(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
冷媒ガスの吸入、圧縮及び吐出が行われる圧縮室を備える気体圧縮機において、該圧縮室を形成する摺動用部材又は該摺動用部材の母材に、８〜１５％のＳｉと、８〜１５％のＣｕと、０．１〜２．０％のＭｇとを含み、残部はアルミニウム及び不可避不純物からなり、合金組織中に１０μｍ以上１００μｍ以下の初晶Ｓｉを含み、かつ１０μｍ以下の共晶Ｓｉ及びＣｕ系の晶出物を合計４０％以下の面積率で均一に分布させた耐摩耗性アルミニウム合金押出材を用いたことを特徴とする気体圧縮機。
【請求項２】
前記摺動用部材又は該摺動用部材の母材は、硬度がＨＲＢ７８以上であることを特徴とする請求項１記載の気体圧縮機。
【請求項３】
前記摺動用部材又は該摺動用部材の母材は、熱膨張係数が２１．５×１０−６以下であることを特徴とする請求項１又は請求項２記載の気体圧縮機。
【請求項４】
前記摺動用部材は前記圧縮室の外壁を形成する円筒状のシリンダに対し、該外壁の内周面に沿って摺動するベーンであり、該ベーンは、前記耐摩耗性アルミニウム合金押出材を用いた母材と、該母材の周囲に膜状に付着されたＮｉを含むメッキとを備えたことを特徴とする請求項１、２又は３記載の気体圧縮機。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は気体圧縮機に係わり、特に硬度が高く、永久伸びが小さく、かつ安価な圧縮機用耐摩耗性アルミニウム合金押出材を用いた気体圧縮機に関する。
【０００２】
【従来の技術】
気体圧縮機は、室内空調用や冷凍用に用いられている。気体圧縮機５０は図１４に示す如く圧縮機本体１を有し、圧縮機本体１は一対のサイドブロック２、３間に介挿されたシリンダ４を備えてなり、シリンダ４内にはロータ５が回転可能に配設されている。
【０００３】
ロータ５には端面間を貫通する回転軸６が一体に設けられており、回転軸６は両サイドブロック２、３のそれぞれに設けられた軸受孔７、８に回転可能に嵌合し、また、その回転軸先端側６ａは軸受孔７より突出し、さらにフロントヘッド９を貫通するように延長形成されている。
回転軸先端側６ａの外局面側にはシール室１０が設けられており、このシール室１０には軸受孔７と回転軸６との軸受すきまＧを介し潤滑油が供給される。
【０００４】
図１５に、図１４中のＡ−Ａ矢視線断面図を示す。ロータ５の外周面には径方向にベーン溝１２が形成され、ベーン溝１２にはベーン１３が摺動可能に装着されている。そして、ベーン１３は、ロータ５の回転時には遠心力とベーン溝底部の油圧とによりシリンダ４の内壁に付勢される。
【０００５】
シリンダ４内は、一対のサイドブロック２、３、ロータ５、ベーン１３、１３・・により複数の小室に仕切られている。これらの小室は圧縮室１４、１４・・と称され、ロータ５の回転により容積の大小変化を繰り返す。
【０００６】
このような圧縮機本体１においては、ロータ５が回転して圧縮室１４、１４・・の容積が変化すると、その容積変化により吸入口３５に通じる吸入室１５の低圧冷媒ガスを吸気し圧縮する。サイドブロック３とケース５２により吐出室１９が形成されている。そして、圧縮後の高圧冷媒ガスは吐出ポート１６、吐出弁１７、油分離器１８等を介して吐出室１９に吐出される。
【０００７】
このとき、油分離器１８では高圧冷媒ガスから油分を分離し、分離の油分は吐出室１９の底部に溜り、潤滑油の油溜り２０を形成する。油分の分離された高圧冷媒ガスは、吐出口３６より外部の図示しない熱交換器等に供給される。
油溜り２０の潤滑油は、オイル通路２１を介してベーン溝底部や軸受すきまＧ（摺接部）側に圧送供給される。
【０００８】
かかる気体圧縮機５０において、ロータ５とベーン１３は共にアルミ合金で形成されている。このため、摺動上の問題から図１６に示すように、ベーン１３は母材３１の表面に膜厚１０〜３０μｍ程度のＮｉベースのメッキ３３を施している。Ｎｉベースのメッキ３３は、例えばニッケルとリンの化合物、ニッケルとリンとコバルトの化合物、ニッケルとボロンの化合物、ニッケルとリンとボロンの化合物等である。
【０００９】
このメッキ３３は硬いため、母材３１が柔らかいと外力が加わった場合の母材３１の変形にメッキ３３の変形が追従できず、メッキ３３の割れが発生してしまう。
そこで、母材３１には比較的高硬度なアルミ合金が要求され、従来は５〜１０重量％（以下、％と略す）程度の鉄、ニッケル等を含む１５〜２５％Ｓｉ程度の焼結アルミ合金をＴ６処理して使用していた。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、この様な焼結アルミ合金はコストが高いため、コストダウンのために、より安価な溶製アルミ合金を母材に使用することが求められていた。
【００１１】
ここに、溶製アルミ合金について様々な耐久性評価を実施したところ、メッキ後の初期硬度がＨＲＢ（ロックウェルのＢスケール）７８以上であれば、溶製アルミ合金でもメッキ３３の割れが発生せず、使用できることが判った。
【００１２】
この点で、Ｔ６処理した溶製アルミ合金は、硬度の点では十分に使用可能であるが、実施運転時の発生熱に伴う永久伸び（例えば１８０度、５０時間で５０μｍ伸びる）を生ずる。永久伸びとは、熱により生じた伸びが、冷却されて元の温度になっても、元の寸法に戻らない状態をいう。
【００１３】
永久伸びを生じた場合、ベーン１３とサイドブロック２又は３の間が密着し過ぎ、発熱や破損等の問題を生ずる。また永久伸びを考慮して、ベーン１３とサイドブロック２又は３の間に隙間を広く設定した場合には、冷媒ガスがこの隙間より漏れてしまうおそれがあった。このため、Ｔ６処理した溶製アルミ合金を使用することは困難であった。
【００１４】
かかる永久伸びを抑えるため、従来の溶製アルミ合金ではＴ７処理をしている。しかしながら、このＴ７処理では、量産でＨＲＢ７８以上を保証することが出来なかった。
【００１５】
本発明はこのような従来の課題に鑑みてなされたもので、硬度が高く、永久伸びが小さく、かつ安価な圧縮機用耐摩耗性アルミニウム合金押出材を用いた気体圧縮機を提供することを目的とする。
【００１６】
【課題を解決するための手段】
このため本発明は、冷媒ガスの吸入、圧縮及び吐出が行われる圧縮室を備える気体圧縮機において、該圧縮室を形成する摺動用部材又は該摺動用部材の母材に、８〜１５％のＳｉと、８〜１５％のＣｕと、０．１〜２．０％のＭｇとを含み、残部はアルミニウム及び不可避不純物からなり、合金組織中に１０μｍ以上１００μｍ以下の初晶Ｓｉを含み、かつ１０μｍ以下の共晶Ｓｉ及びＣｕ系の晶出物を合計４０％以下の面積率で均一に分布させた耐摩耗性アルミニウム合金押出材を用いたことを特徴とする。
【００１７】
気体圧縮機の圧縮室を形成する摺動用部材又はこの摺動用部材の母材に、耐摩耗性アルミニウム合金押出材を用いる。摺動用部材は、メッキ等をせずにそのまま加工して用いることも可能であるが、摺動用部材の母材として用い、外周をメッキ等して用いてもよい。
【００１８】
耐摩耗性アルミニウム合金押出材を用いることで、気体圧縮機の寿命を長く、かつ安価とすることが出来る。
また、本発明は、前記摺動用部材又は該摺動用部材の母材は、硬度がＨＲＢ７８以上であることを特徴とする。
【００１９】
硬度がＨＲＢ７８以上であるため、ベーンのメッキ割れを防ぐことが出来る。量産時の最低硬度でＨＲＢ７８が保証されているので、圧縮室を形成する摺動用部材に適している。
【００２０】
更に、本発明は、前記摺動用部材又は該摺動用部材の母材は、熱膨張係数が２１．５×１０−６以下であることを特徴とする。
【００２１】
熱膨張係数が小さいため、運転時の熱に伴うベーンの伸びを小さく抑えられる。このため、永久伸びが小さく、安価であり、圧縮室を形成する摺動用部材に適している。
【００２２】
更に、本発明は、前記摺動用部材は前記圧縮室の外壁を形成する円筒状のシリンダに対し、該外壁の内周面に沿って摺動するベーンであり、該ベーンは、前記耐摩耗性アルミニウム合金押出材を用いた母材と、該母材の周囲に膜状に付着されたＮｉを含むメッキとを備えて構成した。
【００２３】
耐摩耗性アルミニウム合金押出材を、気体圧縮機の圧縮室を形成するベーンに用いたことにより、ベーンのメッキ割れを生じ難く、運転時の熱に伴うベーンの伸びを小さく抑えられる。そして、ベーンを安価に製造出来る。
【００２４】
更に、本発明は圧縮機用耐摩耗性アルミニウム合金押出材の製造方法であり、８〜１５％のＳｉと、８〜１５％のＣｕと、０．１〜２．０％のＭｇとを含み、残部はアルミニウム及び不可避不純物からなる合金を、４８０〜５００℃で２〜４時間溶体化処理した後、焼入れし、１９０〜２１０℃で過時効処理することにより、該合金組織中に１０μｍ以上１００μｍ以下のＳｉ粒子を６０個／ｍｍ２  以下含み、かつ１０μｍ以下のＳｉ粒子及びその他の晶出物を合計４０％以下の面積率で均一に分布させた耐摩耗性アルミニウム合金押出材を製造することを特徴とされてもよい。
【００２５】
Ｓｉは８〜１５％添加する。Ｓｉ添加によって母材中に硬質の初晶Ｓｉ、共晶Ｓｉ粒子が分散し、母材の高度、耐摩耗性を向上させる。また添加量の増加にともない熱膨張係数が小さくなる（図１０）。
【００２６】
ただし、Ｓｉ含有量が上記下限値以下であるとその効果は小さく、上限値以上であると粗大な初晶Ｓｉが生じるため逆に機械的性質が劣化したり、押出加工性が悪くなったり、切削において工具寿命が短くなる等の問題が起こる。従って上記組成範囲が望ましく、特に１０．０〜１２．０％が好ましい。
【００２７】
また、Ｃｕは８〜１５％添加する。Ｃｕはアルミニウム母相への固溶硬化、あるいは熱処理時にＡｌ−Ｃｕ（−Ｍｇ）相を析出することによって母材の硬度を向上させる。Ｃｕには、熱膨張率を小さくする効果がある（図１０）。
【００２８】
状態図からＣｕのＡｌへの最大固溶量は５％程度であるが、鋳造時に晶出物として生じることを考慮すると、固溶・析出効果に有効に働くＣｕ量を十分にするには８．０％以上の添加が望ましく、また１５．０％を越えると上記の効果が飽和すると同時に粗大晶出物の増加による機械的性質の劣化が危惧される。さらに好ましい組成範囲は９．０〜１２．０％である。
【００２９】
更に、Ｍｇは０．１〜２．０％添加する。Ｍｇは、Ｓｉ及びＣｕとの析出物を形成し母材硬度を向上させる。添加量が０．１％未満ではその効果は小さく、２．０％を越えるとその効果が飽和する。従って組成範囲を上記のように決定した。
【００３０】
耐摩耗性アルミニウム合金押出材は、溶解鋳造後、押出加工によって成形する。押出した製品を溶体化処理、時効処理することにより所定の機械的性質を得る。
【００３１】
４８０〜５００℃で２〜４時間溶体化処理した後、焼入れする。溶体化処理は、後の時効処理での析出物形成のため、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｉの溶質元素を母相中に十分に固溶させることを目的として行う。その温度が４８０℃未満である場合、溶質元素の固溶量が十分ではなく、時効後の硬度不足の原因となる。
【００３２】
また、５００℃を越えると共晶融解を起こし、材料中にふくれなどの欠陥が生じる恐れがある。従って溶体化処理温度は上記の範囲で行うべきであり、特に４９５〜５００℃程度が望ましい。また、溶体化時間は２時間未満だと溶質元素の固溶が十分になされず、一方４時間以上行ってもその効果は向上しない。
【００３３】
次に、１９０〜２１０℃で過時効処理を行う。時効温度は２００℃付近が望ましい。理由は、本組成合金において２１０℃より高温で時効した場合、時効曲線における最高硬度が低下し、所定の硬度を得ることができなくなるためである。また、本合金は高い寸法安定性を得るために過時効で使用することが好ましいが、低温で時効すると過時効に達するまでに長時間を要する。従って上記の時効温度が望ましい。
【００３４】
なお、時効時間は、十分な硬度と良好な寸法安定性を両立できる時間を用途に応じて２〜１０時間の範囲で決定すべきである。
以上により、耐摩耗性アルミニウム合金押出材は、硬度が高く、永久伸びが小さく、かつ安価とすることが出来る。
【００３５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施形態について説明する。図１６において、ベーン１３の母材３１は、耐摩耗性アルミニウム合金押出材で作製されている。この耐摩耗性アルミニウム合金押出材は、８〜１５％のＳｉと、８〜１５％のＣｕと、０．１〜２．０％のＭｇとを含み、残部はアルミニウム及び不可避不純物からなっている。そして、この表面に膜厚１０〜３０μｍ程度のＮｉベースのメッキ３３が施されている。
【００３６】
【実施例】
図１に、耐摩耗性アルミニウム合金押出材の試作合金の化学組成を示す。Ｃｕ量が８．０％以上の合金Ｎｏ．１０（実施例１）及び合金Ｎｏ．５（実施例２）、合金Ｎｏ．６（実施例３）、合金Ｎｏ．７（実施例４）を今回の発明の実施例とし、Ｃｕ量がそれより少ない合金Ｎｏ．０（比較例１）及び合金Ｎｏ．１（比較例２）を従来品の例として比較を行った。
製造条件は、次の通りである。
【００３７】
上記組成の合金を３インチ（試作合金Ｎｏ．１，Ｎｏ．５〜Ｎｏ．７）及び８インチ（合金Ｎｏ．０，Ｎｏ．１０）ビレットに鋳造した後、これを４９０〜５００℃×１０時間で均質化処理し、押出製品速度２〜２．５ｍ／ｍｉｎ．で厚さ３．５ｍｍの平板形状に押出した。こうして作製した製品を３０ｍｍ程度に切断し、４９５±２℃×２．５時間の溶体化処理を行った後、水焼き入れし、直ちに２００℃×２〜８時間の時効処理を行った。
【００３８】
以下に、ミクロ組織観察、熱膨張率、硬度（ＨＲＢ）、２００℃熱処理での寸法変化量測定を行った結果を示す。熱膨張率は室温〜３００℃、寸法変化は２００℃×２、６、８時間時効品について２００℃熱処理した際の寸法変化量の最大値を示した。
【００３９】
まず、ミクロ組織について説明する。
本発明品のミクロ組織を図２〜図５に、また従来品のミクロ組織を図６〜図７に示す。いずれの合金においても、濃灰色に見える共晶Ｓｉと淡灰色に見えるＣｕ系の晶出物が存在し、稀に粗大な初晶Ｓｉが見られた。
【００４０】
共晶Ｓｉの分布は、本発明中の合金Ｎｏ．１０が他に比べて均一で微細に見える。また、合金ＮＯ．１０においては初晶Ｓｉが極めて少なかった。これは凝固時の冷却速度が速いためであると思われる。他の合金については共晶Ｓｉサイズは不均一であり、初晶Ｓｉも９０μｍ以下のものが存在した。
【００４１】
ただし、共晶Ｓｉの平均サイズは合金ＮＯ．１０を含めた全合金で３．１〜３．５μｍであり大きな差はなかった。また、共晶Ｓｉの面積率は合金ＮＯ．１０が大きかったが、これによる特性の違いについては不明である。
【００４２】
Ｃｕ系の晶出物に関しては、Ｃｕ添加量の多い本発明品においては２０％以上となり、従来品の１６％と比べ多くなっている。ただし、凝固時の冷却速度が速いと思われる合金ＮＯ．１０においては、Ｃｕ添加量を増加しているにもかかわらず１６．３％と従来品並であった。なお、晶出物サイズ、面積率の測定は、０．１ｍｍ２  程度の視野を２〜３視野観察することによって行った。
【００４３】
以上の結果から本発明品の組織の特徴は初晶Ｓｉサイズ：９０μｍ以下、共晶Ｓｉサイズ：４μｍ以下、共晶Ｓｉ面積率：１４〜１８％、Ｃｕ系晶出物面積率：１６〜２１％であった。
【００４４】
次に、図８に発明品と従来品の諸性質の比較を示す。本発明品は従来品に比べ特にＣｕ量を増加している。また、Ｃｕ量、Ｍｇ量を変化させその影響を調べた。
【００４５】
まず、熱膨張率について説明する。
図９に合金組成と線膨張係数の関係を示す。図９によれば、実施した組成範囲において、熱膨張係数に対するＭｇ量の影響は小さく、Ｃｕ量の増加にともない小さくなっている。
【００４６】
図１０に、Ａｌ合金の熱膨張率に及ぼす添加元素の影響について示したが、これによるとＣｕ添加は熱膨張率を小さくし、Ｍｇ添加は熱膨張率を大きくする。これは母相のＡｌに対してＣｕの熱膨張率が小さく、Ｍｇの熱膨張率が大きいためであり、これらの複合効果によって製品の熱膨張率が決まるものと思われる。
【００４７】
ただし、本実施例において、Ｃｕに対してＭｇの添加量が少ないため、熱膨張率がＣｕ量のみに影響されるように見えると考えられる。従って、Ｃｕを増加した本発明品は、従来品と比較して熱膨張率を最大で１．２×１０−６小さくすることができた。
【００４８】
次に、硬さ（ＨＲＢ）について説明する。
硬さについては、Ｃｕ、Ｍｇ量双方の増加にともない向上しており、Ａｌ−Ｃｕ−ＭｇあるいはＭｇ２  Ｓｉ析出物の増加が硬さに寄与しているものと思われる。
【００４９】
図１１に、Ｃｕ量及びＭｇ量とＨＲＢとの関係を示したが、Ｃｕ添加量が最大１２％までの範囲でＣｕによる硬度上昇の効果を確認した。特に、Ｃｕ添加量が７．５％から９．５％で硬さの増加が著しい。また、Ｍｇ量の増加によっても硬度が上昇したがその影響は小さい。
【００５０】
ミクロ組織観察結果から、Ｃｕ晶出物量が同等である発明品合金ＮＯ．１０と従来品合金ＮＯ．０及び合金１とを比較すると、同一時効条件では合金ＮＯ．１０の硬度がもっとも高かった。これは、従来品に対するＣｕの増分が母相中に固溶し、時効硬化に有効に効いているものと思われる。
【００５１】
これらに比べて、Ｃｕ添加の多い合金５、６、７においては、Ｃｕ晶出物量が増加しているため、Ｃｕ添加は９．５％付近で実質的に飽和状態に近づいているものと思われ、Ｃｕ添加が９．５％から１２％迄の硬度上昇は小さい。ただし、Ｃｕ添加が９．４％から９．６％で晶出物が増えた後、９．６％から１２％で晶出量が変化しない理由についてはわからない。
【００５２】
また、Ｍｇ量が多い合金は、若干硬度の増加が見られたがその影響ははっきりしない。例えば、合金ＮＯ．１０と合金７を比較した場合、合金７は合金ＮＯ．１０に対してＣｕ量はやや多いが晶出物量も多く、Ｃｕが十分に析出硬化に寄与しているとは思えない。これを考慮すると合金７の合金ＮＯ．１０に対する硬度増加は大きいといえる。
【００５３】
この理由として、Ｍｇの０．６５から０．７９パーセントの増分が硬度上昇に影響しているものと考えられるが、一方、Ｍｇを０．６５から１．００％とした合金ＮＯ．０と合金１では合金１の硬度増加は少なかった。
以上により、本実験においては特にＣｕ量を９．４〜１２％とすることにより、従来品よりも約１．５〜４のＨＲＢの向上を実現できた。
【００５４】
次に、析出に伴う寸法変化（水久成長）について説明する。
寸法変化量の測定は、時効処理した押出剤から３ｍｍ×５ｍｍ×長さ２９ｍｍの試験片を作成し、２００℃の熱処理前後にその長さをマイクロメータで実測することによって行った。
【００５５】
図１２に、Ｃｕ及びＭｇ量と２００℃×８時間時効品の寸法変化の最大値の関係を示した。これによると、Ｍｇの添加量の多い組成で寸法変化が小さくなることがわかる。この寸法変化は、溶質元素の析出にともない起こるものであり、初期の母相の過飽和度が大きいほど、寸法変化の値は大きくなるものと思われる。
【００５６】
従って、添加元素量が多く、硬度が高い本発明品は、同一時効条件では従来品と比べ過飽和度が同等以上であると思われることから、従来品と比べ寸法変化が大きくなることが予想される。
【００５７】
ところが、図８に示すとおり、本発明品よりも従来品の方が寸法変化が大きい場合があった。この点に関しては、図１３に示すように、Ｍｇの添加がＡｌ−Ｃｕ合金の寸法変化を抑制する効果があるとの報告があり、本実験においてもＭｇ添加量の多い合金の寸法変化が小さかった。
【００５８】
この理由についてははっきりとはわからないが、寸法変化の値は析出相の種類によって異なることがわかっている。今回の実験例においてはＣｕ及びＭｇ量を変えた合金を作製しているため、合金中にＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ析出物とＡｌーＣｕ析出物の２種類が存在し、その比率が各合金で異なっていると考えられる。これら２種類の析出物のうち、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇの析出の方が母相に与える影響が小さいため、Ｍｇを多くした方が寸法変化が小さくなることが推定される。
【００５９】
また、図８によると、前述のように同一時効条件では、本発明品が従来品に比べ硬度が高かった。一方、寸法変化はサンプル間でバラツキがあり、発明品が特に優れているとは言えない。しかし、本発明品が従来品に比べ硬度が高いことを考慮すると、より過時効にして寸法変化を小さくしても従来品と同等の硬度を得られたり、あるいは寸法変化の増加を抑制しつつ高い硬度を得ることができる。
【００６０】
例えば、合金ＮＯ．１０と合金１を比較すると、同一時効条件では合金１の方が寸法変化が小さいが、硬度は合金ＮＯ．１０の方が高い。ただし、合金１の２００℃×６時間と合金ＮＯ．１０でより過時効の２００℃×８時間を比較すると、合金ＮＯ．１０の方が硬度が高く寸法変化は同等である。このように、本発明においては、時効条件を調整することにより、硬度の維持と寸法変化の抑制が両立出来る。
【００６１】
次に、このように作製された耐摩耗性アルミニウム合金押出材を、ベーン１３の母材３１の形にするため切削や研磨を施す。また、加工の完了した母材３１の表面には、膜厚２０μｍ程度のニッケルとリンの化合物からなるメッキ３３を施す。メッキは電解メッキでも無電解メッキでもよい。シリコン粒子は、共晶化されているため、母材３１の表面に均一にメッキを塗布することができる。このときの母材３１の硬度は、例えばＨＲＢ８０である。
【００６２】
以上により、気体圧縮機５０のベーン１３に安価な耐摩耗性アルミニウム合金押出材を使用できるため、大幅なコストダウンを実現できる。
【００６３】
【発明の効果】
以上説明したように本発明によれば、耐摩耗性アルミニウム合金押出材に所定量のＳｉ、Ｃｕ、Ｍｇを含ませたことで、硬度が高く、永久伸びが小さく、かつ安価とすることが出来る。そして、量産時の最低硬度でＨＲＢ７８を保証することが可能となる。
【００６４】
また、この耐摩耗性アルミニウム合金押出材を気体圧縮機の圧縮室を形成する摺動用部材等に用いたことで、摺動用部材を安価に作成出来る。
【図面の簡単な説明】
【図１】  耐摩耗性アルミニウム合金押出材の試作合金の化学組成
【図２】  実施例１のミクロ組織（顕微鏡写真）
【図３】  実施例２のミクロ組織（顕微鏡写真）
【図４】  実施例３のミクロ組織（顕微鏡写真）
【図５】  実施例４のミクロ組織（顕微鏡写真）
【図６】  比較例１のミクロ組織（顕微鏡写真）
【図７】  比較例２のミクロ組織（顕微鏡写真）
【図８】  発明品と従来品の諸性質の比較を示す図
【図９】  合金組成と線膨張係数の関係を示す図
【図１０】  Ａｌ合金の熱膨張率に及ぼす添加元素の影響
【図１１】  Ｃｕ量及びＭｇ量とＨＲＢとの関係
【図１２】  Ｃｕ及びＭｇ量と２００℃×８時間時効品の寸法変化の最大値の関係
【図１３】  Ａｌ−Ｃｕ合金の最大寸法変化に及ぼすＭｇの影響
【図１４】  気体圧縮機の構成図
【図１５】  図１４中のＡ−Ａ矢視線断面図
【図１６】  ベーンの断面図
【符号の説明】
１３  ベーン
３１  母材
３３  メッキ
５０  気体圧縮機
【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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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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