(57)【要約】  質量％で、Ｃｕ：３．２〜５．０％、Ｎｉ：０．８〜３．０％、Ｍｇ：１．０〜３．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物から成るアルミニウム鋳造合金が開示されている。このアルミニウム鋳造合金を用いて、ハブ軸部と、該ハブ軸部から半径方向に延在するとともにハブ面とディスク面を有するハブディスク部と、前記ハブ面に配設された複数の羽根部とを有する鋳造コンプレッサ羽根車が製造される。前記アルミニウム鋳造合金は、従来のアルミニウム合金に比べ、常温において、適度な伸びを有しつつ高強度であり、高温においても、高強度を有する。
2008001758.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃｕ：３．２〜５．０％、Ｎｉ：０．８〜３．０％、Ｍｇ：１．０〜３．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物から成るアルミニウム鋳造合金。
【請求項２】
質量％で、Ｃｕ：３．５〜５．０％を含む請求項１に記載されたアルミニウム鋳造合金。
【請求項３】
質量％で、式：Ｎｉ≦１．０８Ｃｕ−２．０％を満足する請求項１または請求項２に記載されたアルミニウム鋳造合金。
【請求項４】
質量％で、式：Ｎｉ≦１．０８Ｃｕ−２．４３％を満足する請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載されたアルミニウム鋳造合金。
【請求項５】
質量％で、Ｍｇ：１．２〜２．５％、Ｓｉ：０．３〜１．０％を含む請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載されたアルミニウム鋳造合金。
【請求項６】
質量％で、Ｂ：０．００１〜０．０６％をさらに含む請求項１から請求項５までのいずれか１項に記載されたアルミニウム鋳造合金。
【請求項７】
質量％で、Ｃｕ：４．０〜５．０％、Ｎｉ：１．０〜２．０％を含む請求項１から請求項６までのいずれか１項に記載されたアルミニウム鋳造合金。
【請求項８】
常温（２５℃）における引張強さが３８０ＭＰａ以上で、伸びが少なくとも５％以上、温度１５０℃における引張強さが３３０ＭＰａ以上、および温度２００℃における引張強さが３００ＭＰａ以上である請求項１から請求項７までのいずれか１項に記載されたアルミニウム鋳造合金。
【請求項９】
請求項１から請求項８までのいずれか１項に記載されたアルミニウム鋳造合金で形成された鋳造コンプレッサ羽根車であり、ハブ軸部と、該ハブ軸部から半径方向に延在するとともにハブ面とディスク面を有するハブディスク部と、前記ハブ面に配設された複数の羽根部とを含む鋳造コンプレッサ羽根車。
【請求項１０】
複数の羽根部が、交互に配列された長羽根と短羽根から成る請求項９に記載された鋳造コンプレッサ羽根車。
【請求項１１】
ハブ軸部と、該ハブ軸部から半径方向に延在するとともにハブ面とディスク面を有するハブディスク部と、前記ハブ面に配設された複数の羽根部とを含む、請求項１から請求項８までのいずれか１項に記載されたアルミニウム鋳造合金を用いて形成された鋳造羽根車を用意する段階と、
該鋳造羽根車に対して、温度：４８０〜５５０℃、時間：６〜１６ｈの溶体化処理を施す段階と、
前記溶体化処理された前記鋳造羽根車に対して、温度：１５０〜２００℃、時間：３〜１６ｈの時効処理を施す段階とを含む、鋳造コンプレッサ羽根車の製造方法。
【請求項１２】
前記溶体化処理が、温度：５３０〜５５０℃、時間：８〜１２ｈで行なわれ、前記時効処理が、温度：１７０〜１９０℃、時間：６〜１０ｈで行なわれる請求項１１に記載された鋳造コンプレッサ羽根車の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば過給機に使用されるコンプレッサ羽根車などに好適な高強度を有するアルミニウム鋳造合金に関わり、また、このアルミニウム鋳造合金から成る鋳造コンプレッサ羽根車、および、その製造方法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。
上述の過給機に使用されるタービン羽根車は、内燃機関から排出される高温の排気ガスに曝されるため、通常は耐熱強度に優れるニッケル合金やチタンアルミニウム合金等が使用される。一方、コンプレッサ羽根車は、外気を吸気する部分で利用されて高温に曝されることがないため、通常はアルミニウム合金等が使用される。【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）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は、質量％でＳｉ：４〜１２％、Ｍｇ：０．２〜０．６％、Ｔｉ：０．３％以下、Ｂ：０．００１〜０．０１％を含む高圧鋳造用アルミニウム合金を開示し、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】
近年、内燃機関の燃焼効率をさらに向上させる目的で、タービン羽根車およびコンプレッサ羽根車をより高速回転させるための種々の検討がなされている。これらの検討において、コンプレッサ羽根車は、高速回転によって羽根車に作用する遠心力が増大するとともに、現状は１５０℃程度の曝露温度が、高速回転によって１８０〜２００℃にまで上昇すると予測されている。このため、コンプレッサ羽根車には、常温においては、適度な靭性に加え、より高強度であることが必要になると予測され、あるいはさらに温度１８０〜２００℃においても高強度であることが必要になると予測された。【０００５】
上述のような背景からコンプレッサ羽根車の材質として、従来のアルミニウム合金よりも高強度のマグネシウム合金や、またアルミニウム合金よりも高強度でマグネシウム合金よりも軽量化可能な高価なチタン合金等の適用が検討されている。また一方では、軽量かつ安価なアルミニウム合金は実用上有益であって、従来のアルミニウム合金を、より高強度化させる技術開発への期待も大きい。高強度のアルミニウム合金としては、例えばアルミニウム鍛造合金Ａ２６１８（ＡＳＴＭ規定）があるが、アルミニウム鋳造合金を用いたコンプレッサ羽根車にもこれに匹敵する特性が求められている。【０００６】
【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】
【０００７】
従来のアルミニウム合金、例えば上述のＡＳＴＭ３５４．０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％の場合と、９．０％の場合の二つの事例が開示され、また特許請求の範囲にはＳｉ量が４〜１２％である旨記載されている。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伸びを損ね、常温における強度が不十分であると予測される。さらには、１５０℃や２００℃といった高温では、０．２％耐力や引張強さなどの強度が低下するため、高温での強度の向上も望まれている。【０００８】
本発明の目的は、従来のアルミニウム合金に比べ、常温においては適度な伸びを有しつつ高強度であって、望ましくは高温においても高強度を有するアルミニウム鋳造合金を提供することである。また、このアルミニウム鋳造合金を用いた鋳造コンプレッサ羽根車およびその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者は、前記課題に鑑み、従来のＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金において、Ｓｉの含有量を極力抑え、常温において適度な伸びを有しつつ高強度を有し、望ましくは１５０℃や２００℃といった高温においても高強度を持たせることを検討した。そして、Ｓｉの代替としてＮｉを添加し、ＮｉとＣｕの含有量、および、Ｍｇの含有量を最適化することにより、前記課題を解決できることを見出し本発明に到達した。【００１０】
すなわち、本発明のアルミニウム鋳造合金は、質量％で、Ｃｕ：３．２〜５．０％、Ｎｉ：０．８〜３．０％、Ｍｇ：１．０〜３．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物から成るアルミニウム鋳造合金である。【００１１】
本発明のアルミニウム鋳造合金は、望ましくは、質量％で、Ｃｕ：３．５〜５．０％を含む。
より望ましくは、本発明のアルミニウム鋳造合金は、質量％で、Ｃｕ：４．０〜５．０％、Ｎｉ：１．０〜２．０％を含む。【００１２】
また、望ましくは、本発明のアルミニウム鋳造合金は、質量％で、Ｎｉ≦１．０８Ｃｕ−２．０％を満足するように、ＣｕおよびＮｉを含む。
また、より望ましくは、本発明のアルミニウム鋳造合金は、質量％で、Ｎｉ≦１．０８Ｃｕ−２．４３％を満足するように、ＣｕおよびＮｉを含む。【００１３】
また、本発明のアルミニウム鋳造合金は、質量％で、Ｍｇ：１．２〜２．５％、Ｓｉ：０．３〜１．０％を含むことができる。
また、本発明のアルミニウム鋳造合金は、質量％で、Ｂ：０．００１〜０．０６％を含むことができる。【００１４】
そして、本発明のアルミニウム鋳造合金は、常温（２５℃）における引張強さ３８０ＭＰａ以上で、伸びが少なくとも５％以上、１５０℃における引張強さ３３０ＭＰａ以上、および２００℃における引張強さ３００ＭＰａ以上を有することができる。なお、ここに示す伸びの数値は、破断伸び（ＪＩＳ−Ｚ２２４１）である。【００１５】
そして、本発明においては、自動車等に使用され、ハブ軸部と、該ハブ軸部から半径方向に延在するとともにハブ面とディスク面を有するハブディスク部と、前記ハブ面に配設された複数の羽根部とを含む羽根車形状体である鋳造コンプレッサ羽根車に、前記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。
また、前記複数の羽根部が、長羽根と短羽根とが交互に配列されて成る鋳造コンプレッサ羽根車にも、前記本発明のアルミニウム鋳造合金を用いることができる。【００１６】
前記鋳造コンプレッサ羽根車は、ハブ軸部と、該ハブ軸部から半径方向に延在するとともにハブ面とディスク面を有するハブディスク部と、前記ハブ面に配設された複数の羽根部とを含む、前記本発明のアルミニウム鋳造合金を用いて形成された鋳造羽根車を用意し、該鋳造羽根車に対して、温度：４８０〜５５０℃、時間：６〜１６ｈの溶体化処理を施し、前記溶体化処理された前記鋳造羽根車に対して、温度：１５０〜２００℃、時間：３〜１６ｈの時効処理を施すことで、機械特性を改善することができる。それ故に、優れた鋳造コンプレッサ羽根車を得ることができる。
また、溶体化処理条件を、温度：５３０〜５５０℃、時間：８〜１２ｈとし、時効処理条件を、温度：１７０〜１９０℃、時間：６〜１０ｈにすることが望ましい。
【発明の効果】
【００１７】
本発明のアルミニウム鋳造合金は、鋳造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℃）において適度な伸びを有しつつ高強度を有することができる。さらにまた、１５０℃や２００℃といった高温においても高強度を有することが期待できる。この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鋳造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、かつ高温度環境下でも、使用可能な鋳造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】
【００１８】
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の含有量、およびＭｇの含有量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に対する添加合金元素と各合金元素の含有量の限定理由について詳細に説明する。また、各合金元素の含有量は、特に断らない場合には質量％で示す。【００１９】
本発明においては、Ｓｉを多量に含有させないことによる強度低下を補償するために、まず、ＣｕおよびＭｇの含有量を最適化した。ＣｕおよびＭｇは、Ｓｉを多量に含有させない場合には、Ａｌマトリックス内に固溶することで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。【００２０】
Ｃｕ：３．２〜５．０％
本発明において、Ｃｕ含有量は、３．２〜５．０％とし、これにより伸びの改善を阻害することなく十分な強度を得る。Ｃｕ含有量が３．２％以下では、Ａｌマトリックス内への固溶量が不足するので十分な強度を得られないことがある。また、Ｃｕ含有量が５．０％を超えると、粒界にＣｕＡｌ２（θ相）等の金属間化合物が多量に晶出したり析出したりするので破断伸び（以下、伸びという）を低下させることがある。Ｃｕ含有量は、望ましくは３．５〜５．０％とし、より望ましくは４．０〜５．０％とする。【００２１】
Ｍｇ：１．０〜３．０％
本発明において、Ｍｇ含有量は、１．０〜３．０％とし、これによりＡｌマトリックス内にＭｇを固溶させる。もしくは、Ｓｉを含む場合には、ＭｇとＳｉとで金属間化合物（Ｍｇ２Ｓｉ）を生成させて固溶させる。これにより、伸びを向上させる作用効果を得る。よって、Ｍｇ含有量を好適にすることで、適度な伸びを有する鋳造合金となることが期待できる。Ｍｇ含有量が１．０％未満では、Ａｌマトリックス内への固溶量が少なすぎて固溶強化が期待できない。また、Ｍｇ含有量が３．０％を超えると、伸びが低下してしまい適度な伸びが得られないばかりか、鋳造性を著しく阻害したりすることがある。Ｍｇ含有量は、望ましくは１．２〜２．５％とする。【００２２】
Ｎｉ：０．８〜３．０％
本発明において、Ｎｉ含有量は、上述のＣｕおよびＭｇの含有量を考慮して、０．８〜３．０％とする。適量のＮｉを含ませると、Ｎｉ系の金属間化合物が生成され、これにより特に高温における強度を向上させることができる。Ｎｉ含有量が０．８％未満では、Ｎｉ系の金属間化合物の晶出量あるいは析出量が不足するので強度の向上が期待できない。また、Ｎｉ含有量が３．０％を超えると、Ｎｉ系の晶出物あるいは析出物が過剰に生成されてしまい、伸びを低下させることとなる。Ｎｉ含有量は、望ましくは１．０〜２．０％とする。【００２３】
また、上述のＣｕおよびＮｉの含有量は、式：Ｎｉ≦１．０８Ｃｕ−２．０％を満足するのが望ましく、式：Ｎｉ≦１．０８Ｃｕ−２．４３％を満足するのがより望ましい。ＣｕおよびＮｉを含むアルミニウム鋳造合金では、凝固時にＡｌ５ＮｉＣｕ（Ｙ相）やＣｕＡｌ２（θ相）といった晶出物が生成され、さらにＳｉを含む場合には、Ｍｇ２Ｓｉといった晶出物が生成される。そして、Ｎｉを含む金属間化合物であるＡｌ５ＮｉＣｕ（Ｙ相）が優先的に晶出する。Ｙ相は、高温での強度を向上させるが、過剰な晶出は伸びを低下させてしまう。また、このＹ相に取り込まれなかったＣｕは、主としてＣｕＡｌ２（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。それ故に、ＣｕおよびＮｉの含有量を上式を満足するようにしてＹ相およびθ相の生成を調整することが望ましく、強度と伸びのバランスをより好適にすることで常温での強度がさらに向上することが期待できる。あるいはさらに１５０〜２００℃といった高温強度の向上も期待できる。【００２４】
Ｔｉ：０．０５〜０．２０％
本発明において、Ｔｉ含有量を０．０５〜０．２０％にすると、Ａｌマトリックスが生成される過程で、ＴｉＡｌ３等の結晶核が結晶粒界に晶出する。これにより、Ａｌマトリックスの結晶粒の成長を抑制し、Ａｌマトリックスの結晶粒を微細化させる。Ａｌマトリックス自体の結晶粒を微細化することにより、アルミニウム鋳造合金の強度のさらなる改善が期待できる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．２％を超えると、ＴｉＡｌ３等がＡｌマトリックスの結晶粒界に過剰に晶出することとなり、伸びを低下させることがある。【００２５】
Ｓｉ：１．０％以下
本発明においては、Ｍｇ含有量を考慮し、Ｓｉ含有量を１．０％以下とする。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マトリックス内へ固溶させ、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、常温での強度がさらに向上することが期待できる。しかしながら、本発明において、Ｓｉ含有量を１．０％超にすると、Ａｌマトリックス内に固溶しきれないＳｉが析出物として粒界に残存し、これにより伸びを劣化させることがある。また、Ｓｉは、Ｍｇに対して優先的に結合するため、Ａｌマトリックス内に固溶するＭｇ量が減少することとなり、伸びや強度を低下させることがある。こうなると、適度な伸びと強度が望まれる、例えば鋳造コンプレッサ羽根車の用途には致命的である。Ｓｉ含有量は、望ましくは０．３〜１．０％とする。【００２６】
本発明のアルミニウム鋳造合金においては、前記Ｃｕ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｔｉは積極的に添加することで有効な作用効果が得られる元素である。また、前記Ｓｉは、Ｍｇ含有量を考慮して添加することで有効な作用効果が得られる元素である。また、後述するように、Ｔｉ含有量を考慮してＢを添加することで、Ｔｉの作用効果を促進させることもできる。これらの元素以外の残部は、マトリックスとなるＡｌと、不可避的不純物である。【００２７】
本発明においては、Ｂは必ずしも含まなくともよい元素であるが、Ｔｉの原料として純Ｔｉを使用するよりも、原料としてＴｉＢを使用することでコスト面で格段に有利となる。この場合には、Ｔｉ含有量の２０％程度のＢを含むように調整することが望ましい。これにより、ＢはＴｉＢ２等を生成し、Ａｌマトリックスの結晶粒の微細化を促進させるといった、Ｔｉの作用効果をより高めるように作用する。例えば、Ｔｉ含有量を０．０５〜０．２０％とする場合、Ｂ含有量は、０．００１〜０．０６％となるように調整することが望ましい。この場合、０．０６％を超えてＢを含ませても効果の向上は期待できず、ＴｉＢ２等が多量に晶出することとなって伸びを低下させることがある。【００２８】
本発明における不可避的不純物としては、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｃ、Ｎ、Ｏといった元素が混入する場合がある。不可避的不純物のうちＦｅやＭｎは、Ａｌ−Ｓｉ系合金において、金型鋳造時の焼付性を改善するといった作用効果が知られている。本発明のアルミニウム鋳造合金においては、例えば不純物としてのＦｅは、溶解などの製造過程において、０．２０％程度は容易に混入してしまう。しかしながら、Ｆｅの含有量が１．５％以下であれば、本発明の作用効果を阻害することはない。【００２９】
本発明のアルミニウム鋳造合金は、上述した通り、質量％でＣｕ：３．２〜５．０％、Ｎｉ：０．８〜３．０％、Ｍｇ：１．０〜３．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下で含ませて、残部が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各々の処理条件を調整して施すことにより、例えば、常温（２５℃）における引張強さが３８０ＭＰａ以上で、伸びが少なくとも５％以上、１５０℃における引張強さが３３０ＭＰａ以上、および２００℃における引張強さが３００ＭＰａ以上である、所望の特性を有するアルミニウム鋳造合金を得ることができる。【００３０】
また、前記合金組成において、例えば、Ｃｕ：４．０〜５．０％、Ｎｉ：１．０〜２．０％、Ｍｇ：１．２〜２．５％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下で含ませて、この合金組成に各々好適な処理条件で溶体化処理の後に時効処理を施すことにより、常温（２５℃）における引張強さが４３０ＭＰａ以上で、伸びが少なくとも５％以上、１５０℃における引張強さが３７０ＭＰａ以上、および２００℃における引張強さが３３０ＭＰａ以上である、所望の特性を有するアルミニウム鋳造合金を得ることもできる。【００３１】
このように、常温において適度な伸びを有しながら従来よりも優れた強度を有し、あるいはさらに１５０〜２００℃といった高温においても優れた強度が期待できる、本発明のアルミニウム鋳造合金は、例えば鋳造コンプレッサ羽根車の用途において、従来のＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金では強度が不十分で適用できなかった高速回転領域や、１８０〜２００℃といった曝露温度での使用に耐えることができる鋳造コンプレッサ羽根車となる。なお、本発明の鋳造コンプレッサ羽根車については後述する。【００３２】
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、前記各種金属間化合物をＡｌマトリックス内へ固溶させるために実施するものであり、対象となる合金組成に好適な処理条件を選定することができる。例えば、保持する温度や時間の条件を幾つか変えて各々の引張強さや伸びを測定し、処理条件として好適な温度と時間を決定することができる。また、鋳造コンプレッサ羽根車などの用途に好適となる、少なくとも５％以上の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、処理条件を選定することが望ましい。【００３３】
溶体化処理の処理条件としては、温度：４８０〜５５０℃、時間：６〜１６ｈで組み合せて調整することができる。保持する温度が４８０℃未満では、均一な固溶が得られるものの、保持する時間が長時間となってしまい生産性を阻害することがある。保持する時間が５５０℃を超えると、固溶量は増えるものの均一な固溶が得難く、また、上記鋳造合金から得た鋳物の表面近くに内在するミクロシュリンケージを起因とするブリスターと称する不具合を生じることがある。また、保持する時間は、選択した上記温度に合わせて６〜１６ｈで調整することができる。本発明においては、Ａｌマトリックス内への金属間化合物の固溶量や均一性などが安定しやすい、温度：５３０〜５５０℃、時間：８〜１２ｈで調整することが望ましい。【００３４】
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に、前記各種の金属間化合物を析出させて、所望する０．２％耐力、伸び、引張強さなどの機械特性を確保するために実施する。時効処理条件は、対象となる合金組成に好適な処理条件を選定すればよく、例えば、保持する温度や時間の条件を幾つか変えて各々の機械特性を測定し、処理条件として好適な温度と時間を決定することができる。また、鋳造コンプレッサ羽根車などの用途に好適となる、例えば常温（２５℃）での引張強さが３３０ＭＰａ以上、伸びが少なくとも５％以上の特性が得られるような処理条件を選定することが望ましい。【００３５】
時効処理の処理条件としては、例えば、温度：１５０〜２００℃、時間：３〜１６ｈで組み合せて調整することができる。保持する温度が１５０℃未満では、金属間化合物の析出が促進され難く、保持する時間が長時間となってしまい生産性を阻害することがある。保持する時間が２００℃を超えると、析出量は増えるものの均一な析出が得難くなって特性が不安定になることがある。また、保持する時間は、選択した上記温度に合わせて３〜１６ｈで調整することができる。本発明においては、金属間化合物の析出量や均一性などが安定しやすい、温度：１７０〜１９０℃、時間：６〜１０ｈで調整することが望ましい。【００３６】
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）を施すこともできる。ＨＩＰ条件としては、高温環境下で軟化させて塑性変形させることから、溶体化処理と同等にできる限りの高温度が望ましく４８０〜５５０℃が好適である。また、圧力もできる限り高圧力が望ましく９０ＭＰａ以上が好適であり、１〜５ｈ保持することが望ましい。これにより、鋳造時の内部欠陥の微小化が期待できる。なお、ＨＩＰ処理は、溶体化処理の処理条件と同等であることから、コストや生産性を考慮すれば、溶体化処理と同時に実施することが望まれる。しかしながら、ＨＩＰ処理は、装置上の制約によって水冷等による急冷が難しく、ＨＩＰ処理によって一旦Ａｌマトリックス内に固溶した金属間化合物が徐冷されて析出してしまうため、溶体化処理と同等の効果を得ることは難しい。【００３７】
次に、本発明の鋳造コンプレッサ羽根車について説明する。
本発明の鋳造コンプレッサ羽根車は、ハブ軸部と、該ハブ軸部から半径方向に延在するとともにハブ面とディスク面を有するハブディスク部と、前記ハブ面に配設された複数の羽根部とを有してなる羽根車形状に、上述した本発明の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る。それ故に、上述した本発明の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。また、複数の羽根部は、長羽根と短羽根とが交互に配列されたものであってよい。これにより、常温において適度な伸びを有しつつ、従来よりも高強度である鋳造コンプレッサ羽根車となる。あるいはさらに１５０〜２００℃といった高温であっても優れた強度が期待できる鋳造コンプレッサ羽根車となる。【００３８】
図１Ａ、図１Ｂに、本発明の鋳造コンプレッサ羽根車の一例を模式的に示す。鋳造コンプレッサ羽根車１（以下、羽根車１という）は、ハブ軸部２と、該ハブ軸部２から半径方向に延在するとともにハブ面４とディスク面５を有するハブディスク部３、前記ハブ面４に配設された複数の羽根部とを含む羽根車形状体である。また、この羽根車１の羽根部は、長羽根６と短羽根となるスプリッタ羽根７とが交互に配列され、各々が複雑な空力学的曲面形状のブレード面を表裏に有している。【００３９】
本発明の鋳造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を採用できる。
まず、上述した本発明のアルミニウム鋳造合金を用いて鋳造することにより、ハブ軸部と、該ハブ軸部から半径方向に延在するとともにハブ面とディスク面を有するハブディスク部と、前記ハブ面に配設された複数の羽根部とを含む羽根車形状体に形成して鋳造羽根車を得る。次いで、得られた鋳造羽根車に対し、温度：４８０〜５５０℃、時間：６〜１６ｈで溶体化処理した後に、温度：１５０〜２００℃、時間：３〜１６ｈで時効処理し、鋳造コンプレッサ羽根車を得る、といった手段が利用できる。また、必要に応じて、鋳造コンプレッサ羽根車に対し、バリ取りや研磨等の後処理を施すこともできる。
なお、溶体化処理は、Ａｌマトリックス内への金属間化合物の固溶量の確保や、固溶において金属間化合物を均一に分布させることを考慮し、温度：５３０〜５５０℃、時間：８〜１２ｈで調整することが望ましい。また、時効処理は、金属間化合物の析出量の確保や、析出において金属間化合物を均一に分布させることを考慮し、温度：１７０〜１９０℃、時間：６〜１０ｈで調整することが望ましい。【００４０】
前記鋳造羽根車の形成には、コンプレッサ羽根車のハブ軸部と複雑な形状を有する羽根部とを一体に単一品として鋳造できる、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も適用でき、特に湯流れ性や凝固組織の緻密化が期待できるダイカストを適用することは鋳造コンプレッサ羽根車の生産性向上に有利である。【００４１】
本発明の鋳造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。このような鋳造コンプレッサ羽根車を得たい場合、鋳造羽根車の形成には、例えば前記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。【００４２】
また、例えば前記ロストワックス鋳造や金型鋳造であっても、以下のような手段を採用すれば適用できる。例えば、形成する鋳造羽根車の羽根部の形状を型開き可能な形状とし、鋳造後、例えば切削、押圧、曲げなどの機械加工を施すことにより羽根部を最終形状とするような手段である。また例えば、コンプレッサ羽根車の隣接する各羽根間の空間形状を有するスライド金型をハブ軸部の軸心に向かって複数対向させ、これによって形成された空間に溶湯を注入して鋳造成形した後に、スライド金型を回動させつつ中心軸の半径方向に移動させて型開きするような手段である。【００４３】
前記本発明のアルミニウム鋳造合金からなる溶湯は、以下のような手段によって製造することができる。まず所要の原料を溶解して金型等のインゴットケースにより鋳造成形し、前記各元素を規定量だけ含有するアルミニウム合金素材を得る。溶解にはガス式や電気式等の直接加熱炉や間接加熱炉、鋳造装置に設けられた溶解坩堝等を用いることができ、攪拌や脱ガス処理を施す等ことが望ましい。また、溶湯は大気中や不活性ガス雰囲気中で取り扱うことが望ましい。【００４４】
また、前記鋳造羽根車の形成における溶湯の鋳造温度や鋳造圧力および鋳造速度、鋳造後の冷却パターン等の鋳造時の諸条件は、コンプレッサ羽根車の形状や、溶湯や鋳造装置等により適宜選択することができる。例えば、プラスターモールド鋳造では、吸引鋳造法、減圧鋳造法、真空鋳造法、あるいは低圧鋳造法等の鋳造手段が適用できる。特に吸引鋳造法や真空鋳造法は、羽根部のような薄肉部においても良好な湯流れ性を確保できるので好適である。
【実施例】
【００４５】
（実施例１）
以下、本発明のアルミニウム鋳造合金につき、実施例によりさらに具体的に説明する。
まず、表１に示すＣｕおよびＮｉの含有量をそれぞれ変えた各組成の合金を用い、それぞれの機械特性の変化傾向を確認した。具体的には、常温（２５℃）において、０．２％耐力（ＪＩＳ−Ｚ２２４１）、伸び（ＪＩＳ−Ｚ２２４１：破断伸び）、引張強さ（ＪＩＳ−Ｚ２２４１）を、ＪＩＳ４号舟型金型を用いて鋳造して得た試供体から複数の試験片を製作し、これら試験片を用いて測定評価した。以下、各元素の含有量はすべて質量％で記載する。なお、表１には、含有しやすい不可避的不純物としてＦｅの含有量を示している。【００４６】
【表１】
2008001758.tif 000003
【００４７】
試験片は、以下の手段により形成して得た。まず、大気雰囲気の電気溶解炉を用いて各合金溶湯を製造し、温度７２０℃の試料溶湯をスプーンにより採取し、型温１００℃のＪＩＳ４号舟形金型（高さ４０ｍｍ、長さ１８０ｍｍ下部幅２０ｍｍ、上部幅３０ｍｍ）に大気中で鋳造形成することにより、各々複数の試供体を得た。
次いで、得られた試供体に対して、ＨＩＰ処理を施した後に、溶体化処理および時効処理（Ｔ６処理）をすべて同一条件で施した。各々の処理条件は、組成を鑑みて好適と考えられる条件を選定した。具体的には、ＨＩＰ処理は、温度５２５℃、加圧力１０３ＭＰａ、時間２ｈという条件で実施し、溶体化処理は、温度５４０℃で１２時間保持した後に湯冷し、時効処理は温度１８０℃で８時間保持した後に空冷した。【００４８】
次に、得られたすべての試供体から、機械加工によって全長９５．０ｍｍで外径１２．７ｍｍ、平行部は長さ１８．５ｍｍで直径６．３５ｍｍの試験片を切り出した。これにより、表１における試験片Ｃ１〜Ｃ６およびＮ１〜Ｎ６を得た。
ＪＩＳ４号舟形金型を用いて鋳造して得られた各々の試験片は、プラスターモールド鋳造やロストワックス鋳造、あるいはダイカストなどによって形成した試験片よりも鋳造組織が粗く形成される。このために、上述したそれぞれの鋳造法によってなる試験片よりも０．２％耐力、伸び、引張強さなどの機械特性が低下してしまう。しかしながら、それぞれの合金組成の機械特性を相対評価することは可能であり、このようなＪＩＳ４号舟型金型を用いる合金の特性評価手段は従来用いられている。【００４９】
試験片Ｃ１〜Ｃ６およびＮ１〜Ｎ６を用い、常温（２５℃）において０．２％耐力（ＭＰａ）、伸び（％）、引張強さ（ＭＰａ）を測定した。測定結果を上記表１に示すとともに、Ｃｕの含有量を変化させた場合の０．２％耐力、伸び、引張強さの変化傾向を図２に示し、Ｎｉの含有量を変化させた場合の変化傾向を図３に示す。
Ｎｉ等の含有量をほぼ一定としてＣｕの含有量を変化させた場合（Ｃ１〜Ｃ６）、０．２％耐力は、Ｃｕの含有量の増加とともに増大していく傾向を有し、Ｃｕの含有量が３．０〜５．０％では３００ＭＰａ以上となることが確認できた。しかしながら、Ｃｕの含有量が５．０％を超えると、大きく低下していく傾向が認められた。伸びは、Ｃｕの含有量によっては２％程度で安定化する傾向を有し、Ｃｕの含有量が少ない場合や多い場合には増大していく傾向が確認できた。引張強さは、３８０ＭＰａ以上が得られ、Ｃｕの含有量の増加とともに増大していく傾向が認められた。【００５０】
よって、ＪＩＳ４号舟形金型を用いて鋳造した試験片から得られた、Ｃｕの含有量に対するそれぞれの機械特性の変化傾向より、Ｃｕを３．２〜５．０％含ませると、適度な伸びを有しつつ、３００ＭＰａ以上の０．２％耐力が得られ、引張強さも３８０ＭＰａ以上が得られることがわかった。また、Ｃｕを３．５〜５．０％含ませると、伸びを安定化させつつ、３００ＭＰａ以上の０．２％耐力が得られることがわかった。さらには、Ｃｕを４．０〜５．０％含ませると、適度な伸びを有しつつ、３３０ＭＰａ以上の０．２％耐力および４００ＭＰａ以上の引張強さが得られることがわかった。【００５１】
また、Ｃｕ等の含有量をほぼ一定としてＮｉの含有量を変化させた場合（Ｎ１〜Ｎ６）、０．２％耐力は、Ｎｉの含有量によってはピークを形成する傾向を有し、Ｎｉの含有量が少ない０．８％未満では低下していく傾向が認められた。伸びは、Ｎｉの含有量の増加によって低下していく傾向が認められた。引張強さは、Ｎｉの含有量の増加によって低下していく傾向が認められた。
よって、ＪＩＳ４号舟形金型を用いて鋳造した試験片から得られた、Ｎｉの含有量に対するそれぞれの機械特性の変化傾向より、Ｎｉを０．８〜３．０％含ませると、適度な伸びを有しつつ、３００ＭＰａ以上の０．２％耐力が得られ、引張強さも３５０ＭＰａ以上が得られることがわかった。また、Ｎｉを１．０〜２．０％含ませると、適度な伸びを有しつつ、３００ＭＰａ以上の０．２％耐力および４００ＭＰａ以上の引張強さが得られることがわかった。【００５２】
以上より、上述した機械特性を好適とするためには、ＣｕとＮｉの含有量を好適に選定することが重要であることが確認できた。そして、本発明のアルミニウム鋳造合金においては、Ｃｕ：３．２〜５．０％、Ｎｉ：０．８〜３．０％を含むことにより、良好な機械特性が得られることが確認できた。また、さらに安定かつ良好な機械特性を得るためには、Ｃｕ含有量は、望ましくは３．５〜５．０％とすること、さらに望ましくは４．０〜５．０％とすることが好適であることが確認できた。また、Ｎｉの含有量は、望ましくは１．０〜２．０％とすることが好適であることが確認できた。【００５３】
（実施例２）
次に、本発明のアルミニウム鋳造合金は、上述したようにＪＩＳ４号舟形金型を用いて鋳造して得た試験片においては、良好な機械特性を有することができるとわかった。そこで、本発明のアルミニウム鋳造合金からなる溶湯を用いて、図１Ａ、図１Ｂに示す鋳造コンプレッサ羽根車（羽根車１）を形成し、得られた羽根車１から試験片を切り出して各種の機械特性を評価した。同様に、本発明の比較例となる従来の鋳造合金であるＡＳＴＭ規定の３５４．０（以下、Ａ３５４という）についても評価した。また、鋳造合金ではないものの、鍛造素材から削り出して製造される鍛造コンプレッサ羽根車において一般に使用されるアルミニウム鍛造合金のＡＳＴＭ規定の２６１８（以下、Ａ２６１８という）についても、素材を購入して機械特性を評価した。上記評価した合金組成を表２に示す。【００５４】
【表２】
2008001758.tif 000004
【００５５】
具体的には、表２に示す組成を有するアルミニウム鋳造合金からなる溶湯を用い、図１Ａ、図１Ｂに示す羽根車１をプラスターモールド鋳造法を適用して形成した。まず、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。次に、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６とスプリッタ羽根７およびハブ軸部２が一体に形成された鋳造羽根車を、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。また、前記鋳造羽根車に鋳造欠陥が内在していた場合、鋳造コンプレッサ羽根車としての機械特性を損ねることがある。それ故に、前記鋳造羽根車に鋳造欠陥があったとしても機械特性を損ねない程度に微小化しておくために、得られた前記鋳造羽根車に対してＨＩＰ処理（熱間静水圧加圧処理）を５２５℃、１０３ＭＰａ、２ｈで実施した。【００５６】
次に、得られた前記鋳造羽根車に対して溶体化処理および時効処理を実施した。溶体化処理および時効処理を実施するにあたり、溶体化処理では生産性を考慮し、できる限り保持する時間を短縮できるように選定した。具体的には、ブリスター等を生じ難いと推測される温度であって、できる限り高い温度と考えられる５４０℃を選定し、１２ｈ保持した。これに対し、時効処理では、常温（２５℃）での伸びを少なくとも５％以上にすることができると推測される１８０℃を選定し、８ｈ保持した。【００５７】
上述のように選定した処理条件により、得られた前記鋳造羽根車に対して溶体化処理および時効処理を実施した。処理条件の選択については、従来の鋳造合金であるＡ３５４からなる鋳造羽根車に対しても同様に組成を考慮して実施し、溶体化処理を５２５℃で８ｈ、時効処理を１６３℃で８ｈで実施した。なお、従来の鍛造合金であるＡ２６１８からなる鋳造羽根車は、Ｔ６処理されているものの具体的な処理条件は不明である。【００５８】
上述した製造方法により、本発明のアルミニウム鋳造合金を用い、鋳造コンプレッサ羽根車を得ることができた。得られた羽根車１は、例えば自動車のディーゼルエンジン用コンプレッサ羽根車に適用できる形状を有するものであって、最大径φ８０ｍｍ（ハブディスク部３）、全高５５ｍｍ（ハブ軸部２）、長羽根６とスプリッタ羽根７の合計枚数１２枚、羽根先端肉厚０．４〜０．６ｍｍの寸法を有するものである。【００５９】
次に、得られた羽根車１のハブディスク３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（２５℃）における０．２％耐力、伸び、引張強さを測定した。また、常温に加え、１５０℃、２００℃、および２５０℃での０．２％耐力、伸び、引張強さを測定した。なお、鍛造合金Ａ２６１８からなる鍛造羽根車については、購入した鍛造羽根車自体から試験片を切り出した。
測定結果を表３に示す。これらの試験法についてはＪＩＳ−Ｚ２２４１、Ｇ０５６７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。【００６０】
【表３】
2008001758.tif 000005
【００６１】
本発明のアルミニウム鋳造合金を用いて形成された鋳造コンプレッサ羽根車は、常温（２５℃）において、いずれも３００ＭＰａを超える０．２％耐力、５．０％を超える伸び、４００ＭＰａを超える引張強さを有することができた。特にＮｏ．３〜５の組成を有する場合、０．２％耐力は３６０ＭＰａ、引張強さは４５０ＭＰａに達し、従来の鋳造合金Ａ３５４よりも格段に優れ、従来の鍛造合金Ａ２６１８と同等あるいはそれ以上の特性を有していた。また、１５０℃においては、従来の鍛造合金Ａ２６１８と同等の３４０ＭＰａ程度の０．２％耐力、３９０ＭＰａ程度の引張強さを有することができた。さらに、２００℃においては、従来の鍛造合金Ａ２６１８を超える３２０ＭＰａ程度の０．２％耐力、３５０ＭＰａ程度の引張強さを有することができた。さらにまた、２５０℃の高温域であっても２７０ＭＰａの０．２％耐力、２８０ＭＰａの引張強さを有していた。そして、常温（２５℃）〜２００℃において、さらには２５０℃までの温度域において、５％以上の伸びを有することもできた。【００６２】
次に、本発明のアルミニウム鋳造合金において、溶体化処理および時効処理の後のミクロ組織を調べてみた。具体的には、上記表３に示すＮｏ．３、５の組成を有する鋳造コンプレッサ羽根車から試験片を切り出して調べた。なお、ＣｕとＮｉの含有量の関係において、Ｎｏ．５は式：Ｎｉ≦１．０８Ｃｕ−２．０％を満足し、Ｎｏ．３は前記式を満足しない組成を有する。なお、いずれも式：Ｎｉ≦１．０８Ｃｕ−２．４３％については満足している。
Ｎｏ．３の組織においては、Ｎｏ．５の組織に比べて、多量の晶出物が認められた。また、それぞれで認められた晶出物をＳＥＭ分析（マップ分析）したところ、晶出物の主成分はＣｕとＮｉであることがわかった。さらに定量分析により、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。これらの各種分析により、上記晶出物は、Ａｌ５ＮｉＣｕ（Ｙ相）であることがわかった。これより、ＣｕおよびＮｉの含有量を調整する等によってＹ相の晶出を最適化することは、０．２％耐力や引張強さを向上させるためには有効であることが推測できた。【００６３】
また、上記Ｎｏ．４の組成（Ｃｕ：４．０８％、Ｎｉ：１．９９％、Ｍｇ：１．６０％、Ｔｉ：０．１０％、Ｓｉ：０．６０％、Ｆｅ：０．１３％、Ｂ：０．０１７％）と、上記表１に示すＣ３の組成（Ｃｕ：４．０１％、Ｎｉ：１．７１％、Ｍｇ：１．６８％、Ｔｉ：０．１０％、Ｓｉ：０．５５％、Ｆｅ：０．１０％、Ｂ：０．０１９％）とは、Ｎｉ含有量に０．２８％の差はあるもののほぼ同等の組成であるといえる。
よって、本発明のアルミニウム鋳造合金は、プラスターモールド鋳造を適用して形成することにより、ＪＩＳ４号舟形金型を用いて鋳造するよりも、０．２％耐力や引張強さなどの機械特性が、少なくとも５％以上の伸びを有しつつ、さらに優れたものになると期待できることがわかった。【００６４】
（実施例３）
本発明のアルミニウム鋳造合金の一例において、好適な機械特性が得られる溶体化処理および時効処理の処理条件を選定した。選定には、上記表２においてＮｏ．３で示す本発明のアルミニウム鋳造合金の一例となる組成（Ｃｕ：３．５４％、Ｎｉ：２．８１％、Ｍｇ：１．３８％、Ｔｉ：０．１０％、Ｓｉ：０．０６％、Ｆｅ：０．１３％、Ｂ：０．０１７％）を有する鋳造羽根車を用いて実施した。なお、ＨＩＰ処理を実施しない場合と、５２５℃、１０３ＭＰａ、２ｈで実施した場合についても評価した。
また、溶体化処理および時効処理を選定するにあたり、溶体化処理は、本発明のアルミニウム鋳造合金の組成を考慮すれば、４８０〜５５０℃、６〜１６ｈの範囲で選定することが好適であると予測された。また、溶体化処理では生産性を考慮し、できる限り保持する時間を短縮できるように処理条件を選定することとし、ブリスター等を生じ難いと推測される温度であって、できる限り高い温度と予測された５４０℃で１２ｈ保持する処理条件を選定した。このように溶体化処理を特定条件で実施し、時効処理について処理条件を変えて実施した。結果を表４に示す。【００６５】
【表４】
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【００６６】
溶体化処理を５４０℃で１２ｈとし、時効処理を表４に示すようにそれぞれ処理した場合、伸びは、時効処理の温度が高くなるほど、時間が長くなるほど、低下する傾向が認められた。０．２％耐力は、伸びとは逆に、時効処理の温度が高くなるほど、時間が長くなるほど、増大する傾向が認められた。引張強さは、０．２％耐力ほど顕著ではないが同様の傾向が認められ、いずれの条件においても４３０ＭＰａ以上を有していた。この結果より、時効処理では、温度２００℃を超えると、常温（２５℃）での伸びを少なくとも５％以上にできないことがあることがわかった。また、温度１５０℃未満では、伸びは十分であるものの、０．２％耐力が低下してしまうことが推測できた。また、機械特性の優劣は、ＨＩＰ処理の有無によっては決まらないことが確認できた。【００６７】
よって、本発明のアルミニウム鋳造合金の一例となる組成（Ｃｕ：３．５４％、Ｎｉ：２．８１％、Ｍｇ：１．３８％、Ｔｉ：０．１０％、Ｓｉ：０．０６％、Ｆｅ：０．１３％、Ｂ：０．０１７％）においては、機械特性を好適にできる処理条件が存在することが確認された。また、上記組成の場合、生産性やコストを考慮し、かつ、好適な機械特性を得ようとすれば、溶体化処理を５４０℃で１２ｈ、時効処理を、温度１８０℃、時間８ｈで実施することが好適であることがわかった。【００６８】
以上の実施例により、本発明のアルミニウム鋳造合金は、常温（２５℃）、および１５０〜２００℃、さらに２５０℃といった高温においても、例えば５．０％以上の好適な伸びを有することができるとともに、優れた０．２％耐力や引張強さを得ることができることが確認された。また、ＣｕおよびＮｉの含有量をより好適に選定することにより、従来の鍛造合金Ａ２６１８にも優る０．２％耐力や引張強さが得られることがわかった。したがって、本発明のアルミニウム鋳造合金を用いて形成した鋳造コンプレッサ羽根車は、使用環境が従来よりも高温の１５０〜２００℃といった温度領域であっても、優れた特性を有する鋳造コンプレッサ羽根車であることがわかった。
【図面の簡単な説明】
【００６９】
【図１Ａ】本発明の鋳造コンプレッサ羽根車の一例を示す斜視図である。
【図１Ｂ】図１Ａに示す鋳造コンプレッサ羽根車の模式的側面図である。
【図２】Ｃｕ含有量を変化させた場合のアズキャスト状態のアルミニウム合金材の０．２％耐力、伸び、引張強さを示すグラフである。
【図３】Ｎｉ含有量を変化させた場合のアズキャスト状態のアルミニウム合金材の０．２％耐力、伸び、引張強さを示すグラフである。
【符号の説明】
【００７０】
１．鋳造コンプレッサ羽根車
２．ハブ軸部
３．ハブディスク部
４．ハブ面
５．ディスク面
６．長羽根
７．スプリッタ羽根
【図１Ａ】
2008001758.tif 000007
【図１Ｂ】
2008001758.tif 000008
【図２】
2008001758.tif 000009
【図３】
2008001758.tif 000010
【国際調査報告】
2008001758.tif 000011
2008001758.tif 000012