(57)【要約】【課題】２００℃程度の時効温度域においても、耐クリープ性に優れた耐熱性を有するＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラー及びその製造方法を提供する。【解決手段】ボス部、複数の羽根部及びディスク部を備えるＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラーにおいて、前記Ａｌ合金鋳物が、Ｓｉ：０.１０〜５．００ｍａｓｓ％（以下、「％」と記す）、Ｆｅ：０.５０〜２.００％、Ｃｕ：１．４０〜３．２０％、Ｍｇ：１．００〜２．００％、Ｎｉ：０．５０〜２．００％、Ｂ：Ｘ％、Ｔｉ：Ｙ％を含有し、Ｂ及びＴｉの含有量が０．００１≦Ｘ≦０．０６０、０．１０≦Ｙ―２．２Ｘ≦０．３０の関係を充足し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなるＡｌ合金からなり、２００℃、２００ＭＰaの条件下でのクリープ試験における破断時間が２００時間以上であることを特徴とするＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラー、ならびに、その製造方法。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
ボス部、複数の羽根部及びディスク部を備えるＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラーにおいて、前記Ａｌ合金鋳物が、Ｓｉ：０.１０〜５．００ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０.５０〜２.００ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．４０〜３．２０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．００〜２．００ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．５０〜２．００ｍａｓｓ％、Ｂ：Ｘｍａｓｓ％、Ｔｉ：Ｙｍａｓｓ％を含有し、Ｂ及びＴｉの含有量が０．００１≦Ｘ≦０．０６０、０．１０≦Ｙ―２．２Ｘ≦０．３０の関係を充足し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなるＡｌ合金からなり、２００℃、２００ＭＰaの条件下でのクリープ試験における破断時間が２００時間以上であることを特徴とするＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラー。
【請求項２】
前記Ａｌ合金においてＳｉ：０．３０〜３．００ｍａｓｓ％である、請求項１に記載のＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラー。
【請求項３】
２００℃、２００ＭＰaの条件下でのクリープ試験における破断時間が２５０時間以上である、請求項２に記載のＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラー。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか一項に記載のＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラーの製造方法であって、前記Ａｌ合金の溶湯調製工程と、溶湯調製工程で調整した溶湯を鋳造する鋳造工程と、鋳造したＡｌ合金鋳物を熱処理する熱処理工程とを含み、当該熱処理工程が、溶体化処理段階と、焼入れ処理段階と、時効処理段階とを含むことを特徴とするＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラーの製造方法。
【請求項５】
前記焼入れ処理段階における焼入れ速度が３６℃/ｓ以下である、請求項４に記載のＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラーの製造方法。
【請求項６】
前記焼入れ処理段階における焼入れ速度が１５〜３６℃/ｓである、請求項５に記載のＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラーの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車や船舶の内燃機関用のターボチャージャーに使用される、耐クリープ性に優れたアルミニウム合金鋳物製コンプレッサーインペラー及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車や船舶用の内燃機関に用いられるターボチャージャーには、高速回転によって空気を圧縮して内燃機関に供給するためのコンプレッサーインペラーが設けられている。このコンプレッサーインペラーは、高速回転中には１５０℃程度の高温に達し、更に回転中心近傍、特にディスク部には回転軸からのねじり応力や遠心力などによる高い応力が発生する。
【０００３】
コンプレッサーインペラーは、ターボチャージャーの要求性能に応じて種々の素材によって形成される。船舶用などの大型の用途には、アルミニウム合金（以下、「Ａｌ合金」と記す）の熱間鍛造材からインペラー形状に削り出したものが、通常使用されている。乗用車、トラックなどの自動車用や小型船舶用などの比較的小型なものは、大量生産性やコストが重視される。そのため、鋳造性の良好なＪＩＳ−ＡＣ４ＣＨ（Ａｌ−７％Ｓｉ−０．３％Ｍｇ合金）、ＡＳＴＭ−３５４．０（Ａｌ−９％Ｓｉ−１．８％Ｃｕ−０．５％Ｍｇ合金）、ＡＳＴＭ−Ｃ３５５．０（Ａｌ−５％Ｓｉ−１．３％Ｃｕ−０．５％Ｍｇ合金）等、Ｓｉを主要添加元素とした易鋳造性アルミニウム合金を、石膏型（プラスターモールド）を用いて低圧鋳造法、減圧鋳造法又は重力鋳造法などによって鋳造し、これを溶体化処理や時効処理により強化したものが広く使用されている。この基本的な製造方法は、特許文献１に詳細に開示されている。
【０００４】
近年になって、エンジンの小型化、高出力化や排気再循環量増加に伴う空気の高圧縮比化が要求される中、ターボチャージャーのより高速な回転が指向されている。しかしながら、回転数の増大によって空気の圧縮による発熱量が増加し、また、排気側のタービンインペラーも同時に高温化するため、これらの伝熱により操作中におけるコンプレッサーインペラーの温度は増大する。このため、上述の従来用いられていたＳｉを主要添加元素とした易鋳造性アルミニウム合金製のコンプレッサーインペラーでは使用中に変形したり、更には疲労破壊したりする不具合が発生し易く、正常な回転の継続が不可能となることが判明した。具体的には、これらの既存のコンプレッサーインペラーでは１５０℃程度が使用可能な温度の上限であるが、上述の高速回転指向により、２００℃程度でも使用可能なコンプレッサーインペラーの開発が強く望まれている。
【０００５】
そこで、アルミニウム合金組成をより高温強度の優れた、例えばＪＩＳ−ＡＣ１Ｂ（Ａｌ−５％Ｃｕ−０．３％Ｍｇ合金）などに変更することが考えられる。しかしながら、特許文献２に記載されているように、コンプレッサーインペラーのように複雑形状で、かつ、薄肉の羽根部を有する場合には、このような合金では溶湯の良好な流動性に欠け、薄肉部への湯回り不良（充填不良）が発生し易い問題点があった。
【０００６】
特許文献２では上記問題点を解消すべく、湯回り性の重要視される羽根部にはＡＣ４ＣＨなどのＡｌ−Ｓｉ系の易鋳造性の合金を用い、強度の必要な回転軸に結合されるボス部からディスク部にかけてはＡＣ１ＢなどのＡｌ−Ｃｕ系の高強度の合金を用いて、これらを２回に分けて注湯して合体させ、コンプレッサーインペラーを形成する方法が提案されている。
【０００７】
また、特許文献３には、羽根部には鋳造性の良好な合金を用い、応力が加わるボス部からディスク部の中央部分にかけては２５％Ｂを含有するアルミニウムウィスカーなどの強化材にアルミニウムを含浸させて強化した強化複合材を別途製造して用い、これらを接合してコンプレッサーインペラーを形成する方法が提案されている。特許文献４には、羽根部とボス部（及びディスク部）を摩擦圧接によって接合する方法が提案されている。
【０００８】
しかしながら、これら各部に異なる材料を併用する方法では、生産性が劣りコスト増加となる問題点が残り、工業化は未だに達成されていない。
【０００９】
このような異なる材料を用いる問題点に鑑み、特許文献５には、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ基合金の添加元素とその組み合わせの範囲を適正化することで単一合金での鋳造を可能とし、１８０℃での耐力値を２５０ＭＰａ以上としたコンプレッサーインペラーが提案されている。また、特許文献６には、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ基合金の添加元素とその組み合わせの範囲を更に適正化して結晶粒径を制御することで鋳造歩留まりを改善し、２００℃での耐力値を２６０ＭＰａ以上としたコンプレッサーインペラーが提案されている。また、特許文献７にはＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ基合金にＳｉを多く添加し、表面の巣穴の構造を規定することで高温での疲労強度に優れたコンプレッサーインペラーが提案されている。
【００１０】
しかしながら、上記Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ基合金の単一合金鋳造に関する一連の特許文献は、合金強度を高め、かつ、内部組織及び表面組織を健全化することに主眼が置かれており、コンプレッサーインペラー製品の固溶、析出状態や、耐クリープ性については何ら言及していない。高温で長時間使用されるコンプレッサーインペラーは、耐クリープ性が優れているほど高寿命、高出力が可能となる。熱処理型合金であるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ基合金の固溶、析出状態は高温で保持する耐クリープ性に大きく影響するため、適切に調質する必要がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】米国特許第４，５５６，５２８号明細書
【特許文献２】特開平１０−５８１１９号公報
【特許文献３】特開平１０−２１２９６７号公報
【特許文献４】特開平１１−３４３８５８号公報
【特許文献５】特開２００５−２０６９２７号公報
【特許文献６】特開２０１２−２５９８６号公報
【特許文献７】特開２０１７−１５５２６８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであって、２００℃程度の時効温度域においても耐クリープ性に優れた耐熱性のＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラーを提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明は請求項１において、ボス部、複数の羽根部及びディスク部を備えるＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラーにおいて、前記Ａｌ合金鋳物が、Ｓｉ：０.１０〜５．００ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０.５０〜２.００ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．４０〜３．２０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．００〜２．００ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．５０〜２．００ｍａｓｓ％、Ｂ：Ｘｍａｓｓ％、Ｔｉ：Ｙｍａｓｓ量％を含有し、Ｂ及びＴｉの含有量が０．００１≦Ｘ≦０．０６０、０．１０≦Ｙ―２．２Ｘ≦０．３０の関係を充足し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなるＡｌ合金からなり、２００℃、２００ＭＰaの条件下でのクリープ試験における破断時間が２００時間以上であることを特徴とするＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラーとした。
【００１４】
本発明は請求項２では請求項１において、前記Ａｌ合金においてＳｉ：０．３０〜３．００ｍａｓｓ％であるものとした。
【００１５】
本発明は請求項３では請求項２において、２００℃、２００ＭＰaの条件下でのクリープ試験における破断時間が２５０時間以上であるものとした。
【００１６】
本発明は請求項４において、請求項１〜３のいずれか一項に記載のＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラーの製造方法であって、前記Ａｌ合金の溶湯調製工程と、溶湯調製工程で調整した溶湯を鋳造する鋳造工程と、鋳造したＡｌ合金鋳物を熱処理する熱処理工程とを含み、当該熱処理工程が、溶体化処理段階と、焼入れ処理段階と、時効処理段階とを含むことを特徴とするＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラーの製造方法とした。
【００１７】
本発明は請求項５では請求項４において、前記焼入れ処理段階における焼入れ速度が３６℃/ｓ以下であるものとした。
【００１８】
本発明は請求項６では請求項５において、前記焼入れ処理段階における焼入れ速度が１５〜３６℃/ｓであるものとした。
【発明の効果】
【００１９】
本発明により、２００℃付近での高温領域においても優れた耐クリープ性を有するアルミニウム合金鋳物製コンプレッサーインペラーを得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】本発明に係るＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラーの構造の一例を示す斜視図である。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
以下に、本発明の実施形態について詳細に説明する。
【００２２】
Ａ．Ａｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラーの形状
本実施形態に係るＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラー（以下、単に「コンプレッサーインペラー」と記す）の形状の一例を、図１に示す。コンプレッサーインペラー１は、回転中心軸に沿って裾野状に広がる領域であるボス部２と、これに一体に連なるディスク部３と、このディスク部３から突出する複数枚の薄肉の羽根部４を有する。このコンプレッサーインペラー１の温度は、高速回転中には２００℃程度の高温に達し、回転中心の近傍、特にボス部や羽根部には回転軸からのねじり応力や遠心力などによる高い繰り返し応力が発生する。Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ基合金の時効温度は１５０〜２５０℃程度であるため、数十時間で過時効となり、短時間で破損してしまう。
【００２３】
本発明者等は、上述の課題を解決するために種々実験検討を重ねた結果、鋳物用Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ基合金において、Ｓｉ濃度及びＴｉ濃度を適切に管理することで２００℃程度の高温使用時においても、固溶強化を持続可能であり、亀裂伝播の起点となる内部ポロシティを発生させず、長期間にわたってボス部、ディスク部及び羽根部での破損のない耐クリープ性に優れるコンプレッサーインペラーが得られることを見出した。
【００２４】
なお、本発明において「耐クリープ性に優れる」とは２００℃−２００ＭＰａの条件下でのクリープ試験における破断時間が２００時間以上であることを意味する。
【００２５】
Ｂ．Ａｌ合金の成分組成
次に、本発明で用いるＡｌ合金の成分組成とその限定理由について説明する。
【００２６】
Ｃｕ、Ｍｇ：
ＣｕとＭｇはＡｌ母相中に固溶し、固溶強化によって機械的強度を向上させる効果を有する。また、ＣｕとＭｇが共存することによって、Ａｌ２Ｃｕ、Ａｌ２ＣｕＭｇ等の析出強化による強度向上にも寄与する。但し、これらの２種の元素は凝固温度範囲を拡大する元素であるため、過剰な添加は鋳造性を劣化させ、巣穴の発生を引き起こし、疲労強度を低下させる。
【００２７】
Ｃｕ含有量が１．４０ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）未満の場合や、Ｍｇ含有量が１．００％未満の場合には、２００℃の高温において必要とされる機械的強度が得られない。一方、Ｃｕ含有量が３．２０％を超える場合やＭｇ含有量が２．００％を超える場合には、コンプレッサーインペラーとしての鋳造性が劣化し、粗大な巣穴が発生する。従って、Ｃｕ含有量を１．４０〜３．２０％に規定し、Ｍｇ含有量を１．００〜２．００％に規定する。なお、使用中の変形などの不具合を確実に防止し、かつ、鋳造時の欠肉発生を可及的に防止して工業的に好適な歩留まりを得るためには、Ｃｕ含有量を１．７０〜３．００％とするのが好ましく、Ｍｇ含有量を１．３０〜１．８０％とするのが好ましい。
【００２８】
Ｎｉ、Ｆｅ：
ＮｉとＦｅは、Ａｌとの間で金属間化合物を形成してＡｌ母相中に分散して、Ａｌ合金の高温強度を向上させる効果を奏する。そのためには、Ｎｉ含有量を０．５０％以上とし、Ｆｅ含有量を０．５０％以上とする。しかしながら、これら両元素は共に過剰に含有されると、金属間化合物が粗大化してしまうだけでなく、高温においてＣｕ２ＦｅＡｌ７やＣｕ３ＮｉＡｌ６を形成してＡｌ母相中の固溶Ｃｕ量を低減させ、却って強度を低下させてしまう。そのため、Ｎｉ含有量を２．００％以下とし、Ｆｅ含有量を２．００％以下とする。従って、Ｎｉ含有量を０．５０〜２．００％に規定し、Ｆｅ含有量を０．５０〜２．００％に規定する。なお、Ｎｉ含有量を０．５０〜１．４０％とするのが好ましく、Ｆｅ含有量を０．７０〜１．５０％とするのが好ましい。これら好ましい範囲の下限値は製造の際のバラツキを考慮し工業的に安定的な量産をする上での目安値であり、上限値は効果が飽和しこれ以上の添加は不経済となる添加量の目安値である。
【００２９】
Ｔｉ、Ｂ：
Ｔｉは、鋳造時の初晶アルミニウム結晶粒の成長抑制効果を奏するため、ＴｉＡｌ３とＴｉＢ２共に鋳造中の凝固組織を微細化して溶湯補給性を改善し、湯回り性を改善する効果を発揮する。またＴｉ固溶体は高温で安定のため、２００℃で保持した場合でも析出せず、固溶強化に寄与する。特に転位の移動速度が遅いクリープ現象では固溶強化の効果が大きい。Ｔｉ原料の一つである微細化剤中のＴｉは、溶湯調製時に溶解するＴｉＡｌ３と高温安定で溶解しないＴｉＢ２の２つの形態で存在する。固溶Ｔｉとして寄与するのは溶解するＴｉＡl３のみであることから、Ｂとの関係を明確化する必要がある。ＴｉＢ２中のＴｉとＢの質量比はＴｉ：Ｂ＝２.２：１である。Ｂ量が０．００１％未満では微細化効果が十分ではなく、強度の低下や耐クリープ性の低下を招き、０．０６０％を超えると有効核として作用しなかったＴｉＢ２が介在物として有害となる。固溶に寄与するＴｉ量が０．１０％未満では固溶量が不十分であり、０．３０を超えると粗大晶出物を生成し、亀裂伝播の起点となり耐クリープ性を低下させる。従って、Ｂの含有量がＸ％、Ｔｉの含有量がＹ％である場合、Ｂについては、０．００１≦Ｘ≦０．０６０、好ましくは０．００２≦Ｘ≦０．０３０と規定し、ＴｉについてはＢとの関係で、０．１０≦Ｙ―２．２Ｘ≦０．３０、好ましくは０．１０≦Ｙ―２．２Ｘ≦０．２０を充足することを規定する。
【００３０】
Ｓｉ：
Ｓｉは、固液共存温度領域内での液相体積率が高いために、鋳造時の湯流れ性を確保する効果を有する。Ｓｉ含有量が０．１０％未満では、最終凝固時の引け巣への溶湯充填が不十分となる。一方、Ｓｉ含有量が５．００％を超えると、Ａｌ母相中に固溶しきれないＳｉが晶出物として粒界に残存し、Ｓｉ粒は疲労破壊の起点となるため疲労強度を大幅に低下させる。従って、Ｓｉ含有量を０．１０〜５．００％に規定する。更に、内部ポロシティを抑制することで優れた耐クリープ性を得るためには、Ｓｉ含有量は０．３０〜３．００％とするのが好ましい。
【００３１】
Ａｌ合金の不可避的不純物として、各々が０．２０％程度以下であって全体で０．６０％以下のＺｎ、Ｍｎ、Ｃｒなどが含有されていても、コンプレッサーインペラーの特性を損なうことがないので許容される。
【００３２】
Ｃ．耐クリープ性
本発明に係るコンプレッサーインペラーは、２００℃程度の高温の使用温度においても優れた耐クリープ性を有し、具体的には、２００℃、２００ＭＰａの条件下でのクリープ試験における破断時間が２００時間以上の特性を有する。
【００３３】
Ｄ．製造方法
次に、本発明に係るＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラーの製造方法について説明する。この製造方法は、溶湯調整工程、鋳造工程及び熱処理工程から構成され、熱処理工程は、溶体化処理段階と、焼入れ処理段階と、時効処理段階とを含む。
【００３４】
Ｄ−１．溶湯調整工程：
通常の方法に従って、上述のＡｌ合金組成となるように各成分元素を加えて加熱溶解し、脱水素ガス処理及び介在物除去処理などの溶湯処理を行なう。そして、最終的な溶湯温度が７００〜８００℃となるように、溶湯温度を調整する。
【００３５】
Ｄ−２．鋳造工程：
鋳造工程では、溶湯調整工程において７００〜８００℃に温度調整された溶湯を、石膏型（プラスターモールド）を用いた圧力鋳造法（低圧鋳造法、減圧鋳造法又は差圧鋳造法）によってコンプレッサーインペラー形状に鋳造する。石膏型の予熱温度は１００〜４００℃に調整される。
【００３６】
鋳造の際の溶湯温度が７００℃未満では、圧入された溶湯が製品形状空間内で早期に凝固することから湯回り不良が生じて製品形状が確保できなくなる。一方、この溶湯温度が８００℃を超えると溶湯の酸化が進行して水素ガスの吸収及び酸化物の増加により溶湯品質が悪化し、製品強度を確保することが困難となる。また、石膏型の予熱温度が１００℃未満では、型の先端に溶湯が充填される前に凝固が進行してしまうため湯回り不良が生じて製品形状が確保できなくなる。一方、石膏型の予熱温度が４００℃を超えると、石膏型内での凝固が遅くなり内部ポロシティが発生する。
【００３７】
なお、石膏型に接してこれを冷却する冷やし金が用いられる。冷やし金の材質は、熱伝導率が高い銅及び銅合金が好ましいが、鉄、ステンレス鋼なども使用できる。また、冷やし金の温度調整には、冷やし金内部に水などの冷却媒体を通して鋳造中の過熱を抑制する機構を用いるのが好ましい。
【００３８】
熱処理工程：
鋳造されたＡｌ合金鋳物は、熱処理工程にかけられる。熱処理工程は、溶体化処理段階と、焼入れ処理段階と、時効処理段階とで構成される。熱処理工程により、Ｃｕによる固溶強化；ＣｕとＭｇによる析出強化；ＡｌとＦｅとの間、ならびに、ＡｌとＮｉとの間で形成される金属間化合物による分散強化；を有効に活用することができる。
【００３９】
溶体化処理段階：
溶体化処理は、固相線温度から５〜２５℃低い温度範囲で行なうのが好ましく、５〜２０℃低い温度範囲で行うのがより好ましい。本発明において好適に用いられるＡｌ合金においては、固相線温度から５〜２５℃低い温度範囲は５１０〜５３０℃となる。固相線温度から５〜２５℃低い温度範囲を超える温度では、結晶粒界の第２相が溶融する危険性が高まり、強度確保が困難となる。一方、この温度範囲未満の温度では、元素拡散が十分に進行せず十分な溶体化が行われない。
【００４０】
焼入れ処理段階：
焼入れ処理段階における焼入れ速度が３６℃/ｓを超える場合には、残留応力による翼曲りが発生するので、焼入れ速度は３６℃/ｓ以下とするのが好ましい。また、焼入れ速度が１５℃/ｓ以上の場合には十分な固溶量を確保でき、より優れたクリープ特性が得られるので、焼入れ速度は１５℃/ｓ以上とするのが好ましい。このように、翼曲りの発生抑制と高クリープ特性との観点から、焼入れ速度は１５〜３６℃/ｓとするのがより好ましく、２０〜３０℃/ｓとするのが更に好ましい。
【００４１】
時効処理：
時効処理は、１５０〜２５０℃で３〜５０時間熱処理するのが好ましく、１７０〜２３０℃で５〜４０時間熱処理するのがより好ましい。処理温度が１５０℃未満の場合や、処理時間が３時間未満の場合には、強度向上のための析出強化が不十分な場合がある。一方、処理温度が２５０℃を超える場合や、処理時間が５０時間を超える場合には、形成された析出相が粗大化（過時効）して十分な強化作用が得られないとともに、Ｃｕの固溶強化能が低下する。
【００４２】
Ｅ．コンプレッサーホイール形状
本発明に係るコンプレッサーインペラーの形状や寸法、ならびに、羽根の枚数は特に限定されるものではなく、船舶用の大型用途や自動車などの小型用途など多くの用途のものに適用することができる。例えば、船舶用の大型用途の場合には、ボス部の高さ、ディスク部の直径及び羽根部の高さは、それぞれ、２００〜８０ｍｍ、３００〜１００ｍｍ、１８０〜６０ｍｍ、好ましくは１８０〜１００ｍｍ、２６０〜１２０ｍｍ、１６０〜９０ｍｍであり、羽根先端肉厚は４．０〜０．４ｍｍ、好ましくは３．０〜０．６ｍｍである。羽根の枚数は、３０〜１０枚、好ましくは２６〜１２枚である。また、自動車などの小型用途の場合には、ボス部の高さ、ディスク部の直径及び羽根部の高さは、それぞれ、１００〜２０ｍｍ、１２０〜２５ｍｍ、９０〜５ｍｍ、好ましくは９０〜２５ｍｍ、１００〜３０ｍｍ、８０〜８ｍｍであり、羽根先端肉厚は３．０〜０．１ｍｍ、好ましくは２．０〜０．２ｍｍである。羽根の枚数は、２０〜４枚、好ましくは１８〜６枚である。
【実施例】
【００４３】
以下において、実施例により本発明を更に詳細に説明する。
Ｃｕ：２．５０％、Ｍｇ：１．６０％、Ｆｅ：１．１０％、Ｎｉ：１．１０％をベースとし、Ｓｉ量、Ｔｉ量、Ｂ量を変化させた表１に示す組成のＡｌ合金に、通常の溶湯処理を施して溶解し、溶湯を７２０℃に調整する溶湯調製工程にかけた。溶湯調製工程では、表１に示す組成のＡｌ合金１５０ｋｇを溶解して溶湯を得た。次いで、回転ガス吹込み装置を用いてローター回転数４００ｒｐｍ、気体流量２．５Ｎｍ３／ｈの条件にて、アルゴンガスを溶湯中に２０分間吹き込み脱ガス処理を実施した。その後、溶湯全体を１時間鎮静保持し、除滓した。
【００４４】
【表１】
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【００４５】
次いで、溶湯調製工程で調製したＡｌ合金溶湯は、２５０℃に調整された石膏型と、インペラーディスク面に接する面に配置され、２００℃に調整された銅製冷やし金とで構成される所定空間に加圧注入する低圧鋳造法によりＡｌ合金鋳物を作製した。このＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラーは、ボス部高さ８０ｍｍ、ディスク部直径１００ｍｍ、羽根部高さ７０ｍｍ、羽根数１８枚、羽根先端肉厚０．５ｍｍの形状を有する乗用車ターボチャージャー用コンプレッサーインペラーである。溶湯の注入圧力は１００ｋＰａとし、Ａｌ合金鋳物全体の凝固が完了するまでこの圧力で加圧保持した。
【００４６】
上記Ａｌ合金鋳物を石膏型から取り外した後、５３０℃で８時間保持後、表１に示す焼入れ速度で焼入れし、その後、２００℃で２０時間の時効処理を施した。以上のようにして、Ａｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラー試料を作製した。
【００４７】
上記のようにして作製した各試料について、ボス部中心から軸部に平行に試料を切り出し、長さ５４.１ｍｍ、掴み部Ｍ６、平行部φ４．０６ｍｍの丸棒試験片を作製し、耐クリープ性を評価した。クリープ試験は２００℃−２００ＭＰａの条件で実施した際の破断時間を測定した。破断時間が３００時間以上を○○○（最優良）、２５０時間以上３００時間未満を○○（優良）、２００時間以上２５０時間未満を○（良）、２００時間未満を×（不良）として評価した。
【００４８】
また、コンプレッサーインペラーの製品としては得られるが、焼入れに伴う翼曲り発生による歩留り性についても評価した。歩留まりが９８％以上を○（優良）、９８％未満を△（良）とした。
【００４９】
発明例１〜７では、Ａｌ合金の主要成分が本発明の規定範囲内であることから、耐クリープ性に優れている。発明例８〜１７ではＳｉ含有量が本発明の好ましい範囲内であることから、耐クリープ性が優良となって更に優れていた。発明例１５〜１７では焼入れ速度がより好ましい範囲内に制御されているため、耐クリープ性が最優良であると共に翼曲り発生による歩留まり性も優良であった。
【００５０】
これに対して比較例１では、Ｓｉ含有量が多過ぎたため、Ｓｉ粒を起点とした破壊が生じ、耐クリープ性が不良となった。
【００５１】
比較例２では、Ｓｉ含有量が少な過ぎたため、内部ポロシティを起点とした破壊が生じ、耐クリープ性が不良となった。
【００５２】
比較例３では、Ｔｉ含有量が多過ぎたため、粗大なＴｉ系晶出物を起点とした破壊が生じ、耐クリープ性が不良となった。
【００５３】
比較例４では、Ｔｉ含有量自体は０．１％を超えているが、ＴｉＢ２の化学量論比に基づく溶解可能なＴｉ含有量が少な過ぎた。その結果、固溶Ｔｉとして寄与する量が少なくなり、耐クリープ性が不良となった。
【００５４】
比較例５では、Ｂ成分の含有量が多過ぎたため、ＴｉＢ２を起点とした破壊が生じ、耐クリープ性が不良となった。
【００５５】
比較例６では、Ｂ含有量が少な過ぎたため、鋳造中の凝固組織が十分に微細化されずに強度が劣り、それに伴って耐クリープ性も不良となった。
【００５６】
比較例７では、Ｔｉ成分が少な過ぎたため、固溶Ｔｉとして寄与する量が少なくなり、耐クリープ性が不良となった。また焼入れ速度が大きいため、翼曲り発生による歩留まり性が優良にはならなかった。
【産業上の利用可能性】
【００５７】
本発明により、回転数の増大に伴う温度の増加に対して長期間にわたって安定して耐え得る、耐熱強度に優れたＡｌ合金製コンプレッサーインペラーを供給することが可能となる。また、本発明は、ターボチャージャーの加給能力を増加して内燃機関の出力向上に寄与することができるという工業上顕著な効果を奏する。
【符号の説明】
【００５８】
１・・・Ａｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラー
２・・・ボス部
３・・・ディスク部
４・・・羽根部
【図１】
2019218612.tif 000004