(57)【要約】【課題】  本発明は、従来のアルミニウム鋳造合金に比べて、常温（２５℃）において適度な靭性（伸び）を有しつつ高強度を有する、高強度アルミニウム鋳造合金およびこれを用いたコンプレッサ羽根車の提供を目的とする。【解決手段】  本発明は、質量％でＣｕ：３．５〜４．５、Ｎｉ：１．５〜２．５、Ｍｇ：０．８〜２．５、Ｓｉ：０．４〜１．０、Ｔｉ：０．０５〜０．２０、Ｎｉ≦１．０８Ｃｕ−２．０であり、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる高強度アルミニウム鋳造合金である。本発明の高強度アルミニウム鋳造合金をハブ軸の周りに配列された羽根部が形成された羽根車形状に鋳造形成してコンプレッサ羽根車を得ることができる。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％でＣｕ：３．５〜４．５、Ｎｉ：１．５〜２．５、Ｍｇ：０．８〜２．５、Ｓｉ：０．４〜１．０、Ｔｉ：０．０５〜０．２０、Ｎｉ≦１．０８Ｃｕ−２．０であり、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなることを特徴とする高強度アルミニウム鋳造合金。
【請求項２】
Ｎｉ≦１．０８Ｃｕ−２．４３であることを特徴とする請求項１に記載の高強度アルミニウム鋳造合金。
【請求項３】
質量％でＭｇ：１．２〜１．８、Ｓｉ：０．６〜１．０であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度アルミニウム鋳造合金。
【請求項４】
ハブ軸の周りに配列された羽根部が形成された羽根車形状に、請求項１乃至３のいずれかに記載の高強度アルミニウム鋳造合金が鋳造形成されていることを特徴とするコンプレッサ羽根車。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば過給機用コンプレッサ羽根車に供して最適な、高強度アルミニウム鋳造合金およびこれを用いたコンプレッサ羽根車に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
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。過給機に使用されるコンプレッサ羽根車は、高速回転によって外気を吸気する部分で利用されるため、より軽量であることや、靭性を有しつつも高強度であることが必要とされ、従来からアルミニウム合金等が使用されている。
【０００３】
従来、コンプレッサ羽根車に使用されるアルミニウム鋳造合金としては、例えば、米国材料試験協会（ＡＳＴＭ）規定の３５４．０（Ａｌ−９％Ｓｉ−１．８％Ｃｕ−０．５％Ｍｇ合金、以下、Ａ３５４という）や３５５．０（Ａｌ−５％Ｓｉ−１．３％Ｃｕ−０．５％Ｍｇ合金）、ＪＩＳ−ＡＣ４Ｃ（Ａｌ−７％Ｓｉ−０．３％Ｍｇ合金）等がある。また、例えば特許文献１が開示する高圧鋳造用アルミニウム合金は、質量％でＳｉ：４〜１２％、Ｍｇ：０．２〜０．６％、Ｔｉ：０．３％以下、Ｂ：０．００１〜０．０１％を含み、また、さらにＣｕ：２〜５％を添加する合金や、これらの合金に対してさらにＳｒ：０．００２〜０．０２％を添加する合金を開示する。
【０００４】
また、アルミニウム鋳造合金ではないが、高価な鍛造および機械加工によって製造されるコンプレッサ羽根車も実用されており、例えばＡＳＴＭ規定のアルミニウム鍛造合金Ａ２６１８が使用されている。近年、アルミニウム鋳造合金からなる安価なコンプレッサ羽根車においても、上記Ａ２６１８に匹敵する高強度が所望されており、従来のアルミニウム鋳造合金を靭性を有しつつより高強度化させる技術開発への期待も大きい。
【０００５】
【特許文献１】特開平６−１４５８６６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
従来のアルミニウム鋳造合金、例えば上述のＡ３５４や特許文献１が開示する合金では、強度と鋳造性を確保するためにＳｉを多く含有させている。例えば特許文献１の実施例にはＳｉが７．０％と９．０％のふたつの事例が開示され、また特許請求の範囲にはＳｉが４〜１２％と記載されている。これら良好な鋳造性を有する従来のアルミニウム合金は、コンプレッサ羽根車の羽根部とハブ部のように、複雑な形状の薄肉部と厚肉部とが共存する形状を鋳造形成する場合には有益である。
しかしながら、Ｓｉを多量に添加した場合には、Ｓｉ系晶出物が多量に生成されることによって靭性を損ねることがある。また、上述した従来のアルミニウム鋳造合金では、上述したＡ２６１８に匹敵する高強度を得るには不十分である。
【０００７】
本発明の目的は、従来のアルミニウム鋳造合金に比べて、常温（２５℃）において適度な靭性（伸び）を有しつつ高強度を有する、高強度アルミニウム鋳造合金およびこれを用いたコンプレッサ羽根車を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者は、上記課題を鑑み、Ｓｉを可能な限り少量に抑えて常温強度を向上させるためにＮｉを添加することを検討した。そして、常温強度には含有元素の比率が大きく影響することを突き止め、靭性および高強度を兼ね備えるために好適な各元素の組成範囲を明らかにした。そしてさらには、特段に好適な高強度を得るためには、ＣｕとＮｉの含有比率を最適な範囲に制御することによってこそ得られる、その極めて狭い組成域が存在することを見出して本発明に到達した。
【０００９】
すなわち本発明のアルミニウム鋳造合金は、質量％でＣｕ：３．５〜４．５、Ｎｉ：１．５〜２．５、Ｍｇ：０．８〜２．５、Ｓｉ：０．４〜１．０、Ｔｉ：０．０５〜０．２０、Ｎｉ≦１．０８Ｃｕ−２．０であり、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる、高強度アルミニウム鋳造合金である。
本発明は、望ましくはＮｉ≦１．０８Ｃｕ−２．４３である。また、望ましくは質量％でＭｇ：１．２〜１．８、Ｓｉ：０．６〜１．０である。
【００１０】
そして、本発明においては、自動車等に使用され、ハブ軸の周りに配列された羽根部が形成された羽根車形状に鋳造形成されるコンプレッサ羽根車には、上述の本発明のアルミニウム鋳造合金を用いることが好適である。
【発明の効果】
【００１１】
本発明のアルミニウム鋳造合金は、コンプレッサ羽根車等に用いられていた従来のアルミニウム鋳造合金に比べ、常温（２５℃）において適度な靭性（伸び）を有しつつも、優れた強度を有することができ、また、優れたクリープ特性をも有することができる。この高強度アルミニウム鋳造合金を用い、例えば自動車などに搭載される過給機用のコンプレッサ羽根車を形成することにより、従来よりも高速回転でも使用可能なコンプレッサ羽根車を得ることができるので、本発明は工業上極めて有益な技術となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
本発明のアルミニウム鋳造合金における重要な特徴は、従来のＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金において、Ｓｉの代替としてＮｉを添加し、ＮｉとＣｕの含有比率を最適化したことである。
以下、本発明のアルミニウム鋳造合金について、Ａｌに対する含有成分と各成分の含有範囲の限定理由について詳細に説明する。
【００１３】
本発明においては、Ｓｉを多量に添加しないことによる引張強度の低下を補償するために、まず、ＣｕおよびＭｇの含有範囲を最適化した。ＣｕおよびＭｇは、Ｓｉを多量に添加しない場合、Ａｌ母相中に固溶することで引張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）を施すことで引張強度を向上させる析出強化といった作用効果を有する重要な元素である。
【００１４】
Ｃｕ：３．５〜４．５
本発明においてＣｕは、靭性の改善を阻害することなく十分な引張強度を得るものである。よって、本発明ではＣｕ：３．５〜４．５とする。ただし、後述するＮｉとの含有比率を満足することが重要である。なお、３．５％未満ではＡｌ母相中への固溶量が不足して十分な引張強度が得られないことがあり、４．５％を超えるとＣｕＡｌ２等の金属間化合物が粒界に多量に晶出して靭性を低下させることがある。
【００１５】
Ｍｇ：０．８〜２．５
本発明においてＭｇは、Ａｌ母相中に固溶して特に靭性を向上させる作用効果を有する。よって、本発明ではＭｇ：０．８〜２．５とする。なお、０．８％未満ではＡｌ母相中への固溶量が少なすぎて固溶による強化が期待できないことがあり、２．５％を超えると鋳造性を著しく阻害することがあるばかりか、後述するＳｉとＭｇ2Ｓｉといった晶出物を生じて靭性を低下させることがある。望ましくはＭｇ：１．２〜１．８である。
【００１６】
Ｎｉ：１．５〜２．５
本発明においてＮｉは、上述したＣｕおよびＭｇの含有範囲を考慮して質量％でＮｉ：１．５〜２．５を含有させる。Ｎｉは高温強度を向上させる元素として知られているが、上述したＣｕとの関係において、常温においても強度の向上に寄与することができ、この場合には後述するＣｕとの含有比率を満足することが重要である。なお、１．５％未満では晶出物の量が不足して引張強度の向上が期待できないことがあり、２．５％を超えると晶出物が過剰に生成されて靭性を低下させることがある。
【００１７】
本発明のアルミニウム鋳造合金では、凝固時にＡｌ５ＮｉＣｕ（以下、Ｙ相という）、ＣｕＡｌ２（以下、θ相という）あるいはＭｇ2Ｓｉといった晶出物が生じることとなり、Ｎｉを含むために特にＹ相が優先的に晶出することとなる。このＹ相の晶出を調整することにより、靭性を有しつつ強度を向上させることができ、また、クリープ特性をも向上させることができる。なお、Ｙ相が過剰に晶出すると靭性やクリープ特性を低下させてしまうことがあり、晶出が少なすぎると強度やクリープ特性の向上が期待できないことがある。また、上述のＹ相に取り込まれなかったＣｕは、主として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ことができる。
ここでいうクリープとは、融点以下の高温環境下において、任意の一定の荷重（または応力）を対象とする材料に負荷した際に、その材料が歪み等、どの程度の耐性を有するかを知るための指標となるものである。
【００１８】
Ｎｉ≦１．０８Ｃｕ−２．０
本発明においては、上述したＮｉとＣｕの各含有範囲を満足させるとともに、質量％でＮｉ≦１．０８Ｃｕ−２．０を満足するように、ＣｕとＮｉとの含有比率を調整することが重要である。上述したＹ相は、ＮｉとＣｕとが質量％比率でＮｉ／Ｃｕ＝１．０８となるように形成される化合物である。
よって、本発明においては、ＮｉをＹ相として晶出させることを目的として少なくともＣｕ≧Ｎｉ／１.０８を満足するＣｕを添加し、その上さらに、θ相を晶出させることを目的として少なくともＣｕ≧２．０％を満足するＣｕを添加する。
【００１９】
このようにして、Ｙ相およびθ相の晶出を調整することにより、靭性を有しつつも優れた強度が得られる、また、優れたクリープ特性が得られる、本発明の高強度アルミニウム鋳造合金となる。本発明において望ましくは、Ｃｕの添加をやや多目として、つまりＮｉ≦１．０８Ｃｕ−２．４３を満足するように、ＣｕとＮｉとの含有比率を調整することにより、特段に優れた強度やクリープ特性を得ることができる。
【００２０】
Ｓｉ：０．４〜１．０
また、本発明においてＳｉは、従来の上述した４〜１２％といった多量の添加を行うことなく、質量％でＳｉ：０．４〜１．０に抑えて添加する。本発明でＳｉは、Ｍｇと結び付いてＭｇ２Ｓｉを生成する。このＭｇ２Ｓｉを、溶体化処理によりＡｌ母相中へ固溶させて、次いで時効処理により均一かつ微細に析出させることにより、引張強度がさらに向上される。なお、Ｓｉが０．４％未満では上述した作用効果が得られないことがある。また、Ｓｉが１．０％を超えるとＡｌ母相中に固溶しきれないＳｉが析出物として残存して靭性を劣化させる場合があり、こうなると、適度な靭性を有しつつも高強度が望まれる、例えばコンプレッサ羽根車用途では致命的である。望ましくはＳｉ：０．６〜１．０である。
【００２１】
Ｔｉ：０．０５〜０．２０
また、本発明においてＴｉは、ＴｉＡｌ３を生成し、その結晶核がＡｌ母相の結晶粒界に晶出することによってＡｌ母相の結晶粒の成長を抑制し、Ａｌ母相の結晶粒を微細化する効果を有する。これにより本発明においては、引張強度をさらに向上することができるため、よって、質量％でＴｉ：０．０５〜０．２０を含有させる。なお、Ｔｉが０．０５％未満では上述した作用効果が得られないことがある。また、Ｔｉが０．２０％を超えると、ＴｉＡｌ３がＡｌ母相の結晶粒界に過剰に晶出して伸びを低下させることがある。好ましくは０．０５≦Ｔｉ≦０．２とする。
【００２２】
本発明においては、本発明の作用効果を得るために大きな障害とはならない元素として不純物を含んでもよい。例えば、本発明における不純物としては、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ｏといった元素がある。なお、本発明においてＢは、質量％で０．０６％を超えて含有させるとＴｉＢ２が多量に晶出することとなって靭性を低下させることがある。
【００２３】
本発明においては、上述のように質量％でＣｕ：３．５〜４．５、Ｎｉ：１．５〜２．５、Ｍｇ：０．８〜２．５、Ｓｉ：０．４〜１．０、Ｔｉ：０．０５〜０．２０、Ｎｉ≦１．０８Ｃｕ−２．０であり、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる組成とすることが重要である。そして、この合金組成を有するアルミニウム鋳造合金に対し、溶体化処理の後に時効処理を処理条件を調整して施すことにより、例えば、常温（２５℃）において少なくとも５％以上の伸び（ＪＩＳ−Ｚ２２４１、破断伸び）を有しつつも、引張強度が４２０ＭＰａ以上で０．２％耐力が３４０ＭＰａといった優れた高強度アルミニウム鋳造合金が得られる。
【００２４】
このような優れた高強度や優れたクリープ特性を有する高強度アルミニウム鋳造合金を用いることにより、例えばコンプレッサ羽根車の用途において、従来のＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金では引張強度が不十分で適用できなかった高速回転領域での使用に耐えることができるコンプレッサ羽根車を得ることができる。
【００２５】
次いで、本発明のアルミニウム鋳造合金の組成に対し、上述したような優れた特性を付与するための溶体化処理および時効処理（Ｔ６処理：ＪＩＳ−Ｈ０００１）について説明する。
溶体化処理は、まず対象となる合金組成に好適な処理条件を選定する。例えば、保持温度および保持時間を幾つか変えて各々の引張強度や伸びを測定し、好適な保持温度と保持時間を決定することが好ましい。また、少なくとも５％以上の伸び（ＪＩＳ−Ｚ２２４１、破断伸び）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て処理条件を選定することが好ましい。溶体化処理の処理条件としては、例えば、保持温度５００〜５６０℃、保持時間６〜１４ｈの範囲内で組み合せることができ、保持温度として好ましくは５３０±１０℃の範囲である。
【００２６】
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、例えば、保持温度および保持時間を幾つか変えて各々の引張強度や伸びを測定し、好適な保持温度と保持時間を決定することが好ましい。例えば、常温での伸びが少なくとも５％以上であって、引張強度が４２０ＭＰａ以上となる処理条件を選定すればよい。時効処理の処理条件としては、例えば、保持温度１６０〜２２０℃、保持時間３〜１６ｈの範囲内で組み合せることができ、保持温度として好ましくは１８０±１０℃の範囲である。また、生産効率を考慮すれば保持時間をより短縮することが好ましく、例えば保持温度をやや高温側の１９０±１０℃に選定して保持時間を短縮するのがよい。
【００２７】
また、本発明においては、上述の溶体化処理および時効処理を施す前に、ＨＩＰ処理（熱間静水圧加圧処理）を施すことも好ましく、鋳造時の内部欠陥を微小化できる。
【００２８】
次に、本発明のコンプレッサ羽根車について説明する。
本発明のコンプレッサ羽根車は、上述した本発明の高強度アルミニウム鋳造合金を用いて鋳造形成することにより得られるものであり、この高強度アルミニウム鋳造合金と同等の組成および機械特性を有する。これにより、適度な伸びを有しつつ従来よりも高強度なコンプレッサ羽根車となる。
本発明の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が採用できる。まずコンプレッサ羽根車の形状を有する羽根車素材を、上述の本発明のアルミニウム鋳造合金からなる溶湯を用いて鋳造形成し、この羽根車素材に対して好適な条件で溶体化処理および時効処理等を施し、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方法が利用できる。
【００２９】
羽根車素材の鋳造形成には、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鋳造形成することができる、例えば、鋳造用鋳型を石膏などで形成するプラスターモールド鋳造や、製品と実質的に同一形状の消失性模型から鋳造用鋳型を製作するロストワックス鋳造などを適用することが、生産性の点で有利である。さらには、ダイカストなどの金型鋳造を適用することも好ましく、特に湯流れ性に優れるダイカストを適用することはコンプレッサ羽根車の生産性向上に有利である。
【００３０】
本発明のコンプレッサ羽根車は、羽根部にアンダーカットを有し、鋳造用鋳型の型開きが難しいような形状の羽根車であってもよい。この場合、羽根車素材の鋳造形成には、例えば上述のプラスターモールド鋳造を採用することが好ましく、大変形可能なゴム模型を使用できるので鋳造用鋳型の形成が容易となり、鋳造用鋳型には崩壊性のよい石膏等を使用できるので型バラシが容易である。
【実施例】
【００３１】
表１に示す組成を有するアルミニウム合金を用いて、図１に示すコンプレッサ羽根車１（以下、羽根車１という）を鋳造形成し、鋳造成形して得た上述の羽根車１を用いて機械特性を評価した。
表１において、記号１〜３が本発明の実施例であって、記号４〜８は比較例となる。また、比較例の記号７は上述した従来のＡ３５４、記号８は鍛造素材から削り出して製造されるコンプレッサ羽根車に一般に使用されるＡ２６１８である。なお、Ａ２６１８については、Ｔ６処理された素材を購入して機械特性を評価した。
【００３２】
【表１】
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【００３３】
図１に示す羽根車１は、本発明のコンプレッサ羽根車の一例であって、ハブ部２の最大径φ８０ｍｍ、全高５５ｍｍ、長羽根３とスプリッタ羽根４の合計枚数１２枚、羽根先端肉厚０．４〜０．６ｍｍの寸法を有する、自動車のディーゼルエンジン用コンプレッサ羽根車である。この羽根車１は、長羽根３とスプリッタ羽根４とが、中心軸２０から半径方向に広がるハブ部２に交互に隣接して各々複数枚放射状に突設され、各々が複雑な空力学的曲面形状のブレード面５を表裏に有している。ここでいうブレード面５とは、長羽根３とスプリッタ羽根４の各々の半径方向の外周面に相当するトレイリングエッジ面２１およびフィレット面２２、さらに長羽根３とスプリッタ羽根４の各々の最上部に相当するリーディングエッジ部２３を含まない曲面部である。
【００３４】
上述の羽根車１を、表１に示す各アルミニウム鋳造合金を用い、プラスターモールド鋳造法を適用して鋳造形成した。具体的には、羽根車１に対応する形状を有するゴム模型を製作し、このゴム模型を用いて石膏からなる鋳造用鋳型を製作した。そして、この鋳造用鋳型に、溶解して脱ガス処理したアルミニウム鋳造合金の溶湯を吸上げ式の吸引鋳造法により鋳造した。そして冷却後、鋳造用鋳型を除去し、長羽根３とスプリッタ羽根４およびハブ部２が一体に鋳造形成された羽根車素材を、不回りやヒケ、ピンホールといった鋳造不具合もなく得ることができた。
【００３５】
【表２】
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【００３６】
そして、得られた羽根車素材に対し、表２に示すＴ６処理条件を適用して溶体化処理および時効処理を実施し、図１に示す形状を有する羽根車１を得た。なお、溶体化処理および時効処理の条件は常温（２５℃）での伸び（ＪＩＳ−Ｚ２２４１、破断伸び）を少なくとも５％以上にすることができると推測した条件を選定した。
【００３７】
次いで、得られた各羽根車のハブ部２の最大径近傍の厚肉部分から丸棒引張試験片を採取し、常温における引張強度、０．２％耐力、および伸びを測定した。測定結果を表２に示す。なお、これらの試験法についてはＪＩＳ−Ｚ２２４１に記載され、測定した伸びは破断後の標点距離の永久伸びで定義される破断伸びである。
【００３８】
引張強度（常温）
表２において、常温（２５℃）において伸びが少なくとも５％以上となるよう調整した場合、本発明の実施例（記号１〜３）の引張強度は、記号１：４６４ＭＰａ、記号２：４５６ＭＰａ、記号３：４２４ＭＰａと、いずれも４２０ＭＰａ以上を有していることが確認された。また、上述したように本発明において望ましいとする組成（記号１、２）では、いずれも記号３よりも高い４５０ＭＰａ以上の引張強度を有していることが確認された。
【００３９】
これに対して、本発明と同じ元素からなるものの組成範囲を好適に調整していない比較例（記号４〜６）の引張強度は、記号４：４０１ＭＰａ、記号５：４１６ＭＰａ、記号６：４１７ＭＰａと、上述した記号１〜３（実施例）のいずれにも及ばなかった。また、従来のＡ３５４（記号７）は、上述した記号４〜６にも及ばない３９６ＭＰａ以下であった。
また、従来のアルミニウム鍛造合金であるＡ２６１８（記号８）は４４０ＭＰａと高い引張強度を有していたものの、本発明のアルミニウム鋳造合金（記号１、２）はこの鍛造合金Ａ２６１８に優る引張強度を有しており、引張強度において本発明が優れていると確認できた。
【００４０】
０．２％耐力（常温）
また、引張強度の場合と同様、０．２％耐力についも評価したところ、表２に示すように、本発明の実施例である記号１：３８５ＭＰａ、記号２：３６５ＭＰａ、記号３：３４２ＭＰａと、いずれも３４０ＭＰａ以上を有していることが確認された。また、上述したように本発明において望ましいとする組成（記号１、２）では、いずれも記号３よりも高い３６０ＭＰａ以上の０．２％耐力を有していることが確認された。
【００４１】
一方、比較例である記号４：３０８ＭＰａ、記号５：３３３ＭＰａ、記号６：３２９ＭＰａと、上述した記号１〜３（実施例）のいずれにも及ばなかった。また、従来のＡ３５４（記号７）は、上述した記号４〜６にも及ばない２９８ＭＰａ以下であった。
また、従来のアルミニウム鍛造合金であるＡ２６１８（記号８）は３５９ＭＰａであって、本発明のアルミニウム鋳造合金（記号１、２）は、この鍛造合金であるＡ２６１８に優る０．２％耐力を有しており、０．２％耐力においても本発明が優れていることを確認できた。
【００４２】
ミクロ組織
次に、実施例である記号１（Ｎｉ：１．６５質量％）と比較例である記号４（Ｎｉ：２．８１質量％）のＴ６処理後のミクロ組織を図２、図３にそれぞれ示す。図３に示す記号４の組織は、図２に示す記号１の組織よりも晶出物がやや多く形成されており、また、晶出物の濃化も散見された。各々の晶出物をＳＥＭ分析（マップ分析）したところ晶出物の主成分がＮｉとＣｕであることがわかり、さらに定量分析によってＡｌ、Ｃｕ、Ｎｉの含有比率は原子％で概ね５、１、１であることがわかった。上述した各種分析により、記号１、４で確認できた晶出物は、質量％比率でＮｉ／Ｃｕ＝１．０８となるＹ相（Ａｌ５ＮｉＣｕ）であることがわかった。
【００４３】
クリープ特性
次に、２００℃の環境下に静置した試験片に対して２００ＭＰａの負荷を静的に付与した場合のクリープ特性を評価するために、試験片の伸び量とそのときに経過した時間の関係を測定した。使用した試験片は、Ａ：実施例（記号１）、Ｂ：比較例（記号７：Ａ３５４）、Ｃ：比較例（記号８：Ａ２６１８）の３種類である。変位量１００μｍへの到達時間を比較すると、本発明の実施例Ａは４２時間で、比較例Ｂ、Ｃはともに１０時間であった。なお、比較例Ｂは１０時間で破断した。また、変位量２００μｍでは、実施例Ａは５２時間で、比較例Ｃは１３時間であった。なお、比較例Ｃは１６時間で破断した。
よって、本発明の高強度アルミニウム鋳造合金は、コンプレッサ羽根車に用いられる従来のＡ３５４やＡ２６１８といったアルミニウム合金に比べ、優れたクリープ特性を有していることが確認された。
【００４４】
以上より、表１に示すようにＮｉおよびＣｕを規定するとともに、Ｙ相（Ａｌ５ＮｉＣｕ）やθ相（ＣｕＡｌ２）の晶出を調整すること、すなわち、質量％でＮｉ≦１．０８Ｃｕ−２．０を満足する範囲に調整すること、より好ましくはＮｉ≦１．０８Ｃｕ−２．４３を満足する範囲に調整することが、５％以上の伸びを有しつつ引張強度や０．２％耐力といった強度を向上させるために、あるいはクリープ特性を向上させるために有効であることが確認できた。
これにより、常温（２５℃）における靭性や強度が優れていることに加え、クリープ特性をも優れている本発明の高強度アルミニウム鋳造合金を用いて得られたコンプレッサ羽根車は、従来よりも高速回転で使用できる高強度なコンプレッサ羽根車となり得ることが確認できた。
【図面の簡単な説明】
【００４５】
【図１】本発明のコンプレッサ羽根車の一例を示す模式図である。
【図２】本発明の実施例（記号１）におけるＴ６処理後のミクロ組織の一例を示す写真である。
【図３】本発明の比較例（記号４）におけるＴ６処理後のミクロ組織の一例を示す写真である。
【符号の説明】
【００４６】
１．コンプレッサ羽根車、２．ハブ部、３．長羽根、４．スプリッタ羽根、５．ブレード面、２０．中心軸、２１．トレイリングエッジ面、２２．フィレット面、２３．リーディングエッジ部
【図１】
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【図２】
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【図３】
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