(57)【要約】  本発明は、２００℃程度の使用温度にて安定した耐熱強度性を示し、かつ、生産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、及びその製造方法を提供するものである。本発明のＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラーは、ボス部、複数の羽根部及びディスク部を備えるものであって、ボス部、複数の羽根部及び端部を除くディスク部が、所定の合金組成からなるＡｌ合金からなり、ディスク部の端部が、所定の合金組成からなるＡｌ合金からなり、ディスク部の端部において、１〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物が１００００個／ｍｍ２以上存在し、且つ、６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物が５００個／ｍｍ２以下存在するものである。
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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、前記ボス部、複数の羽根部及び端部を除くディスク部が、Ｃｕ：１．４〜３．２ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０〜２．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１〜０．３５ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００２〜０．０７０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるＡｌ合金からなり、前記ディスク部の端部が、Ｃｕ：１．４〜３．２ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０〜２．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．１７５ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００１〜０．０３５ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるＡｌ合金からなり、前記ディスク部の端部において、１〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物が１００００個／ｍｍ２以上存在し、且つ、６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物が５００個／ｍｍ２以下存在す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】
船舶用の大型用途に用いられ、前記ボス部の高さ、ディスク部の直径及び羽根部の高さがそれぞれ、２００〜８０ｍｍ、３００〜１００ｍｍ及び１８０〜６０ｍｍであり、羽根先端肉厚が４．０〜０．４ｍｍであり、羽根の枚数が３０〜１０枚である、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】
自動車用などの小型用途に用いられ、前記ボス部の高さ、ディスク部の直径及び羽根部の高さがそれぞれ、１００〜２０ｍｍ、１２０〜２５ｍｍ、９０〜５ｍｍであり、羽根先端肉厚が３．０〜０．１ｍｍであり、羽根の枚数が２０〜４枚である、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４】
Ｃｕ：１．４〜３．２ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０〜２．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．５〜２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるＡｌ合金からなる７２０〜７８０℃のＡｌ合金溶湯を調製し、当該Ａｌ合金溶湯に微細化剤を添加して、前記合金組成に加えてＴｉ：０．０１〜０．３５ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００２〜０．０７０ｍａｓｓ％を更に含有するようにした溶湯調製工程と；石膏型とインペラーディスク面に接する面に配置された１００〜２５０℃の冷やし金とで構成される製品形状を有し、溶湯流入孔が下部に設けられた石膏型が下方に、且つ、冷し金が上方に配置されるように構成される空間に、前記調製したＡｌ合金溶湯を前記溶湯流入孔から圧入する圧力鋳造法によりＡｌ合金鋳物を鋳造する鋳造工程であって、前記空間への溶湯流入孔における溶湯の流入速度を０．１２〜１．００ｍ／秒とする鋳造工程と；当該Ａｌ合金鋳物を溶体化処理する溶体化処理工程と；溶体化処理したＡｌ合金鋳物を時効処理する時効処理工程と；を備え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の製造方法。
【請求項５】
前記鋳造工程において、ディスク部の端部の冷却速度が０．１〜２００℃／秒である、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】
前記溶体化処理工程において、前記Ａｌ合金鋳物をＡｌ合金の固相線温度から５〜２５℃低い温度で２時間以上熱処理し、前記時効処理工程において、前記溶体化処理したＡｌ合金鋳物を１８０〜２３０℃で３〜３０時間熱処理する、請求項４又は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、アルミニウム合金鋳物製の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、さらに回転中心近傍、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通常アルミニウム合金の熱間鍛造材からインペラー形状に削り出したものが使用されている。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を主要含有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、その発熱に基づく伝熱により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を主要含有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のため、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、かつ薄肉の羽根の部分を有する場合には、ＪＩＳ−ＡＣ１Ｂなどの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中央部にかけては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。【０００８】  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。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、未だに工業化は達成されていない。【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基合金の含有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。特許文献６には、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ基合金の含有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。【００１０】  しかしながら、上記Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ基合金の単一合金鋳造においては、ターボチャージャーの更なる高速回転化に伴い、２００℃付近での高温使用に対して長期間にわたって安定して耐えられることが課題となっている。また、安定した生産性の確保のために、鋳造歩留の向上も課題として残っている。
【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
【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℃程度の使用温度においても長期間にわたって安定した強度が得られ、かつ生産性に優れたアルミニウム合金（以下、「Ａｌ合金」と記す）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】  本発明者等は、上記課題について、高い応力が加わるコンプレッサーインペラーのディスク部に着目し、ディスク部の端部における金属間化合物が微細分散する場合にディスク部強度が飛躍的に向上することを見出した。また、金属間化合物を微細分散させる製造方法を鋭意検討し、初晶アルミニウム結晶粒を微細化することが金属間化合物の微細分散にとって重要であり、このためにはＡｌ合金溶湯の冷却速度を制御すること、ならびに、コンプレッサーインペラー内における微細化粒子の分布を制御することが重要であるとの知見を得て本発明を完成するに至った。【００１４】  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、前記ボス部、複数の羽根部及び端部を除くディスク部が、Ｃｕ：１．４〜３．２ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０〜２．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１〜０．３５ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００２〜０．０７０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるＡｌ合金からなり、前記ディスク部の端部が、Ｃｕ：１．４〜３．２ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０〜２．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．１７５ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００１〜０．０３５ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるＡｌ合金からなり、前記ディスク部の端部において、１〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物が１００００個／ｍｍ２以上存在し、且つ、６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物が５００個／ｍｍ２以下存在す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。【００１５】  本発明は請求項２では請求項１におけるＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラーが、船舶用の大型用途に用いられ、前記ボス部の高さ、ディスク部の直径及び羽根部の高さがそれぞれ、２００〜８０ｍｍ、３００〜１００ｍｍ及び１８０〜６０ｍｍであり、羽根先端肉厚が４．０〜０．４ｍｍであり、羽根の枚数が３０〜１０枚であるものとした。【００１６】  本発明は請求項３では請求項１におけるＡｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラーが、自動車用などの小型用途に用いられ、前記ボス部の高さ、ディスク部の直径及び羽根部の高さがそれぞれ、１００〜２０ｍｍ、１２０〜２５ｍｍ、９０〜５ｍｍであり、羽根先端肉厚が３．０〜０．１ｍｍであり、羽根の枚数が２０〜４枚であるものとした。【００１７】  本発明は請求項４では、Ｃｕ：１．４〜３．２ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０〜２．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．５〜２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるＡｌ合金からなる７２０〜７８０℃のＡｌ合金溶湯を調製し、当該Ａｌ合金溶湯に微細化剤を添加して、前記合金組成に加えてＴｉ：０．０１〜０．３５ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００２〜０．０７０ｍａｓｓ％を更に含有するようにした溶湯調製工程と；石膏型とインペラーディスク面に接する面に配置された１００〜２５０℃の冷やし金とで構成される製品形状を有し、溶湯流入孔が下部に設けられた石膏型が下方���、且つ、冷し金が上方に配置されるように構成される空間に、前記調製したＡｌ合金溶湯を前記溶湯流入孔から圧入する圧力鋳造法によりＡｌ合金鋳物を鋳造する鋳造工程であって、前記空間への溶湯流入孔における溶湯の流入速度を０．１２〜１．００ｍ／秒とする鋳造工程と；当該Ａｌ合金鋳物を溶体化処理する溶体化処理工程と；溶体化処理したＡｌ合金鋳物を時効処理する時効処理工程と；を備え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の製造方法とした。【００１８】  本発明は請求項５では請求項４において、前記鋳造工程において、ディスク部の端部の冷却速度が０．１〜２００℃／秒であるものとした。【００１９】  本発明は請求項６では請求項４又は５において、前記溶体化処理工程において、前記Ａｌ合金鋳物をＡｌ合金の固相線温度から５〜２５℃低い温度で２時間以上熱処理するものとし、前記時効処理工程において、前記溶体化処理したＡｌ合金鋳物を１８０〜２３０℃で３〜３０時間熱処理するものとした。
【発明の効果】
【００２０】  本発明によれば、２００℃付近での高温領域においても長期間にわたって安定した耐熱強度を示し、かつ、鋳造歩留などの生産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を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【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。
【図２】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金属間化合物分布の測定箇所を示す説明図である。
【図３】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おいて、石膏型と冷やし金の配置、ならびに、石膏型と冷やし金とで構成される空間内に上向きに流入する溶湯の流入方向を示す説明図である。
【図４】石膏型と冷やし金の配置、ならびに、石膏型と冷やし金とで構成される空間内に横向きに流入する溶湯の流入方向を示す説明図である。
【図５】石膏型と冷やし金の配置、ならびに、石膏型と冷やし金とで構成される空間内に下向きに流入する溶湯の流入方向を示す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】  以下に本発明の実施形態について詳細に説明する。
【００２３】Ａ．本発明に係るアルミニウム合金鋳物製コンプレッサーインペラーの特徴  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、コンプレッサーインペラーのディスク部の端部における金属間化合物の大きさ及び面密度を適正化することで２００℃程度の高温使用時においても、ディスク部の破損なく耐熱強度が長期間にわたって安定して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。そして、Ａｌ合金組成の適正化、溶湯温度及び冷し金温度の調整による鋳造時の冷却速度の制御、コンプレッサーインペラー成形型への溶湯の流入速度の制御により、コンプレッサーインペラーのディスク部の端部における金属間化合物の大きさ及び面密度を適正化し、且つ、従来以上の鋳造歩留を達成できることを見出した。
【００２４】  なお、本発明において「耐熱強度が長期間にわたって安定して優れる」とは２００℃程度での使用温度でも、変形や疲労破壊が長期間にわたって発生しないことを意味する。具体的には、２００℃、１５万ｒｐｍ×２００時間でのターボ組み付け耐久試験による破損が無いこととする。
【００２５】Ｂ．Ａｌ合金鋳物製コンプレッサーインペラーの形状  図１に本実施形態に係るアルミニウム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）の形状の一例を示す。コンプレッサーインペラー１は、回転中心軸（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、特にディスク部端には垂直方向に大きな繰り返し応力が発生する。
【００２６】Ｃ．Ａｌ合金の組成  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。
【００２７】Ｃ−１．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、過剰な含有は鋳造性を劣化させる。
【００２８】  Ｃｕ含有量が１．４ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）未満の場合、及び／又は、Ｍｇ含有量が１．０％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３．２％を超える場合、及び／又は、Ｍｇ含有量が２．０％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り、特に羽根先端部への湯回りが不十分となって欠肉が発生し易くなる。以上により、Ｃｕ含有量を１．４〜３．２％、かつ、Ｍｇ含有量を１．０〜２．０％とする。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１．７〜２．８％、かつ、Ｍｇ含有量を１．３〜１．８％とするのが好ましい。
【００２９】Ｃ−２．Ｎｉ、Ｆｅ：  ＮｉとＦｅは、Ａｌと共に金属間化合物を形成してこれがＡｌ母相中に分散し、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０．５％以上とし、Ｆｅ含有量も０．５％以上とする。しかしながら、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、かえって強度を低下させてしまう。また後述するが、これら金属間化合物の粗大物がディスク部の端部に存在すると、ディスク部の端部に加わる繰り返し応力によってこれら金属間化合物を起点としてコンプレッサーインペラーが破損する。そのため、Ｎｉ含有量を２．０％以下、かつ、Ｆｅ含有量も２．０％以下とする。以上により、Ｎｉ含有量を０．５〜２．０％、かつ、Ｆｅ含有量を０．５〜２．０％とするものである。なお、Ｎｉ含有量を０．５〜１．４％、Ｆｅ含有量を０．７〜１．５％とするのが好ましい。上記好ましい範囲の下限値は製造の際のバラツキを低減させることにより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含有は無駄となる含有量の目安値である。
【００３０】Ｃ−３．Ｔｉ、Ｂ：  ＴｉおよびＢ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、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ため添加される。ボス部、複数の羽根部、端部を除くディスク部においてＴｉ含有量が０．０１％未満、及び／又は、Ｂ含有量が０．００２％未満、また、ディスク部の端部においてＴｉ含有量が０．００５％未満、及び／又は、Ｂ含有量が０．００１％未満の場合には、上記効果が十分に得られない。一方、ボス部、複数の羽根部、端部を除くディスク部においてＴｉ含有量が０．３５％を超え、及び／又は、Ｂ含有量が０．０７０％超を超え、また、ディスク部の端部においてＴｉ含有量が０．１７５％を超え、及び／又は、Ｂ含有量が０．０３５％を超える場合には、微細化剤粒子の凝集体が発生し、この凝集体を起点として疲労亀裂が発生する。なお、各部におけるＴｉ含有量が０．３５％を超えると、Ａｌと共に数１０〜数１００μｍの大きさの粗大な金属間化合物を形成して回転時に疲労亀裂の起点となり、コンプレッサーインペラーとしての信頼性を低下させる。以上により、ボス部、複数の羽根部、端部を除くディスク部においては、Ｔｉ含有量を０．０１〜０．３５％、かつ、Ｂ含有量を０．００２〜０．０７０％とし、好ましくはＴｉ含有量を０．１５〜０．３０％、かつ、Ｂ含有量を０．００３〜０．０６０％とする。また、ディスク部の端部においては、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．１７５％、かつ、Ｂ含有量を０．００１〜０．０３５％とし、好ましくはＴｉ含有量を０．０１０〜０．１６５％、かつ、Ｂ含有量を０．００２〜０．０３３％とする。
【００３１】  Ａｌ合金の不可避的不純物として、０．３０％程度以下のＳｉ、ならびに、それぞれが０．２０％程度以下の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】Ｄ．金属間化合物  本発明で用いるアルミニウム合金は、従来のＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳物の製造方法に準じて、石膏型（プラスターモールド）を使用し圧力鋳造法（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される。
【００３３】  この石膏型を使用した圧力鋳造法では、各鋳物内部の金属間化合物の分布に関し、ディスク部の端部において、１〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物が１００００個／ｍｍ２以上存在し、且つ、６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物が５００個／ｍｍ２以下存在するように製造条件を制御する必要がある。
【００３４】  本発明者等はコンプレッサーインペラーの破損挙動について検討した結果、コンプレッサーインペラーの回転の加減速により発生する高い繰り返し垂直応力がディスク部の端部に加わり、ディスク部の端部に存在する６μｍを超える円相当径を有する粗大金属間化合物が亀裂の起点となりこれら亀裂が進展することで破損することを見出した。また、更なる検討により、ディスク部の端部において、６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物の面密度が５００個／ｍｍ２以下である場合には、これら金属間化合物を起点とした亀裂発生が抑制されること、ならびに、例え亀裂が発生してもその伝播が抑制されることが判明した。また、ディスク部の端部において、１〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物が１００００個／ｍｍ２以上存在すれば、上記粗大金属間化合物の生成が抑制されることも判明した。
【００３５】  ここで、金属間化合物の生成量は一般的な鋳造条件下においては組成によって決定される。「一般的な鋳造条件下」とは、低圧鋳造による冷却速度であり、具体的には０．１〜２００℃／秒である。また、鋳造後の熱処理による金属間化合物の変化について検討したところ、鋳造時に生成する金属間化合物の大きさはその後の熱処理に大きく影響を受けないことが判明した。従って、鋳造時において微細な金属間化合物を多量に生成させることにより、その後の熱処理によっても粗大金属間化合物の生成を抑制可能となる。
【００３６】  １〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物の面密度を１００００個／ｍｍ２以上とする理由は、以下の通りである。１μｍ未満の円相当径を有する金属間化合物は、コンプレッサーインペラー強度に影響を与えない。また、１〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物の面密度が１００００個／ｍｍ２未満の場合は、６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物の生成が促進され、生成する６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物を起点に亀裂が発生してしまう。なお、上記面密度の上限値は特に限定するものではないが、Ａｌ合金の組成や製造条件によって定まるものであり、本発明においては３００００個／ｍｍ２を上限値とする。
【００３７】  次に、６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物の面密度を５００個／ｍｍ２以下とする理由は、以下の通りである。６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物を対象とするのは、上述の通りである。また、この面密度が５００個／ｍｍ２を超える場合には、これらの金属間化合物同士の離間距離が近くなり、亀裂の伝播が進行する。なお、上記面密度の下限値は特に限定するものではなく、Ａｌ合金の組成や製造条件によって定まるものであるが、本発明においては１００個／ｍｍ２が好ましく、０個／ｍｍ２が最も好ましい。
【００３８】  本発明において生成する金属間化合物としては、Ａｌ−Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｕ−Ｎｉ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｃｕ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系、Ａｌ−Ｍｇ系、Ｍｇ−Ｓｉ系などの金属間化合物が挙げられる。また、生成する金属間化合物の円相当径は、Ａｌ合金の組成や製造条件によって異なるが、０．１〜２０．０μｍの範囲に分布する。なお、円相当径とは円相当直径をいう。
【００３９】Ｅ．ディスク部の端部における微細化剤の成分量の制御  上記の金属間化合物の分布を制御する上で、初晶アルミニウム結晶粒の大きさを制御することは重要である。この理由として、上記金属間化合物は初晶アルミニウム結晶粒の粒界にて発生するためである。初晶アルミニウム結晶粒の大きさを制御するためには、微細化剤の成分量及び後述する冷却速度が重要な制御因子となる。
【００４０】  ディスク部の端部におけるＴｉ及びＢの適切な成分量としては、Ｔｉ：０．００５〜０．１７５％、Ｂ：０．００１〜０．０３５％である。この微細化剤含有量を達成するためには、溶湯調製工程時にＡｌ、Ｔｉ及びＢから成る微細化剤を添加し、溶湯調整工程後のアルミニウム合金溶湯におけるＴｉ及びＢの成分量をＴｉ：０．０１〜０．３５％、Ｂ：０．００２〜０．０７０％とする。また、石膏型と冷やし金とで構成される製品形状の空間を、溶湯流入孔が下部に設けられた石膏型が下方に、且つ、冷し金が上方に配置されるように構成する。そして、調製したＡｌ合金溶湯は、溶湯流入孔から前記空間に圧入される。更に、この空間への溶湯流入孔における溶湯の流入速度を０．１２〜１．００ｍ／秒とする。以上の要件を満たすように、調整した溶湯を上記空間に圧入する圧力鋳造法によりＡｌ合金鋳物を鋳造する鋳造工程が採用される。
【００４１】  上記各要件を規定する理由として、上記空間内における溶湯流動の影響により溶湯調製工程時の微細化剤量の一部のみがディスク部の端部に到達することが挙げられる。これは、慣性の法則に従い圧力鋳造時において移動する溶湯に、微細化剤粒子の移動が追従しないことに起因することが本発明者等によって確認されている。この点に関して、下記に詳述する。
【００４２】  溶湯調製工程時に微細化剤としてＡｌ、Ｔｉ及びＢから成る微細化剤を添加するが、溶湯調整工程後のアルミニウム合金溶湯におけるＴｉ成分量が０．０１％未満、及び又は、Ｂ成分量が０．００２％未満の場合には、初晶アルミニウム結晶粒が粗大化し、それにより粒界の金属間化合物も粗大化して、Ａｌ合金材の強度が低下する。また、溶湯調整工程後のアルミニウム合金溶湯におけるＴｉ成分量が０．３５％を超え、及び又は、Ｂ成分量が０．０７０％を超える場合には、粗大なＴｉＢ２凝集体が発生し、これが破壊起点となる。従って、微細化剤添加による溶湯調整工程後におけるアルミニウム合金溶湯のＴｉ及びＢの成分量はＴｉ：０．０１〜０．３５％、かつ、Ｂ：０．００２〜０．０７０％とする。
【００４３】  次に、石膏型と冷やし金とで構成される製品形状の空間について説明する。図３に示すように、石膏型７を下方に冷やし金６を上方に配置して、これらによって構成される製品形状の空間１０を形成する。そして、空間１０へ溶湯を流入させるための溶湯流入孔８を、石膏型７側の下部に設けるものである。溶湯は、溶湯流入方向９に沿って図中下側から上側に向かって溶湯流入孔８から空間１０に流入して空間１０内に充填される。
【００４４】  空間１０をこのような構成としない場合には、コンプレッサーインペラーの円周方向における不均一な凝固に起因するコンプレッサーインペラー高速回転時のバランス性が悪化し、また、鋳造機の複雑化に伴う操業上の装置制約が生じる。例えば、図４に示すように、石膏型７と冷やし金６を水平に配置して、これらによって構成される製品形状の空間１０を形成する場合には、溶湯は、溶湯流入方向９に沿って図中右側から左側に向かって溶湯流入孔８から横向きに空間１０に流入して空間１０内に充填される。この場合には、空間１０内に流入した溶湯は、空間１０の下側から上側へと充填されていきながら凝固が進行する。従って、コンプレッサーインペラーの周方向において、空間１０の下側にあった周方向部分は早期に凝固し、上側にあった周方向部分は遅れて凝固することになり、周方向における均一な凝固状態が得られない。コンプレッサーインペラーにおいて周方向の不均一凝固は軸部の曲がりを発生させ、高速回転させた際のバランス不良となる。
【００４５】  これに代わって、例えば、図５に示すように、石膏型７を上方に冷やし金６を下方に配置して、これらによって構成される製品形状の空間１０を形成する場合は、溶湯は、溶湯流入方向９に沿って図中上側から下側に向かって溶湯流入孔８から空間１０に流入して空間１０内に充填される。この場合には、炉内の溶湯を空間１０内へ充填するための管（ストーク）の配管が複雑化する。すなわち、圧力鋳造法による炉内より鉛直上向きに排出された溶湯が鉛直下向きに流れるようにストークを配管する必要が生じる。この場合には、ストークの配管が複雑化するのを避けられない。更に、ストークの距離が長尺化するため、溶湯温度の低下や溶湯流の圧損増加により鋳造が困難となる。
【００４６】  図３に示すように石膏型７と冷やし金６を配置して製品形状の空間１０を形成する場合には、図４の配置の場合のような周方向における不均一な凝固状態や、図５の配置の場合のようなストークの複雑化、溶湯温度の低下、溶湯流の圧損増加の不具合が発生しない。
【００４７】  更に、溶湯流入孔における溶湯の流入速度は、ディスク部端における微細化剤の含有量を制御する上で重要な因子である。前述の通り、ディスク部の端部に到達するＴｉ及びＢから成る微細化剤粒子の含有量は溶湯調製工程時における微細化剤粒子の含有量に比べて減少する。これは、慣性の法則に従い、圧力鋳造時において移動する溶湯に微細化剤粒子の移動が追従しないことに起因する。溶湯流入孔における溶湯の流入速度が１．００ｍ／秒を超える場合には、溶湯の流入速度が速すぎて、慣性で移動する微細化剤粒子の移動が溶湯の流入速度に追従できない程度が増すため、結晶粒微細化に必要な量の微細化剤粒子がディスク部の端部に到達できない。一方、溶湯流入孔における溶湯の流入速度が０．１２ｍ／秒未満の場合には、溶湯の流入速度が遅すぎて、溶湯がストークを通って石膏型に到達するまでの時間が長くなり溶湯温度が低下して凝固不良を引き起こす。なお、溶湯流入孔における溶湯の流入速度は、好ましくは０．２０〜０．８５ｍ／秒である。
【００４８】Ｆ．ディスク部の端部における冷却速度の制御  更に、上述のような金属間化合物分布を得るためには、コンプレッサーホイールにおけるディスク部の端部における冷却速度の制御が必要となる。具体的には、溶湯温度を７２０〜７８０℃に制御し、コンプレッサーディスク面に接する面に配置された冷やし金（チルプレート）の温度を１００〜２５０℃に制御するものである。このように、溶湯温度と冷やし金の温度を規定することにより、ディスク部の端部の冷却速度が０．１〜２００℃／秒の好適な範囲に調整される。冷却速度が０．１℃／秒未満では、初晶アルミニウム結晶粒が粗大となって、粒界に生成する金属間化合物が粗大となる。また、冷却速度の低下によって引け巣が発生し、生産性が低下する。一方、冷却速度が２００℃／秒を超えると、製品形状の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。ディスク部の端部における冷却速度の更に好ましい範囲は３〜１５０℃／秒である。
【００４９】  溶湯の温度が７２０℃未満では、圧入された溶湯が製品形状の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、溶湯の温度が７８０℃を超えると、溶湯の酸化が進行して水素ガスの吸収によるポロシティ発生数の増大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。
【００５０】  また、冷やし金の温度が１００℃未満では、凝固の進行が速すぎて湯回り不良が生じることとなる。一方、冷やし金の温度が２５０℃を超えると、冷やし金からの凝固が遅くなり冷却速度の低下によって初晶アルミニウム結晶粒が粗大となって、粒界に生成する金属間化合物が粗大となる。また、冷し金の温度が２５０℃を超えると、石膏型と冷し金の間に湯が差し込む、所謂バリ不良も発生する。
【００５１】  本発明では石膏型の予熱温度は特に限定するものではないが、２００〜３５０℃に制御するのが好ましい。石膏型の予熱温度が２００℃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３５０℃を超えると、石膏型内での凝固が遅くなり引け巣不良が発生することとなる。
【００５２】  なお、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。
【００５３】Ｇ．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、溶湯調製工程、鋳造工程及び熱処理工程から構成される。
【００５４】溶湯調製工程：  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７２０〜７８０℃となるように温度が調整される。また、溶湯中の水素ガス量を調整する。溶湯中の水素ガス量の調整方法としては、回転ガス吹込み装置が用いられるが、これに限定されるものではない。
【００５５】鋳造工程：  鋳造工程では、７２０〜７８０℃に温度調整された溶湯を、石膏型を用いた圧力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。上述のように、ディスク面に接する面に配置する冷やし金の温度は１００℃〜２５０℃に調整される。石膏型と冷し金とで構成される製品形状の空間については、図３に示すように、石膏型を下方に冷やし金を上方に配置して、これらによって構成される製品形状の空間を形成する。そして、空間へ溶湯を溶湯流入方向に沿って流入させるための溶湯流入孔を、石膏型７側の下部に設ける。空間への溶湯流入孔における溶湯の流入速度は、０．１２〜１．００ｍ／秒に調整される。このようにして、調製したＡｌ合金溶湯を空間に圧入する圧力鋳造法によりＡｌ合金鋳物を鋳造する。
【００５６】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、溶体化処理工程と時効処理工程とで構成される。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とによって、ならびに、ＡｌとＮｉとによって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。
【００５７】溶体化処理工程：  溶体化処理は、固相線温度から５〜２５℃低い温度範囲で行うのが好ましい。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まずに十分な溶体化が行われないこととなる。また、溶体化処理時間は２時間以上とするのが好ましい。２時間未満では元素拡散が十分に進まずに十分な溶体化が行われないこととなる。元素拡散による溶体化には２時間以上あれば特に時間を定めないが、量産を考慮すると３０時間以下とすることが好ましい。
【００５８】時効処理：  時効処理は、１８０〜２３０℃で３〜３０時間熱処理するのが好ましく、１９０〜２１０℃で５〜２０時間熱処理するのがより好ましい。処理温度が１８０℃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２３０℃を超える場合や、処理時間が３０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。
【００５９】Ｈ．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】
【００６０】  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。【００６１】第１の実施例（本発明例１〜７及び比較例１〜２０）  表１の成分欄に示す組成のＡｌ合金を、通常の溶湯処理を施して溶解し、溶湯を表１に示す温度に調整した溶湯調製工程にかけた。溶湯調製工程では、表１の成分欄に示す組成の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／時間の条件にて、アルゴンガスを溶湯中に３０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。除滓後に、表１の溶湯調製後における微細化剤の成分量欄に示すＴｉ及びＢの成分量となるよう、溶湯調整工程時に微細化剤を溶湯中に添加した。【００６２】
【表１】
2015141191.tif 000003
【００６３】  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、表１の温度に調整された銅製冷やし金とで構成される所定空間に、下方の石膏型の下部（図３）、横方の石膏型の横部（図４）又は上方の石膏型の上部（図５）に設けられた溶湯流入孔から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合金鋳物コンプレッサーインペラーは、ディスク部直径４０ｍｍ、ボス部高さ４０ｍｍ、羽根数１２枚、羽根部高さ３５ｍｍ、羽根先端肉厚０．３ｍｍ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。石膏型と冷やし金により構成される空間への溶湯流入方向は表１で示すものとし、空間への溶湯流入孔における溶湯の流入速度を表１に示すものとして、溶湯を該空間へ加圧注入し、Ａｌ合金鋳物全体の凝固が完了するまで加圧保持した。【００６４】  上記Ａｌ合金鋳物を石膏型から取り外した後、５３０℃で８時間の溶体化処理を施し、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。【００６５】  上記のようにして作製した各試料について、ディスク部の端部における１〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物の面密度、同端部における６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物の面密度、ディスク部の端部における微細化剤（Ｔｉ、Ｂ）の成分量、ディスク部の端部以外の部位における微細化剤（Ｔｉ、Ｂ）の成分量、高温特性（耐久試験評価）、ならびに、生産性（鋳造歩留評価）を、以下のようにして評価した。【００６６】１．金属間化合物の面密度の測定  ディスク部の端部における金属間化合物の大きさと面密度を求めるため、試料を中心軸に沿って線で切断した。図２に、コンプレッサーインペラーの中心軸５の片側の断面を示す。この断面において、ディスク部の端部３１を切り出した後に研磨し、光学顕微鏡により倍率１００倍で撮像した。なお、ディスク部の端部３１とは、コンプレッサーインペラーのディスク部の外周より半径方向に沿った中心軸５までの長さにおける外周から２０％までのディスク部を指す。前記の撮像画像を画像解析装置に取り込んだ後に、１〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物の面密度、ならびに、６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物の面密度を測定した。なお、測定箇所は任意に１０箇所を選択し、これらの算術平均値をもって面密度とした。また、各測定箇所の測定視野面積は１ｍｍ２とした。結果を表２に示す。【００６７】
【表２】
2015141191.tif 000004
【００６８】２．微細化剤の成分量の測定  ディスク部の端部、ならびに、当該端部以外の部位における微細化剤含有量を測定した。図２に示すディスク部の端部３１、ボス部２、羽根部４、端部を除くディスク部３２より分析試料をそれぞれ５ｇ採取し、ＩＣＰ発光分析装置にてＴｉ量及びＢ量を分析した。表２におけるディスク部の端部以外の部位における微細化剤成分量とは、ボス部、羽根部、端部を除くディスク部における各微細化剤成分量を求め、これらの平均値として算出した。これらの結果を表２に示す。【００６９】３．高温特性  耐久試験（ターボ組み付け、１５００００ｒｐｍ×２００時間、出側温度２００℃）により高温疲労強度を評価した。結果を表２に示す。表２に記載の耐久性試験評価では、試験中に破断した場合を「×」、破断はしなかったが亀裂が発生した場合を「△」、破断も亀裂も発生せず健全な状態のままの場合を「○」とした。【００７０】４．鋳造歩留評価  各例について１０００個の試料を作製して、鋳造歩留評価を行なった。各試料における検査項目は、湯回り及び引け巣の外観不良検査と、Ｘ線検査によって内部のブローホールを検出する内部不良検査とした。全試料のうち湯回り不良品の割合（％）、引け巣不良品の割合（％）及び内部不良品の割合（％）を求めた。そして、１００％からこれら不良品の割合の合計を差し引いた割合を良品割合（％）とした。良品割合が、９０％未満である場合を「×」（現行品以下）、９０％以上９５％未満である場合を「△」（現行品同等）、９５％以上１００％以下である場合を「○」（現行品より大幅改善）とした。結果を表２に示す。【００７１】  本発明例１〜７では、ディスク部の端部における、１〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物及び６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物の面密度、ならびに、ディスク部の端部と当該端部以外の部位における微細化剤含有量が、規定の範囲内であることから、高温特性及び鋳造歩留が共に良好であった。【００７２】  比較例１では、冷やし金の温度が高く、ディスク部の端部における１〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物の面密度が小さく、６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物の面密度が大きかった。その結果、ディスク部の端部で破断して高温特性に劣り、また、また、ボス部における引け巣不良が多発し鋳造歩留が大きく低下した。【００７３】  比較例２では、冷やし金の温度が低く、ディスク部における湯回りの外観不良が多発し鋳造歩留が低下した。【００７４】  比較例３では、溶湯温度が低くなった。その結果、羽根部における湯回りの外観不良と引け巣の外観不良が多発して鋳造歩留が大幅に低下し、また、羽根部にて亀裂が発生して高温特性に劣った。【００７５】  比較例４では、溶湯温度が高く冷却速度が低下したため、ディスク部の端部における１〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物の面密度が小さくなった。その結果、ボス部における引け巣の外観不良が多発して鋳造歩留が大幅に低下し、また、ディスク部の端部にて亀裂が発生して高温特性に劣った。【００７６】  比較例５では、Ｃｕ成分が少なく高温特性は良好であるが、羽根部における湯回り不良が多発し鋳造歩留が低下した。【００７７】  比較例６では、Ｍｇ成分が少なく、ボス部で亀裂が発生して高温特性に劣った。【００７８】  比較例７では、Ｆｅ成分が少なく、羽根部で亀裂が発生して高温特性に劣った。【００７９】  比較例８では、Ｎｉ成分が少なく、ディスク部で破断して高温特性に劣った。【００８０】  比較例９では、溶湯調製時における微細化剤（Ｂ）の成分量が少ないため、ディスク部の端部、ディスク部の端部以外の部位におけるＴｉ及びＢの成分量が低下した。このため、結晶粒微細化効果が不十分となり、ディスク部の端部における１〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物の面密度が小さく、６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物の面密度が大きかった。その結果、羽根部における湯回りの外観不良が多発して鋳造歩留が大幅に低下し、また、ディスク部で破断して高温特性に劣った。【００８１】  比較例１０では、Ｃｕ成分が多く、ディスク部で破断して高温特性に劣った。【００８２】  比較例１１では、Ｍｇ成分が多く高温特性は良好であるが、羽根部における湯回り不良が多発し鋳造歩留が低下した。【００８３】  比較例１２では、Ｆｅ成分が多く、６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物の面密度が大きかった。その結果、ディスク部で亀裂が発生して高温特性に劣った。【００８４】  比較例１３では、Ｎｉ成分が多く、６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物の面密度が大きかった。その結果、ディスク部亀裂が発生して高温特性に劣った。【００８５】  比較例１４では、溶湯調製時におけるＴｉ及びＢの成分量が多く、且つ、空間型（石膏型と冷やし金とで構成される製品形状を有する空間をいう、以下同じ）への溶湯の流入速度が速いため、ディスク部の端部以外の部位におけるＴｉ及びＢの成分量が多くなった。その結果、ボス部において破断して高温特性に劣り、また、空間型内での溶湯が乱流化し、内部不良が多発して鋳造歩留が大幅に低下した。【００８６】  比較例１５では、溶湯調製時におけるＴｉ及びＢの成分量は規定範囲内だが、空間型への溶湯の流入速度が速いため、ディスク部の端部におけるＴｉ及びＢの成分量が少なかった（０％）。このため、結晶粒微細化効果が不十分となり、ディスク部の端部における１〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物の面密度が小さく、６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物の面密度が大きかった。その結果、ディスク部において破断して高温特性に劣り、また、空間型内での溶湯が乱流化し、内部不良が多発して鋳造歩留が大幅に低下した。【００８７】  比較例１６では、溶湯調製時におけるＴｉ及びＢの成分量が多いため、ディク部の端部及びディスク部の端部以外の部位におけるＴｉ及びＢの成分量が多くなった。その結果、微細化剤粒子の凝集体が発生し、ディスク部で破断して高温特性に劣った。【００８８】  比較例１７では、石膏型への溶湯の流入速度が遅く、石膏型に溶湯が到達する過程にて溶湯温度が低下した。その結果、羽根部における湯回りの外観不良が多発して鋳造歩留が大幅に低下し、また、羽根部にて亀裂が発生して高温特性に劣った。【００８９】  比較例１８では、石膏型への溶湯の流入速度が速く、慣性で移動する微細化剤粒子の移動が溶湯の流入速度に追従できない程度が増した。そのため、ディスク部の端部におけるＴｉの含有量が少なく、ディスク部の端部に十分な微細化剤粒子が到達しなかった。その結果、結晶粒が微細化せず、金属間化合物が粗大となり、ディスク部の端部で亀裂が発生し高温特性に劣った。また、空間型内での溶湯が乱流化し、内部不良が多発して鋳造歩留が大幅に低下した。【００９０】  比較例１９では、空間型への溶湯流入方向が横向きであり、コンプレッサーインペラーの周方向において不均一凝固が発生した。その結果、軸ブレの起因によってボス部で亀裂が発生して高温特性に劣った。また、空間型内への溶湯充填が不均一となり、内部不良が多発して鋳造歩留が大幅に低下した。【００９１】  比較例２０では、空間型への溶湯流入方向が下向き、石膏型に溶湯が到達する過程にて溶湯温度が低下した。その結果、ディスク部における湯回りの外観不良が多発して鋳造歩留が大幅に低下し、また、ディスク部にて亀裂が発生して高温特性に劣った。【００９２】第２の実施例（本発明例８〜１８及び比較例２１〜２６）  表３の成分欄に示す組成のＡｌ合金を、通常の溶湯処理を施して溶解し、溶湯を表３に示す温度に調整した溶湯調製工程にかけた。溶湯調製工程では、表３の成分欄に示す組成の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。除滓後に、表３の溶湯調製後における微細化剤の成分量欄に示すＴｉ及びＢから成る微細化剤を溶湯中に添加した。【００９３】
【表３】
2015141191.tif 000005
【００９４】  次いで、溶湯調製工程で調製したＡｌ合金溶湯は、２２０℃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、表３の温度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合金鋳物コンプレッサーインペラーは、ディスク部直径８０ｍｍ、ボス部高さ７０ｍｍ、羽根数１４枚、羽根部高さ６０ｍｍ、羽根先端肉厚０．４ｍｍの形状を有するトラック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。図３に示すように、石膏型と冷やし金により構成される空間は、溶湯流入孔が下部に設けられた石膏型が下方に、且つ、冷し金が上方に配置されるように構成され、空間への溶湯流入方向は上方向とした。また、空間への溶湯流入孔における溶湯流入速度を０．７５ｍ／秒として溶湯を空間内に加圧注入し、Ａｌ合金鋳物全体の凝固が完了するまで加圧保持した。【００９５】  上記Ａｌ合金鋳物を石膏型から取り外した後、表３に示す条件で溶体化処理を施し、その後、同じく表３に示す条件で時効処理を施した。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。【００９６】  上記のようにして作製した各試料について、ディスク部の端部における１〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物の面密度、同端部における６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物の面密度、ディスク部の端部における微細化剤（Ｔｉ、Ｂ）の成分量、ディスク部の端部以外の部位における微細化剤（Ｔｉ、Ｂ）の成分量、高温特性（耐久試験評価）、ならびに、生産性（鋳造歩留評価）を、第１の実施例と同じに評価した。結果を表４に示す。なお、高温特性については、第１の実施例における評価にて健全（○）だったものについて、同じ条件で（ターボ組み付け、１５００００ｒｐｍ、出側温度２００℃）、更に１００時間試験して全３００時間までの試験を実施した。このような３００時間までの試験においても健全だったものを「◎」とした。【００９７】
【表４】
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【００９８】  本発明例８〜１８では、ディスク部の端部における、１〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物及び６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物の面密度、ならびに、ディスク部の端部と当該端部以外の部位における微細化剤の成分量が、規定の範囲内であることから、高温特性及び鋳造歩留が共に良好であった。【００９９】  これに対して比較例２１では、溶湯温度が低く、羽根部における湯回り外観不良が多発し鋳造歩留が低下し、また、羽根部にて亀裂が発生し高温特性に劣った。【０１００】  比較例２２では、溶湯温度が高く冷却速度が低下したため、ディスク部の端部における１〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物の面密度が小さく、６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物の面密度が大きかった。その結果、ボス部における引け巣の外観不良が多発して鋳造歩留が大幅に低下し、また、ディスク部で破断して高温特性に劣った。【０１０１】  比較例２３では、冷やし金の温度が低く、ディスク部における湯回り不良が多発し鋳造歩留が低下し、また、湯回り不良部を起因とした亀裂がディスクに発生し高温特性に劣った。【０１０２】  比較例２４では、冷やし金の温度が高く、ディスク部の端部における１〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物の面密度が小さく、６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物の面密度が大きかった。その結果、ディスク部にて破断が発生し、高温特性が劣った。【０１０３】  比較例２５では溶体化処理工程が実施されず、比較例２６では時効処理工程が実施されなかった。その結果、いずれもディスク部で破断し高温特性に劣った。【０１０４】第３の実施例（本発明例１９〜２８及び比較例２７〜３２）  表５の成分欄に示す組成のＡｌ合金を、通常の溶湯処理を施して溶解し、溶湯を表５に示す温度に調製する溶湯調製工程にかけた。溶湯調製工程では、表５の成分欄に示す組成のＡｌ合金２００ｋｇ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／時間の条件にて、アルゴンガスを溶湯中に４０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時間半鎮静保持し除滓した。除滓後に、表５の溶湯調製後における微細化剤の成分量欄に示すＴｉ及びＢから成る微細化剤を溶湯中に添加した。【０１０５】
【表５】
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【０１０６】  次いで、溶湯調製工程で調製したＡｌ合金溶湯は、２２０℃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、表５の温度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合金鋳物コンプレッサーインペラーは、ディスク部直径１５０ｍｍ、ボス部高さ１６０ｍｍ、羽根数１６枚、羽根部高さ１２０ｍｍ、羽根先端肉厚０．６ｍｍの形状を有する船舶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。図３に示すように、石膏型と冷やし金により構成される空間は、溶湯流入孔が下部に設けられた石膏型が下方に、且つ、冷し金が上方に配置されるように構成され、空間への溶湯流入方向は上方向とした。また、空間への溶湯流入孔における溶湯流入速度を０．９５ｍ／秒として溶湯を空間内に加圧注入し、Ａｌ合金鋳物全体の凝固が完了するまで加圧保持した。【０１０７】  上記Ａｌ合金鋳物を石膏型から取り外した後、表５に示す条件で溶体化処理を施し、その後、同じく表５に示す条件で時効処理を施した。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。【０１０８】  上記のようにして作製した各試料について、ディスク部の端部における１〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物の面密度、同端部における６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物の面密度、ディスク部の端部における微細化剤（Ｔｉ、Ｂ）の成分量、ディスク部の端部以外の部位における微細化剤（Ｔｉ、Ｂ）の成分量、高温特性（耐久試験評価）、ならびに、生産性（鋳造歩留評価）を、第１の実施例と同じに評価した。結果を表６に示す。【０１０９】
【表６】
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【０１１０】  本発明例１９〜２８では、ディスク部の端部における、１〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物及び６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物の面密度、ならびに、ディスク部の端部と当該端部以外の部位における微細化剤の成分量が、規定の範囲内であることから、高温特性及び鋳造歩留が共に良好であった。【０１１１】  これに対して比較例２７では、溶湯温度が高く冷却速度が低下したため、ディスク部の端部における１〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物の面密度が小さく、６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物の面密度が大きかった。その結果、ボス部における引け巣の外観不良が多発して鋳造歩留が大幅に低下し、また、ディスク部で破断して高温特性に劣った。【０１１２】  比較例２８では、溶湯温度が低く、羽根部における湯回り外観不良が多発し鋳造歩留まりが低下し、また、羽根部にて亀裂が発生し高温特性に劣った。【０１１３】  比較例２９では、冷やし金の温度が低く、ディスク部における湯回り不良が多発し鋳造歩留が低下し、また、湯回り不良部を起因とした亀裂がディスクに発生し高温特性に劣った。【０１１４】  比較例３０では、冷やし金の温度が高く、ディスク部の端部における１〜６μｍの円相当径を有する金属間化合物の面密度が小さく、６μｍを超える円相当径を有する金属間化合物の面密度が大きかった。その結果、ディスク部にて破断し高温特性が劣った。【０１１５】  比較例３１では、溶体化処理工程が実施されず、比較例３２では時効処理工程が実施されなかった。その結果、いずれもディスク部で破断し高温特性に劣った。
【産業上の利用可能性】
【０１１６】  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低コストで供給することが可能である。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】
【０１１７】  １・・・コンプレッサーインペラー  ２・・・ボス部  ３・・・ディスク部  ３１・・・ディスク部の端部  ３２・・・端部を除くディスク部  ４・・・羽根部  ５・・・中心軸  ６・・・冷やし金  ７・・・石膏型  ８・・・溶湯流入孔  ９・・・溶湯流入方向  １０・・・石膏型と冷やし金とで構成される製品形状の空間
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【国際調査報告】
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