり、上記Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金の成分が、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉからなり、重量％で、（Ｆｅ＋Ｍｎ）：５〜１１％、Ｆｅ：＜８％、Ｍｎ：＜８％、Ｖ：0.２〜４％、（Ｍｏ＋Ｚｒ＋Ｔｉ）：0.２〜４％であり、Ｍｎ／Ｆｅ比が0.２＜（Ｍｎ／Ｆｅ）＜４であり、残部がＡｌと不可避不純物であることを特徴とする。
【００１３】
上記アルミニウム合金製羽根車が遠心圧縮機用羽根車であることを特徴とする。
【００１４】
一方の本発明のアルミニウム合金製羽根車の製造方法は、溶融金属を不活性ガスによりスプレイし、１０2 ℃／sec 以上の冷却速度で急冷凝固させつつ同時に堆積させるスプレイフォーミング法によりＡｌ−Ｆｅ系急冷凝固アルミニウム合金を製造する工程と、その後得られた上記急冷凝固アルミニウム合金に２００℃〜６００℃の温度範囲内で熱間押出加工を施す工程と、さらに熱間鍛造加工工程とを施して高速回転用羽根車を製造させ、上記Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金の成分が、Ｆｅ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉからなり、重量％で、Ｆｅ：４〜１２％、Ｖ：0.５〜５％、（Ｍｏ＋Ｚｒ＋Ｔｉ）＜５％であり、残部がＡｌと不可避不純物であることを特徴とする。
また、本発明のアルミニウム合金製羽根車の製造方法は、溶融金属を不活性ガスによりスプレイし、１０2 ℃／sec 以上の冷却速度で急冷凝固させつつ同時に堆積させるスプレイフォーミング法によりＡｌ−Ｆｅ系急冷凝固アルミニウム合金を製造する工程と、その後得られた上記急冷凝固アルミニウム合金に２００℃〜６００℃の温度範囲内で熱間押出加工を施す工程と、さらに熱間鍛造加工工程とを施して高速回転用羽根車を製造させ、上記Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金の成分が、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉからなり、重量％で、（Ｆｅ＋Ｍｎ）：５〜１１％、Ｆｅ：＜８％、Ｍｎ：＜８％、Ｖ：0.２〜４％、（Ｍｏ＋Ｚｒ＋Ｔｉ）：0.２〜４％であり、Ｍｎ／Ｆｅ比が0.２＜（Ｍｎ／Ｆｅ）＜４であり、残部がＡｌと不可避不純物であることを特徴とする。
【００１５】
上記アルミニウム合金製羽根車の製造方法において、上記熱間押出加工の前後にホットプレス処理あるいは熱間等方圧プレス（ＨＩＰ）処理を施してなることを特徴とする。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を詳細に説明する。
【００１７】
本発明のアルミニウム合金製羽根車は、溶融金属を不活性ガスによりスプレイし、１０2 ℃／sec 以上の冷却速度で急冷凝固させつつ同時に堆積させるスプレイフォーミング法によりＡｌ−Ｆｅ系急冷凝固アルミニウム合金を得てなり、該上記急冷凝固アルミニウム合金に２００℃〜６００℃の温度範囲内で熱間押出加工を施してなり、さらに熱間鍛造加工を施してなるものである。
【００１８】
ここで、本発明のアルミニウム合金を得るには、先ず、Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金を溶融状態から不活性ガスにより１０2 ℃／sec 以上の冷却速度で急冷凝固させつつ同時に堆積させるスプレイフォーミング法（ＳＦ法）により行い、成形体（ビレット）を得る。
【００１９】
次に、上記得られたＡｌ−Ｆｅ系急冷凝固アルミニウム合金粉末を、２００℃〜６００℃の温度範囲内で熱間押出加工を施す。また、必要に応じて、上記熱間押出加工の前後にホットプレス処理あるいは熱間静水水圧プレス（ＨＩＰ）処理を施すようにしてもよい。
【００２０】
ここで、本発明に係る羽根車の製造において、急冷凝固法（Rapid Solidified Process) である、スプレイフォーミング法(Spray Forminng)は、アルミニウム合金を溶融状態から１０2 ℃／sec 以上の冷却速度で急冷凝固させている。このスプレイフォーミング法とは、溶融金属を不活性ガスによりスプレイし、急冷凝固させながら同時に堆積させるため、従来のような粉末焼結方法に比べて工程が大幅に短縮でき、製造コストの低減が可能であると共に、急冷凝固素材の大型化が容易となる。
【００２１】
本発明の羽根車は、その素材としてアルミニウムに特にＦｅ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ及びＴｉの成分を添加してなるアルミニウム合金成分からなる。
その重量比は、Ｆｅ：４〜１２％、Ｖ：0.５〜５％、（Ｍｏ＋Ｚｒ＋Ｔｉ）＜５％であり、残部がＡｌと不可避不純物からなるものである。
【００２２】
本発明に係る羽根車の製造において、急冷凝固法（Rapid Soledified Process) を用いて、アルミニウム合金を溶融状態から１０2 ℃／sec 以上の冷却速度で急冷凝固させ、微細で均一な組織を得ているが、これは、アルミニウム合金を１０2 ℃／sec 以上の冷却速度で液相から急冷すると金属組織が非常に微細で偏析が無く、且つ合金元素の種類や添加量に制約が小さいため、自由な組成の合金が得られるからである。
したがって、本合金は強度、耐熱性及び耐蝕性等の材料特性の観点からみて、通常の鋳造法（I/M 法:Ingot Metallurgy)では得られない優れた特性が期待できる。
【００２３】
このように、本発明によれば、耐熱性が優れ、材料密度が小さいアルミニウム合金製羽根車を得ることができる。本発明のアルミニウム合金の羽根車を構成した場合は、従来の鋳鋼及びチタン合金製の羽根車と比較すると製造コストあるいは応答性（レスポンス）の観点からみて優位であり、遠心圧縮機の性能向上と低コスト化の両方に大きな効果がある。
【００２４】
すなわち、本発明のアルミニウム合金製羽根車を作製した場合、従来適用していた溶解／鍛造の工程で作られる時効析出強化型の耐熱アルミニウム合金（例えば；JIS Ａ2618合金）に対し、高温強度特性が優れ、室温〜４００℃の範囲の温度であれば長時間加熱されても組織変化を起こさず、急激な強度の低下が無い安定した特性を有するものとなる。
【００２５】
以下に本発明材における成分限定理由を述べる。
【００２６】
鉄（Ｆｅ）：重量比は４〜１２％である。
ここで、鉄の添加は金属間化合物がスプレイフォーミングにより急冷凝固するときに細かく分散し、その分散強度により成形材における常温強度及び高温強度を発現させるのに寄与する。しかし、本合金系では４％未満の添加では十分な効果は得られない。一方、鉄の添加量が多すぎると、その効果は飽和し、共に好ましくない。そのため添加量の上限を１２％とする。
よって、添加範囲は、４〜１２％が望ましい。
【００２７】
ヴァナジウム（Ｖ）：重量比は0.５〜５％である。
ここで、ヴァナジウムは、Ｆｅを含む金属間化合物を微細にし、Ｆｅの分散強度を助けて成形材の常温強度及び高温強度をＡｌ−Ｆｅ系二元合金より更に高めるのに寄与する。しかし、本合金系では0.５％未満の添加では十分な効果は得られない。
一方、ヴァナジウムの添加量が多すぎると、その効果は飽和し、共に好ましくない。そのため添加量の上限を５％とする。
よって、添加範囲は、0.５〜５％が望ましい。
【００２８】
Ｍｏ、Ｚｒ及びＴｉの総量が５％未満である。
ここで、Ｍｏ、Ｚｒ及びＴｉの添加は、上記金属間化合物の分散を更に助け、成形材の常温強度及び高温強度をＡｌ−Ｆｅ系二元合金より更に高めるのに寄与する。しかし、本合金系ではこれらの総量が５％以上の添加ではその効果が飽和するので、５％未満の添加が好ましい。
【００２９】
次に、上記添加成分にマンガン（Ｍｎ）を組み合わせた場合について説明する。
本発明の羽根車は、その素材として、成分が、Ｆｅ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉからなり、重量％で、（Ｆｅ＋Ｍｎ）：５〜１１％、Ｆｅ：＜８％、Ｍｎ：＜８％、Ｖ：0.２〜４％、（Ｍｏ＋Ｚｒ＋Ｔｉ）：0.２〜４％であり、Ｍｎ／Ｆｅが0.２＜（Ｍｎ／Ｆｅ）＜４、残部がＡｌと不可避不純物からなるＡｌ−Ｆｅ−Ｖ系アルミニウム合金からなる。
【００３０】
以下に本発明材における成分限定理由を述べる。
ここで、Ｖと（Ｍｏ＋Ｚｒ＋Ｔｉ）との添加については、先に説明したので、鉄にマンガンを添加した理由及び配合について説明する。
マンガン（Ｍｎ）は、上記金属間化合物中に固溶してマトリックスを安定化させ、加工組織の回復や再結晶を生じにくくし、合金のクリープ強度、疲労強度を向上させるのに寄与する。しかし、Ｍｎの添加は延性、靱性の劣化を促進するので、好ましくは８％未満とする必要がある。
また、Ｍｎ含有量とＦｅ含有量の比（Ｍｎ／Ｆｅ）が大きくなると、高温強度は向上するが、延性、靱性が低下する傾向がある。よって、本発明ではＭｎ／Ｆｅ比を、0.２＜（Ｍｎ／Ｆｅ）＜４とするのが好ましい。
【００３１】
また、強度を向上させるために、合金マトリックス中に分散する金属間化合物は小さいほうが望ましく、本発明において所望の強度特性を得るためには、金属間化合物の平均粒径を好ましくは５μｍ以下、更に好ましくは３μｍ以下に制御することが必要であり、この範囲の金属間化合物を微細に分散させることにより常温及び高温の強度が効果的に向上する。
【００３２】
（アルミニウム合金製羽根車の製造方法）
本アルミニウム合金製羽根車は、先ず、Ａｌ−Ｆｅ系合金溶湯をスプレイフォーミング法により、およそ１０2 ℃／sec 以上の冷却速度で急冷凝固させつつ同時に堆積し、Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金を得る。次に、２００℃〜６００℃の温度範囲内で熱間押出加工を施して、さらに熱間鍛造加工を施し強度と延性とのバランスを整え、回転体としての信頼性を付与する。
ここで、上記熱間加工は、Ａｌ−Ｆｅ系急冷凝固アルミニウム合金に熱間の鍛錬加工及び型鍛造加工を施すものである。
【００３３】
以下、「試験例」により従来の粉末焼結方法（ＰＭ法）で製造されたＡｌ−Ｆｅ系合金と本発明方法で製造されたＡｌ−Ｆｅ系合金との合金特性を比較する。
▲１▼  材料成分
ここで、本試験例でのＡｌ−Ｆｅ系の合金の配合は、「材料成分１」として「Ａｌ−８Ｆｅ−２Ｍｏ−２Ｖ−１Ｚｒ」合金及び「材料成分２」として「Ａｌ−４Ｆｅ−４Ｍｎ−２Ｍｏ−２Ｖ−１Ｚｒ」合金を用いた。
▲２▼  製造方法
ｉ）インゴットの製造
スプレイフォーミング法により上記所定の合金成分のインゴットを製造した。インゴットの大きさはφ３３０×１０００ｍｍである。
ii) 熱間押出工程
次に、得られたインゴットを約３５０〜４５０℃に加熱し、熱間の押出加工を施す。ここで、加工温度が３５０℃以下では抵抗が大きく押出加工が困難であり、また４５０℃を超えた場合では長時間熱せれると組織が変化して材料特性が低下する、という問題がある。
また、押出加工比は、大きくとるほど良く、少なくとも2.０以上確保することが望ましい。これは２以下ではその後の熱間鍛錬加工の際に割れる場合があり、好ましくないからである。
本試験例では押出加工温度は４００℃、押出加工比は2.５６として、φ３２０ｍｍからφ２００ｍｍに押し出した。
iii)鍛錬加工
熱間の押出加工を施した材料は、さらに材料の均質性を向上させるために、３５０℃〜４５０℃の温度範囲で熱間の鍛錬加工（据込・鍛伸）を繰り返し行う。
本試験例では鍛錬加工温度は４００℃とした。
iv) その後、所定形状に形を整え、三次元機械加工により羽根車を得た。
本試験例により得た羽根車の材料特性を下記「表１」に示す。
【００３４】
なお、従来法の粉末焼結方法で製造したものと比較した。
比較とした従来の粉末焼結法の製造方法を下記に示すが、この方法ではφ１００ｍｍ以上の大型径の素材は製造できないので、φ３０×３００ｍｍの小型素材とした。
▲１▼  材料成分
ここで、比較例でのＡｌ−Ｆｅ系の合金の配合は、上記試験例と同様に、「材料成分１」として「Ａｌ−８Ｆｅ−２Ｍｏ−２Ｖ−１Ｚｒ」合金及び「材料成分２」として「Ａｌ−４Ｆｅ−４Ｍｎ−２Ｍｏ−２Ｖ−１Ｚｒ」合金を用いた。
▲２▼  製造方法
ｉ）合金粉末の製造
所定の成分の合金を溶製し、これからＡｒガスアトマイズ法により急冷凝固粉末を製造した。ガスアトマイズ法における冷却速度は１０3 〜１０4 ℃／ｓｅｃである。
ii) 熱間押出工程
次に、得られた合金粉末を３００μｍ以下の粒径に分級し、アルミニウム容器封入をし、４００℃の高温真空中で脱ガスをし、その後４５０℃に加熱し、熱間の押出加工を施した。また、押出加工比は、9.８とし、φ１８ｍｍの素材を製造した。
この比較例の材料特性を下記「表１」に示す。
【００３５】
【表１】
0003702044.tif 000002
【００３６】
「表１」に示すように、本発明方法により製造した素材と、同じ成分系の従来法（粉末焼結法＋押出加工）で製造した素材の材料特性とを比較すると、室温及び２５０℃での引張強度は同等であるが、引張破断時の伸びが室温及び２５０℃ともに大きく上回っている。したがって、高強度、高靱性素材として優れた材料であり、高速回転体等のような十分信頼性の要求される製品への適用や、大きな力の加わる大型製品への適用が可能となる。なお、従来法（粉末焼結法＋押出加工）で製造した素材は、室温はもちろん２５０℃でも延性が著しく低く、この状態では熱間自由鍛錬加工は不可能である。
【００３７】
また、本発明にかかるアルミニウム合金は、スプレイフォーミング法によった急冷凝固法で製造した急冷凝固アルミニウム合金であるので、従来の時効析出強化型の合金のような、熱処理により強度を確保するような合金とは異なり、２００℃を超える温度領域でも急激な強度低下はなく、現用の耐熱アルミニウム合金のＡ2618合金に比較して大幅に高温強度特性が向上する。
【００３８】
また、従来の溶解／鍛造アルミの中で耐熱性があるJIS Ａ2000系のＡｌ−Ｃｕ系あるいはＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の合金は、時効温度が１５０〜１８０℃程度で、少なくとも１８０℃以上で長時間（１００Hr以上）加熱されると強度が低下するので、総運転時間が１０万時間以上を目標としている遠心圧縮機などでは、従来の耐熱アルミニウム合金は１５０℃程度の温度領域までしか使用できないが、本発明のアルミニウム合金を用いることにより、耐熱性が向上するので、２００℃を超える温度領域でも長時間に亙っての運転が可能となる。
【００３９】
さらに、発明のＡｌ−Ｆｅ−Ｖ系急冷凝固アルミニウム合金によれば、熱間の鍛錬加工法を確立し、大型部材の成形技術に成功すると同時に、熱間の鍛錬加工を施しているので、これまでのＰＭ法による急冷凝固アルミニウム合金と比較すると、強度とともに延性も確保（室温の引張破断伸びで４％以上）でき、大型の高速回転体用部材として十分に適用可能である。
【００４０】
一方、回転体用の材料としての適用として、従来のものでは、強度の高い急冷凝固アルミニウム合金は延性が低く、困難とされており、さらに高温の鍛錬加工さえも、延性が乏しく割れが発生し非常に困難であり、大型の構造部材には適用されていなかった。
すなわち、従来の強度の高い急冷凝固アルミニウム合金は、室温の引張破断伸びは２％以下であったため、例えば羽根車に適用した場合には、該羽根車は、高速回転体であり、中央部近傍は遠心力による発生応力が最も大きく、延性がない材料を用いた場合は、発停の際に脆性破壊が発生するおそれがあるので適用できなかった。
【００４１】
以上のことから、本発明では、遠心圧縮機用の羽根車に対し、高温強度特性が優れ、室温〜４００℃の範囲の温度であれば長時間加熱されても組織変化に起こさず、急激な強度の低下が無い安定した特性を有する急冷凝固アルミニウム合金を、提供するものである。
【００４２】
これにより、例えばアルミニウム合金製の羽根車に適用した場合、軽量で加工性が良く安価に製造可能となり、また得られた羽車は、現状の圧縮比3.５（最高温度；１７０℃程度）までの適用範囲から、圧縮比5.０（最高温度；２５０℃程度）まで拡大でき、エンジン側の高性能化に対応できる。
【００４３】
この結果、従来の鋳鋼あるいはチタン合金製の羽根車と比較すると製造コストあるいは応答性（レスポンス）の観点からみて優位であり、遠心圧縮機の性能向上と低コスト化の両方に大きな効果がある。
【００４４】
さらに、熱間の鍛錬加工等を施しているので、これまでの急冷凝固アルミニウム合金と比較すると、強度とともに延性も確保（室温の引張破断伸びで４％以上）でき、大型の高速回転体用部材として十分に適用可能である。
【００４５】
【実施例】
以下、本発明の効果を示す実施例について説明する。
【００４６】
＜実施例１＞
図１に本発明の実施例に係わる遠心圧縮機用の構造説明図を示す。
図１中、符号１は羽根車、２はロータ軸、３は主スラスト軸受、４は反スラスト軸受、５はラビリンスパッキン、６はシール空間、７は放風孔、８はスラストカラー及び９はケーシングを各々図示する。
本実施例に係る遠心圧縮機は、エンジンの過給機として使用されるもので、羽根車出口における空気の温度は遠心圧縮機の圧力比に応じて高くなっている。
【００４７】
本実施例においては、例えば常温の空気を吸い込んだ場合でも圧力比が約４．０程度になると羽根車出口における空気の温度は２００℃を超える。
その中で、本実施例の羽根車は、遠心圧縮機の圧力比は４．３で、羽根車出口における空気の温度は約２３０℃である。
ここで、羽根車の外径はおよそφ３５０mmである。
【００４８】
材料成分は、Ａｌ−Ｆｅ系の合金で、溶融状態から不活性ガスにより１０2 ℃／sec 以上の冷却速度で急冷凝固させつつ同時に堆積させるスプレフォーミング法（ＳＦ法）により成形体（ビッレット）を製造した。
ここで、本実施例でのＡｌ−Ｆｅ系の合金の配合は、上記「試験例」の「材料成分１」として「Ａｌ−８Ｆｅ−２Ｍｏ−２Ｖ−１Ｚｒ」合金と同様のものを用いた。
【００４９】
この後、４５０℃でホットプレスを行い、そのまま連続で熱間鍛錬を行いφ３７０×２００mmの供試体を得た。
【００５０】
得られた素材の強度は、室温の引張強度が４５kgf/mm2 、破断伸びが８％で、２５０℃×１００Hr加熱後の引張強度が２８kgf/mm2 、破断伸びが１５％であった。
この値を、現用のJIS Ａ2618合金の実機鍛造材のそれと比較すると、特に高温での強度が大幅に上回ることを確認した。
なお、JIS Ａ2618合金の鍛造材の一例としては、室温の引張強度は４２kgf/mm2 、破断伸びは１２％：２５０℃×１００Hr加熱後の引張強度は２２kgf/mm2 、破断伸びが１０％であった。
【００５１】
また、鍛造後の供試体を機械加工により最終の羽根車形状に加工し、台上の回転試験機に取付け所定の運転回転数まで回転させる実機回転試験を実施し、振動などの異常はなく良好な性能が得られることを確認した。
【００５２】
以上のことから、得られた急冷凝固アルミニウム合金製の羽根車を遠心圧縮機に適用した場合、大型のディーゼルエンジン用の圧縮機として多く適用されている大気吸い込み型の単段式の場合、圧力比が現状の約3.５程度（最高温度；１７０℃）から約5.０程度（最高温度；２５０℃）までは上げることが確認でき、エンジンの性能向上の要求に対して幅広く対応できるとともに、コスト的にも比較的安価でかつ遠心分離機としての応答性（レスポンス）が良好な遠心圧縮機を得ることが可能である。
【００５３】
＜実施例２；実施例１のアルミニウム合金にＭｎを添加＞
＜実施例１＞と同様の製造法で、材料成分を上記「試験例」の材料成分の「材料成分２」として「Ａｌ−４Ｆｅ−４Ｍｎ−２Ｍｏ−２Ｖ−１Ｚｒ」合金のものを用いた。
Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｍｏ−Ｖ−Ｚｒ系の合金とした熱間鍛錬素材（φ３７０×２００mm）を得た。
【００５４】
得られた素材の強度は、室温の引張強度が４７kgf/mm2 、破断伸びが７％で、２５０℃×１００Hr加熱後の引張強度が２９kgf/mm2 、破断伸びが１３％であった。
この値は、現用のJIS Ａ2618合金の実機鍛造材のそれと比較すると、特に高温での強度が大幅に上回ることが確認された。
【００５５】
また、鍛造後の供試体を機械加工により最終の羽根車形状に加工し、台上の回転試験機に取付け所定の運転回転数まで回転させる実機回転試験を実施し、振動などの異常はなく良好な性能が得られることを確認した。
【００５６】
＜実施例３＞
本実施例は、高真空吸引用のターボ分子ポンプ用の回転ロータ及び翼に関するものである。
従来において、ターボ分子ポンプ用の回転ロータ及び翼材は、強度が高く、比較的耐熱性もよいJIS Ａ2000系のＡｌ−Ｃｕ系あるいはＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の合金を用いている。
しかしながら、吸引の性能向上による運転温度の向上（１５０℃〜１８０℃）と耐用年数の延長にともない、現用の材料（JIS 2014合金）では、クリープ強度が不足する。
【００５７】
そこで、本実施例では、Ａｌ−Ｆｅ系の急冷凝固合金で、前述の＜実施例１＞と同様の成分及び製造方法で素材を製造し、その後機械加工により回転ロータと翼を製作した。
得られた素材のクリープ破断強度は、２５０℃×1,０００Hrでのクリープ破断強度が、従来材（JIS 2014合金）の１８０℃×1,０００Hrのクリープ破断強度と同程度以上を有することが確認され、特に高温での強度が大幅に向上することが確認された。
また、最終加工後のロータを、台上の回転試験機に取付け所定の運転回転数まで回転させる実機回転試験を実施し、振動などの異常はなく良好な性能が得られることを確認した。
【００５８】
＜実施例４＞
本実施例は、スクロール圧縮機のスクロールに関するものである。
近年、冷凍・空調用のスクロール圧縮機は、特に振動や運転音が静かなことから業務用、家庭用及び自動車用の高性能コンパクト圧縮機として注目されている。これらの、スクロール本体は軽量化、高性能化の観点から軽くて加工性が良く、さらにコスト的にも安価な鋳造用Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系のアルミニウム合金（JIS AC8C）が用いられている。
しかしながら、性能向上によるスクロール部の温度の向上（１５０℃〜２００℃）と耐用年数の延長にともなう信頼性の向上などにより、現用の鋳造用アルミニウム合金ては、高温強度（クリープ強度、疲労強度）が不足する。
【００５９】
そこで、本実施例では、Ａｌ−Ｆｅ系の急冷凝固合金で、前述の＜実施例１＞と同様の成分及び製造方法で素材を製造後に、型鍛造により製品に近い形状まで成形加工し、機械仕上げにより最終製品（スクロール）を得た。得られた素材の高温強度（引張強度、クリープ破断強度、高温疲労強度）は、実施例１及び２と同様であり、従来材の鍛造用アルミニウム合金（JIS AC8C）と比較すると、大幅に向上することが確認された。また、当該スクロールで構成した圧縮機は、吐出ガス温度が１５０℃を超える高圧縮運転が可能となり、従来材スクロールに比べ大幅に性能向上が可能となった。
【００６０】
【発明の効果】
以上、実施の形態及び実施例とともに詳細に説明したように、本発明によれば、熱間の鍛錬加工及び型鍛造加工（必要に応じて熱間の押出加工も施す。）を施し、強度と延性のバランスを整え、回転体としての信頼性を付与した高温強度特性に優れたアルミニウム合金製羽根車を得ることができる。
この結果、例えば大型のディーゼルエンジン用の圧縮機として多く適用されている大気吸い込み型の単段式の場合、圧力比を約５．０程度まで上げることができ（最高温度；２５０℃）、エンジンの性能向上の要求に対して幅広く対応できるとともに、コスト的にも比較的安価でかつ遠心圧縮機としての応答性（レスポンス）が良好な遠心圧縮機を得ることができる。
【００６１】
また、その他の小型のエンジンの過給器や、軽量性及び耐熱性を要求される高速回転、たとえばターボ分子ポンプのロータ及び翼あるいはスクロール圧縮機のスクロールにも適用でき、それぞれの装置の高性能化に寄与する効果は大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例にかかる遠心圧縮機用の羽根車の構造説明図である。
【符号の説明】
１  羽根車
２  ロータ軸
３  主スラスト軸受
４  反スラスト軸受
５  ラビリンスパッキン
６  シール空間
７  放風孔
８  スラストカラー
９  ケーシング
【図１】
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