Al合金鑄件制壓縮機葉輪及其制造方法與流程

本發明涉及用于汽車或船舶的內燃機的渦輪增壓器所使用的鋁合金鑄件制的壓縮機葉輪及其制造方法。

背景技術：

汽車或船舶用的內燃機所用的渦輪增壓器中設有用于通過高速旋轉將空氣壓縮后供給至內燃機的壓縮機葉輪。該壓縮機葉輪在高速旋轉中可達到150℃左右的高溫，而且在旋轉中心附近、特別是在盤部會發生來自旋轉軸的扭轉應力或由于離心力等的高的應力。

壓縮機葉輪根據渦輪增壓器的要求性能，由各種原材料形成。在船舶用等的大型用途上，使用從通常的鋁合金的熱鍛材料切削成葉輪形狀的葉輪。在客車、卡車等汽車用和小型船舶用等的比較小型的用途，重視批量生產率和成本。因此，將鑄造性能良好的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)等以Si為主要含有元素的易鑄造性鋁合金，使用石膏模(Plaster mold)通過低壓鑄造法、減壓鑄造法或重力鑄造法等鑄造，將其經固溶處理或時效處理而強化，由此得到的部件被廣泛使用。其基本的制造方法在專利文獻1中被詳細地公開。

近年來，伴隨著引擎的小型化、高輸出化和排氣再循環量的增加，要求空氣的高壓縮比化，其中，謀求渦輪增壓器的更高速的旋轉。然而，隨著轉速的增大，空氣的壓縮導致的發熱量增加，另外由于排氣側的渦輪葉輪也同時高溫化，所以因基于該發熱的導熱，壓縮機葉輪的溫度增大。因此，已知上述目前使用的以Si為主要含有元素的易鑄造性鋁合金制的壓縮機葉輪在使用中容易發生變形，甚至發生疲勞破壞等問題，使連續正常旋轉成為不可能。具體地說，對于這些已有的壓縮機葉輪，150℃左右是能夠使用的溫度的上限，但為了上述的高速旋轉的目標，強烈期望開發出在200℃左右也能夠使用的壓縮機葉輪。

于是，考慮將鋁合金組成變更為高溫的強度優異的例如JIS－AC1B(Al－5％Cu－0.3％Mg合金)等的方法。然而，如專利文獻2中所述，像壓縮機葉輪這樣的復雜形狀且具有薄壁的葉片部分的情況下，JIS－AC1B等合金缺乏熔液良好的流動性，容易發生向薄壁部分的流動性不良(填充不良)的問題。

專利文獻2中為了解決上述問題，提出了如下方法：在重視流動性的葉片部使用AC4CH等Al－Si系的易鑄造性的合金，在需要強度的從與旋轉軸結合的突起部到盤部使用AC1B等Al－Cu系的高強度的合金，將它們分兩次澆注后合體，形成壓縮機葉輪。

另外，在專利文獻3中提出了如下方法：在葉片部使用鑄造性良好的合金，在施加應力的從突起部到盤部中央部，另外制造強化復合材料來使用，將它們接合形成壓縮機葉輪，其中，該強化復合材料是使鋁浸漬于含有25％B的鋁晶須等強化材料進行強化得到的。

在專利文獻4中提出了將葉片部和突起部(以及盤部)通過摩擦壓接進行接合的方法。然而，這些在各部同時使用不同材料的方法存在生產率差、成本增加的問題，至今未能達到工業化。

鑒于這樣的使用不同材料的問題，在專利文獻5中，通過優化Al－Cu－Mg基合金的含有元素及其組合的范圍，使得用單一合金的鑄造成為可能，并提出了在180℃的屈服值為250MPa以上的壓縮機葉輪。在專利文獻6中，通過進一步優化Al－Cu－Mg基合金的含有元素及其組合的范圍并控制晶粒粒徑使鑄造成品率得到改善，提出了在200℃的屈服值為260MPa以上的壓縮機葉輪。

然而，在上述Al－Cu－Mg基合金的單一合金鑄造中，伴隨著渦輪增壓器的進一步高速旋轉化，長期穩定耐受在200℃附近的高溫使用成為課題。另外，為了確保穩定的生產率，還遺留有提高鑄造成品率的課題。

現有技術文獻

專利文獻

專利文獻1：美國專利第4,556,528號說明書

專利文獻2：日本特開平10－58119號公報

專利文獻3：日本特開平10－212967號公報

專利文獻4：日本特開平11－343858號公報

專利文獻5：日本特開2005－206927號公報

專利文獻6：日本特開2012－25986號公報

技術實現要素：

發明所要解決的課題

本發明是鑒于上述課題作出的，其目的在于提供一種在200℃左右的使用溫度也能夠得到長期穩定的強度且生產率優異的鋁合金(以下，記作“Al合金”)鑄件制壓縮機葉輪及其制造方法。

用于解決課題的方法

本發明的發明人對于上述課題，著眼于受到高的應力的壓縮機葉輪的盤部，發現通過將盤部的邊緣部的金屬間化合物細微分散時，盤部強度飛躍性地提高。另外，經過深入探討使金屬間化合物細微分散的制造方法，獲得了如下發現：將初晶鋁晶粒細微化對于金屬間化合物的細微分散是重要的，為此，控制Al合金熔液的冷卻速度以及控制壓縮機葉輪內的細微化顆粒的分布是重要的，從而完成了本發明。

本發明的項1是一種Al合金鑄件制壓縮機葉輪，其特征在于：具備突起部、多個葉片部和盤部，該Al合金鑄件制壓縮機葉輪中，上述突起部、多個葉片部以及除了邊緣部以外的盤部由含有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％且剩余部分由Al和不可避免的雜質構成的Al合金構成，上述盤部的邊緣部由含有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％且剩余部分由Al和不可避免的雜質構成的Al合金構成，在上述盤部的邊緣部，具有1～6μm的當量圓直徑的金屬間化合物存在10000個/mm²以上，并且，具有超過6μm的當量圓直徑的金屬間化合物存在500個/mm²以下。

本發明的項2是如項1所述的Al合金鑄件制壓縮機葉輪，用于船舶用的大型用途，上述突起部的高度、盤部的直徑和葉片部的高度分別為200～80mm、300～100mm和180～60mm，葉片末端的壁厚為4.0～0.4mm，葉片的個數為30～10個。

本發明的項3是如項1所述的Al合金鑄件制壓縮機葉輪，用于汽車用等的小型用途，上述突起部的高度、盤部的直徑和葉片部的高度分別為100～20mm、120～25mm、90～5mm，葉片末端的壁厚為3.0～0.1mm，葉片的個數為20～4個。

本發明的項4是一種Al合金鑄件制壓縮機葉輪的制造方法，其特征在于，包括：熔液制備工序，制備由含有Cu：1.4～3.2mass％、Mg：1.0～2.0mass％、Ni：0.5～2.0mass％、Fe：0.5～2.0mass％且剩余部分由Al和不可避免的雜質構成的Al合金構成的720～780℃的Al合金熔液，向該Al合金熔液中添加細微化劑，使其除上述合金組成外，還含有Ti：0.01～0.35mass％、B：0.002～0.070mass％；鑄造工序，通過向以下部設置有熔液流入孔的石膏模配置在下方且冷鑄模配置在上方的方式構成的空間中，將上述制備的Al合金熔液從上述熔液流入孔中壓入的壓力鑄造法，鑄造Al合金鑄件，其中，上述石膏模具有由石膏模和配置在與葉輪盤面相接的面的100～250℃的冷鑄模構成的制品形狀，熔液流入孔中的熔液向上述空間的流入速度為0.12～1.00m/秒；固溶處理工序，對該Al合金鑄件進行固溶處理；和時效處理工序，對固溶處理后的Al合金鑄件進行時效處理。

本發明的項5是如項4所述的制造方法，在上述鑄造工序中，盤部的邊緣部的冷卻速度為0.1～200℃/秒。

本發明的項6是如項4或者5所述的制造方法，在上述固溶處理工序中，將上述Al合金鑄件在低于Al合金的固相線溫度5～25℃的溫度下熱處理2小時以上，在上述時效處理工序中，將上述固溶處理后的Al合金鑄件在180～230℃熱處理3～30小時。

發明的效果

根據本發明，能夠得到在200℃附近的高溫區域也顯示長期穩定的耐熱強度并且鑄造成品率等生產率優異的鋁合金鑄件制壓縮機葉輪。

附圖說明

圖1是表示本發明所涉及的Al合金鑄件制壓縮機葉輪的結構的一例的立體圖。

圖2是表示本發明所涉及的Al合金鑄件制壓縮機葉輪的金屬間化合物分布的測定部位的說明圖。

圖3是表示在本發明所涉及的Al合金鑄件制壓縮機葉輪的制造方法中，石膏模和冷鑄模的配置以及向由石膏模和冷鑄模構成的空間內向上流入的熔液的流入方向的說明圖。

圖4是表示石膏模和冷鑄模的配置以及向由石膏模和冷鑄模構成的空間內橫向流入的熔液的流入方向的說明圖。

圖5是表示石膏模和冷鑄模的配置以及向由石膏模和冷鑄模構成的空間內向下流入的熔液的流入方向的說明圖。

具體實施方式

以下對于本發明的實施方式進行詳細地說明。

A.本發明所涉及的鋁合金鑄件制壓縮機葉輪的特征

本發明的發明人為了解決上述的課題，反復進行各種實驗探討的結果發現，通過對壓縮機葉輪的盤部的邊緣部的金屬間化合物的大小和面密度進行優化，可以得到在200℃左右的高溫使用時盤部也不會破損、耐熱強度長期穩定的優異的壓縮機葉輪。而且發現，通過優化Al合金組成、通過調整熔液溫度和冷鑄模溫度從而控制鑄造時的冷卻速度、控制熔液向壓縮機葉輪成型模的流入速度，由此能夠對于壓縮機葉輪的盤部的邊緣部的金屬間化合物的大小和面密度進行優化，并且，達到現有以上的鑄造成品率。

需要說明的是，本發明中的“耐熱強度長期穩定且優異”的意思是，即使在200℃左右的使用溫度下，長期使用也不發生變形或疲勞破壞。具體地是指，在200℃、15萬rpm×200小時的渦輪組裝耐久試驗中無破損。

B.Al合金鑄件制壓縮機葉輪的形狀

圖1中表示本實施方式所涉及的鋁合金鑄件制壓縮機葉輪(以下，簡記作“壓縮機葉輪”)的形狀的一例。壓縮機葉輪1具有旋轉中心軸(突起部)2、與其連成一體的盤部3、和從該盤部3突出的多個薄壁的葉片4。該壓縮機葉輪1的溫度在高速旋轉中達到200℃左右的高溫，特別是在盤部邊緣在垂直方向上產生大的反復的應力。

C.Al合金的組成

接下來，對本發明所用Al合金的成分組成及其限定理由進行說明。

C－1.Cu、Mg：

Cu和Mg在Al母相中固溶，具有通過固溶強化提高機械強度的效果。另外，由于使Cu和Mg共存，通過Al₂Cu、Al₂CuMg等的析出強化有助于強度提高。但由于這2種元素是使凝固溫度范圍擴大的元素，所以過剩的含有會使鑄造性變差。

在Cu含量不足1.4mass％(以下，簡記作“％”)的情況和/或Mg含量不足1.0％的情況下，在200℃的高溫下得不到所需的機械強度。另一方面，在Cu含量超過3.2％的情況和/或Mg含量超過2.0％的情況下，作為壓縮機葉輪的鑄造性差，特別是向葉片前端部的流動性不充分導致易發生缺肉。由于以上理由，將Cu含量設為1.4～3.2％，并且，將Mg含量設為1.0～2.0％。需要說明的是，為了切實防止使用中的變形等問題，并且，盡可能地防止鑄造時的缺肉的發生，得到適于工業的成品率，優選Cu含量為1.7～2.8％，并且，Mg含量為1.3～1.8％。

C－2.Ni、Fe：

Ni和Fe與Al一起形成金屬間化合物，其分散在Al母相中，發揮提高Al合金的高溫強度的效果。因此，將Ni含量設為0.5％以上，Fe含量也設為0.5％以上。然而，若兩元素都被過剩地含有，則不僅使金屬間化合物粗大化，還會在高溫下形成Cu₂FeAl₇、Cu₃NiAl₆，降低Al母相中的固溶Cu量，反而使強度降低。另外如后述，這些金屬間化合物的粗大物若存在于盤部的邊緣部，由于施加在盤部的邊緣部的反復的應力，會以這些金屬間化合物為起點，使壓縮機葉輪發生破損。為此，將Ni含量設為2.0％以下，并且，Fe含量也設為2.0％以下。由于以上理由，將Ni含量設為0.5～2.0％，并且，Fe含量設為0.5～2.0％。其中，優選將Ni含量設為0.5～1.4％、Fe含量設為0.7～1.5％。上述優選范圍的下限值是為了通過降低制造時的偏差，從而進行穩定的工業化的批量生產的參考值，上限值是效果達到飽和、即使含有該值以上也沒有進一步效果的含量的參考值。

C－3.Ti、B：

Ti和B是為了發揮鑄造時的初晶鋁晶粒的生長抑制效果，發揮將鑄造中的凝固組織細微化從而改善熔液供給性、改善流動性的效果而添加的。在突起部、多個葉片部、除了邊緣部以外的盤部的Ti含量不足0.01％和/或B含量不足0.002％，另外在盤部的邊緣部的Ti含量不足0.005％和/或B含量不足0.001％的情況下，不能充分得到上述效果。另一方面，在突起部、多個葉片部，除了邊緣部以外的盤部的Ti含量超過0.35％和/或B含量超過超出0.070％，另外，在盤部的邊緣部的Ti含量超過0.175％和/或B含量超過0.035％的情況下，會生成細微化劑顆粒的凝聚體，以該凝聚體作為起點發生疲勞開裂。需要說明的是，若各部的Ti含量超過0.35％，會與Al一起形成數10～數100μm大小的粗大的金屬間化合物，在旋轉時成為疲勞開裂的起點，使作為壓縮機葉輪的可靠性降低。由于以上理由，將突起部、多個葉片部、除了邊緣部以外的盤部的Ti含量設為0.01～0.35％，并且，B含量設為0.002～0.070％，優選Ti含量設為0.15～0.30％，并且，B含量設為0.003～0.060％。另外，將盤部的邊緣部的Ti含量設為0.005～0.175％，并且，B含量設為0.001～0.035％，優選Ti含量設為0.010～0.165％，并且，B含量設為0.002～0.033％。

作為Al合金的不可避免的雜質，即使含有0.30％左右以下的Si，以及含有分別為0.20％左右以下的Zn、Mn、Cr等，也不會損害作為壓縮機葉輪的特性，因此可被接受。

D.金屬間化合物

本發明所使用的鋁合金依照現有的Al－Si系鋁合金鑄件的制造方法，使用石膏模(Plaster mold)通過壓力鑄造法(低壓鑄造法、減壓鑄造法或者壓差鑄造法)鑄造成壓縮機葉輪形狀。

該使用了石膏模的壓力鑄造法中，關于各鑄件內部的金屬間化合物的分布，需要控制制造條件，使盤部的邊緣部中，具有1～6μm的當量圓直徑的金屬間化合物存在10000個/mm²以上，并且，具有超過6μm的當量圓直徑的金屬間化合物存在500個/mm²以下。

本發明的發明人對于壓縮機葉輪的破損行為進行探討，結果發現，由于壓縮機葉輪的旋轉的加減速產生的高的反復的垂直應力施加于盤部的邊緣部，存在于盤部的邊緣部的具有超過6μm當量圓直徑的粗大金屬間化合物成為開裂的起點，這些開裂發展從而導致破損。另外，通過進一步探討發現，在盤部的邊緣部中，具有超過6μm當量圓直徑的金屬間化合物的面密度在500個/mm²以下的情況下，以這些金屬間化合物為起點的開裂發生被抑制，以及，即使發生開裂，其傳播也被抑制。另外發現，在盤部的邊緣部中，具有1～6μm的當量圓直徑的金屬間化合物存在10000個/mm²以上時，上述粗大金屬間化合物的生成被抑制。

這里，金屬間化合物的生成量在通常的鑄造條件下由組成決定。“通常的鑄造條件下”的意思是利用低壓鑄造的冷卻速度，具體地說為0.1～200℃/秒。另外，經過對鑄造后的熱處理導致的金屬間化合物的變化的探討發現，鑄造時生成的金屬間化合物的大小不受其后的熱處理的大的影響。因此，通過在鑄造時使細微的金屬間化合物大量地生成，能夠抑制由于其后的熱處理導致的粗大金屬間化合物的生成。

將具有1～6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度設為10000個/mm²以上的理由如下。具有小于1μm的當量圓直徑的金屬間化合物，對于壓縮機葉輪強度沒有影響。另外，在具有1～6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度低于10000個/mm²的情況下，具有超過6μm當量圓直徑的金屬間化合物的生成被促進，會以生成的具有超過6μm當量圓直徑的金屬間化合物為起點發生開裂。需要說明的是，對于上述面密度的上限值沒有特別限定，該值是由Al合金的組成和制造條件所決定，本發明中以30000個/mm²為上限值。

接下來，將具有超過6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度設為500個/mm²以下的理由如下。將具有超過6μm的當量圓直徑的金屬間化合物為對象的理由如上所述。另外，在它的面密度超過500個/mm²的情況下，這些金屬間化合物彼此的分隔距離變近，開裂的傳播得以進行。需要說明的是，對于上述面密度的下限值沒有特別限定，該值是由Al合金的組成和制造條件所決定，本發明中優選為100個/mm²，最優選為0個/mm²。

作為本發明中生成的金屬間化合物可以列舉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系等的金屬間化合物。另外，生成的金屬間化合物的當量圓直徑因Al合金的組成和制造條件而異，分布在0.1～20.0μm的范圍。需要說明的是，當量圓直徑的意思是當量圓的直徑。

E.盤部的邊緣部中細微化劑的成分量的控制

為了控制上述的金屬間化合物的分布，重要的是控制初晶鋁晶粒的大小。作為其理由，是因為上述金屬間化合物是在初晶鋁晶粒的粒界產生。為了控制初晶鋁晶粒的大小，細微化劑的成分量和后述的冷卻速度是重要的控制因子。

作為盤部的邊緣部中的Ti和B的合適的成分量為Ti：0.005～0.175％、B：0.001～0.035％。為了達到此細微化劑含量，在熔液制備工序中添加包含Al、Ti和B的細微化劑，使熔液制備工序后的鋁合金熔液中的Ti和B的成分量為Ti：0.01～0.35％、B：0.002～0.070％。另外，以熔液流入孔設在下部的石膏模配置在下方，并且冷鑄模配置在上方的方式構成由石膏模和冷鑄模構成的制品形狀的空間。之后，將制備得到的Al合金熔液從熔液流入孔壓入上述空間。而且，將熔液流入孔中的熔液向此空間的流入速度設為0.12～1.00m/秒。采用通過以滿足以上條件的方式，將制備得到的熔液壓入上述空間的壓力鑄造法來鑄造Al合金鑄件的鑄造工序。

作為規定上述各條件的理由，可以舉出：由于在上述空間內的熔液流動的影響，熔液制備工序時的細微化劑量的僅一部分到達盤部的邊緣部。經本發明的發明人等確認，這是由于根據慣性法則，在壓力鑄造時，細微化劑顆粒的移動不追隨移動的熔液。關于這一點，在下面詳述。

在熔液制備工序時，作為細微化劑添加包含Al、Ti和B的細微化劑，在熔液制備工序后的鋁合金熔液中的Ti成分量不足0.01％以及/或者B成分量不足0.002％的情況下，初晶鋁晶粒粗大化，由此使粒界的金屬間化合物也粗大化，使Al合金材料的強度降低。另外，在熔液制備工序后的鋁合金熔液中的Ti成分量超過0.35％以及/或者B成分量超過0.070％的情況下，會產生粗大的TiB₂凝聚體，此凝聚體會成為破壞起點。因此，使通過添加細微化劑的熔液制備工序后的鋁合金熔液的Ti和B的成分量為Ti：0.01～0.35％，并且，B：0.002～0.070％。

接下來，對于由石膏模和冷鑄模構成的制品形狀的空間進行說明。如圖3所示，將石膏模7配置在下方，將冷鑄模6配置在上方，形成由它們構成的制品形狀的空間10。之后，將用于使熔液流入空間10的熔液流入孔8設置在石膏模7一側的下部。熔液沿著熔液流入方向9，從圖中下側向上側從熔液流入孔8流入空間10，填充在空間10內。

若不將空間10制成這樣的構成的情況下，由于在壓縮機葉輪的圓周方向上的不均勻的凝固使壓縮機葉輪高速旋轉時的平衡性變差，另外，伴隨著鑄造機的復雜化，產生操作上的裝置制約。例如，如圖4所示，將石膏模7和冷鑄模6水平配置，形成由它們構成的制品形狀的空間10的情況下，熔液沿熔液流入方向9，從圖中右側向左側從熔液流入孔8橫向流入空間10，填充在空間10內。此情況下，流入空間10內的熔液一邊逐漸從空間10的下側向上側填充一邊進行凝固。因此，在壓縮機葉輪的圓周方向，處于空間10的下側的圓周方向的部分先凝固，處于上側的圓周方向部分后凝固，使得在圓周方向不能得到均勻的凝固狀態。在壓縮機葉輪中，圓周方向的不均勻凝固使軸部發生彎曲，造成高速旋轉時的平衡不良。

作為這個的替代，例如，如圖5所示，將石膏模7配置在上方，將冷鑄模6配置在下方，形成由它們構成的制品形狀的空間10的情況下，熔液沿著熔液流入方向9，從圖中上側向下側從熔液流入孔8流入空間10，填充在空間10內。此情況下，用于將爐內的熔液填充至空間10內的導管(升液管，stalk)的配置會復雜化。即，需要配置升液管使得通過壓力鑄造法從爐內垂直向上排出的熔液垂直向下流動。此情況下，升液管的配置難以避免復雜化。而且，由于升液管的距離變長，所以因熔液溫度的降低、熔液流的壓降增加使得鑄造變得困難。

在如圖3所示配置石膏模7和冷鑄模6形成制品形狀的空間10的情況下，不會發生如圖4的配置時那樣的在圓周方向上不均勻的凝固狀態以及如圖5的配置時那樣的升液管的復雜化、熔液溫度的降低、熔液流的壓降增加的問題。

另外，在熔液流入孔處的熔液的流入速度是控制盤部邊緣的細微化劑的含量的重要因子。如上所述，到達盤部的邊緣部的包含Ti和B的細微化劑顆粒的含量與熔液制備工序時的細微化劑顆粒的含量相比有所減少。這是由于根據慣性法則，在壓力鑄造時細微化劑顆粒的移動不追隨移動的熔液。在熔液流入孔處的熔液的流入速度超過1.00m/秒的情況下，熔液的流入速度過快，由于慣性移動的細微化劑顆粒的移動不能追隨熔液的流入速度的程度增加，所以晶粒細微化所需要的量的細微化劑顆粒不能到達盤部的邊緣部。另一方面，在熔液流入孔處的熔液的流入速度小于0.12m/秒的情況下，熔液的流入速度過慢，熔液通過升液管到達石膏模所需的時間變長，熔液溫度降低引起凝固不良。需要說明的是，在熔液流入孔處的熔液的流入速度優選為0.20～0.85m/秒。

F.盤部的邊緣部的冷卻速度的控制

進而，為了得到如上所述的金屬間化合物分布，需要控制在壓縮機葉輪的盤部的邊緣部的冷卻速度。具體地說，將熔液溫度控制在720～780℃，將配置在與壓縮機盤面相接的面的冷鑄模(冷卻板)的溫度控制在100～250℃。如此，通過規定熔液溫度和冷鑄模的溫度，能夠將盤部的邊緣部的冷卻速度調整在0.1～200℃/秒的合適的范圍。若冷卻速度小于0.1℃/秒，則初晶鋁晶粒變得粗大，在晶界生成的金屬間化合物也變得粗大。另外，由于冷卻速度的降低導致發生縮孔，使生產率降低。另一方面，若冷卻速度超過200℃/秒，則由于在制品形狀的空間內過早地凝固導致發生流動性不良，使制品形狀難以確保。在盤部的邊緣部的冷卻速度的更優選范圍為3～150℃/秒。

若熔液的溫度低于720℃，則由于壓入的熔液在制品形狀的空間內過早地凝固導致發生流動性不良，使制品形狀難以確保。另一方面，若熔液的溫度超過780℃，則熔液發生氧化，由于吸收氫氣導致的氣孔發生數的增大以及氧化物的增加，導致熔液品質變差，使制品強度難以確保。

另外，若冷鑄模的溫度低于100℃，則凝固進行過快導致發生流動性不良。另一方面，若冷鑄模的溫度超過250℃，則從冷鑄模的凝固變慢，由于冷卻速度降低導致初晶鋁晶粒變得粗大，在晶界生成的金屬間化合物變得粗大。另外，若冷鑄模的溫度超過250℃，則還會產生在石膏模和冷鑄模之間有熔融金屬進入的所謂飛邊不良。

本發明中石膏模的預熱溫度沒有特別限定，優選控制在200～350℃。石膏模的預熱溫度若低于200℃，則熔液在填充到模具的前端之前即發生凝固，導致發生流動性不良使制品形狀難以確保。另一方面，若石膏模的預熱溫度超過350℃，則在石膏模內的凝固變慢，導致發生縮孔不良。

需要說明的是，冷鑄模的材質優選導熱率高的銅和銅合金，也能夠使用鐵、不銹鋼等。另外，冷鑄模的溫度調整優選使用通過向冷鑄模內部通入水等冷卻介質來抑制鑄造中的過熱的機構。

G.制造方法

接下來，對于本發明所涉及的Al合金鑄件制壓縮機葉輪的制造方法進行說明。該制造方法包括熔液制備工序、鑄造工序和熱處理工序。

熔液制備工序：

依照通常的方法，以成為上述的Al合金組成的方式添加各成分元素并加熱熔解，進行脫氫氣處理和夾雜物去除處理等的熔液處理。之后，以最終的熔液溫度為720～780℃的方式進行溫度調整。另外，調整熔液中的氫氣量。作為熔液中的氫氣量的調整方法，可以使用旋轉氣體吹入裝置，但不僅限定于此。

鑄造工序：

鑄造工序中，溫度被調整為720～780℃的熔液，通過使用石膏模的壓力鑄造法鑄造成壓縮機葉輪的形狀。如上所述，配置在與盤面相接的面的冷鑄模的溫度被調整至100℃～250℃。對于由石膏模和冷鑄模構成的制品形狀的空間，如圖3所示，將石膏模配置在下方，將冷鑄模配置在上方，形成由它們構成的制品形狀的空間。而且，將用于使熔液沿著熔液流入方向流入空間的熔液流入孔設于石膏模7側的下部。將在熔液流入孔處的熔液向空間的流入速度調整為0.12～1.00m/秒。如此，通過將制備得到的Al合金熔液壓入空間的壓力鑄造法，鑄造Al合金鑄件。

熱處理工序：

鑄造得到的Al合金鑄件被供于熱處理工序。熱處理工序由固溶處理工序和時效處理工序構成。通過熱處理工序能夠有效利用由Cu帶來的固溶強化、由Cu和Mg帶來的析出強化、由Al與Fe以及Al與Ni形成的金屬間化合物帶來的分散強化。

固溶處理工序：

固溶處理優選在低于固相線溫度5～25℃的溫度范圍進行。本發明中適合使用的Al合金中，低于固相線溫度5～25℃的溫度范圍為510～530℃。在超過低于固相線溫度5～25℃的溫度范圍的溫度下，結晶晶界的第二相熔融的危險性增高，難以確保強度。另一方面，在低于此溫度范圍的溫度下，元素擴散不能充分進行，不能進行充分的固溶。另外，固溶處理時間優選為2小時以上。若不足2小時則元素擴散不能充分進行，不能充分進行固溶。由元素擴散導致的固溶只要為2小時以上即可，對時間沒有特別限定，但考慮到大量生產，優選在30小時以下。

時效處理：

時效處理優選在180～230℃熱處理3～30小時，更優選在190～210℃熱處理5～20小時。在處理溫度低于180℃的情況下或處理時間小于3小時的情況下，有時用于提高強度的析出強化不充分。另一方面，在處理溫度超過230℃的情況下或處理時間超過30小時的情況下，所形成的析出相粗大化(過時效)導致不能得到充分的強化作用，而且使Cu的固溶強化能力降低。

H.壓縮機葉輪形狀

本發明所涉及的壓縮機葉輪的形狀和尺寸以及葉片的個數不受特別限定，能夠適用于船舶用的大型用途或汽車等的小型用途等多種用途。例如，適用于船舶用的大型用途的情況下，突起部的高度、盤部的直徑和葉片部的高度分別為200～80mm、300～100mm、180～60mm，優選為180～100mm、260～120mm、160～90mm，葉片前端的壁厚為4.0～0.4mm、優選為3.0～0.6mm。葉片的個數為30～10個、優選為26～12個。另外，適用于汽車等的小型用途的情況下，突起部的高度、盤部的直徑和葉片部的高度分別為100～20mm、120～25mm、90～5mm、優選為90～25mm、100～30mm、80～8mm，葉片前端壁厚為3.0～0.1mm、優選為2.0～0.2mm。葉片的個數為20～4個、優選為18～6個。

實施例

以下，通過實施例對本發明進行更詳細的說明。

第一實施例(本發明例1～7以及比較例1～20)

將表1的成分欄所示組成的Al合金，施以通常的熔液處理使其熔解，對熔液實施調整至表1所示溫度的熔液制備工序。熔液制備工序中，將表1的成分欄所示組成的Al合金150kg熔解得到熔液。之后，使用旋轉氣體吹入裝置在轉子轉速400rpm、氣體流量2.5Nm³/小時的條件下，將氬氣向熔液中吹入30分鐘實施脫氣處理。之后，將熔液整體靜置保持1小時除渣。除渣后，在熔液制備工序時將細微化劑添加至熔液中，使其成為表1的熔液制備后的細微化劑的成分量欄所示Ti和B的成分量。

[表1]

之后，將在熔液制備工序制備的Al合金熔液，向由調整至250℃的石膏模和配置在與葉輪盤面相接的面的調整至表1的溫度的銅制冷鑄模構成的規定空間中，從設置在下方的石膏模的下部(圖3)、設置在橫向的石膏模的側部(圖4)或者設置在上方的石膏模的上部(圖5)的熔液流入孔中加壓注入，通過該低壓鑄造法，制作Al合金鑄件。該Al合金鑄件壓縮機葉輪是具有盤部直徑為40mm、突起部高度為40mm、葉片數為12個、葉片部高度為35mm、葉片前端壁厚為0.3mm的形狀的客車渦輪增壓器用壓縮機葉輪。向由石膏模和冷鑄模構成的空間的熔液流入方向如表1所示，在熔液流入孔處的熔液向空間的流入速度如表1所示，將熔液加壓注入該空間，保持加壓直至Al合金鑄件整體的凝固完成。

將上述Al合金鑄件從石膏模中取下后，在530℃實施8小時的固溶處理，之后，在200℃實施20小時的時效處理。如以上方法，制作Al合金鑄件制壓縮機葉輪試樣。

對于如上述方法制作的各試樣，如下評價在盤部的邊緣部的具有1～6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度、在該邊緣部的具有超過6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度、在盤部的邊緣部的細微化劑(Ti、B)的成分量、在盤部的邊緣部以外的部位的細微化劑(Ti、B)的成分量、高溫特性(耐久試驗評價)以及生產率(鑄造成品率評價)。

1.金屬間化合物的面密度的測定

為了求得在盤部的邊緣部的金屬間化合物的大小和面密度，將試樣沿中心軸用線切開。圖2表示壓縮機葉輪的中心軸5的一側的剖面。在此剖面，將盤部的邊緣部31切出后進行研磨，使用光學顯微鏡在倍率100倍進行了拍攝。需要說明的是，盤部的邊緣部31的意思是指，從壓縮機葉輪的盤部的外周沿半徑方向到中心軸5的長度中從外周起到20％的盤部。將上述的拍攝圖像輸入至圖像解析裝置后，對于具有1～6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度以及具有超過6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度進行了測定。其中，測定部位為任意選取的10處，以這些的算術平均值作為面密度。另外，各測定部位的測定視場面積設為1mm²。結果示于表2。

[表2]

2.細微化劑的成分量的測定

測定了在盤部的邊緣部以及在該邊緣部以外的部位的細微化劑含量。從圖2所示的盤部的邊緣部31、突起部2、葉片部4、除了邊緣部的盤部32分別采集分析試樣5g，通過ICP發光分析裝置對Ti量和B量進行了分析。表2中的盤部的邊緣部以外的部位的細微化劑成分量的意思是指，求得在突起部、葉片部、除了邊緣部的盤部的各細微化劑成分量，作為這些的平均值算出。這些結果示于表2。

3.高溫特性

通過耐久試驗(組裝在渦輪中，150000rpm×200小時，排氣側溫度200℃)對高溫疲勞強度進行了評價。結果示于表2。在表2所述的耐久性試驗評價中，將在試驗中發生了斷裂的情況規定為“×”，雖然沒有斷裂但發生開裂的情況規定為“△”，沒有發生斷裂也沒有發生開裂、保持了完整的狀態的情況規定為“○”。

4.鑄造成品率評價

對于各例制作1000個試樣，對鑄造成品率進行了評價。各試樣的檢查項目為流動性及縮孔導致的外觀不良檢查、和通過X射線檢查檢出內部氣泡的內部不良檢查。求得全部試樣中的流動性次品的比例(％)、縮孔次品的比例(％)以及內部次品的比例(％)。之后，將從100％中減去這些次品的比例的總計得到的比例規定為合格品比例(％)。將合格品比例低于90％的情況規定為“×”(現行產品以下)，90％以上、低于95％的情況規定為“△”(與現行產品等同)，95％以上、100％以下的情況規定為“○”(相比現行產品有大幅改善)。結果示于表2。

本發明例1～7中，盤部的邊緣部的具有1～6μm的當量圓直徑的金屬間化合物和具有超過6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度、以及盤部的邊緣部和該邊緣部以外的部位的細微化劑含量在規定的范圍內，因此，高溫特性和鑄造成品率均良好。

在比較例1中，冷鑄模的溫度高，盤部的邊緣部的具有1～6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度小，具有超過6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度大。其結果是，盤部的邊緣部斷裂，高溫特性差，另外，另外，在突起部多發縮孔不良，鑄造成品率大大降低。

在比較例2中，冷鑄模的溫度低，盤部的流動性不良導致的外觀不良多發，鑄造成品率降低。

在比較例3中，熔液溫度低。其結果是，在葉片部的流動性不良導致的外觀不良和縮孔導致的外觀不良多發，鑄造成品率大幅降低，另外，在葉片部發生開裂，高溫特性差。

在比較例4中，由于熔液溫度高而冷卻速度降低，盤部的邊緣部的具有1～6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度小。其結果是，在突起部由縮孔導致的外觀不良多發，鑄造成品率大幅降低，另外，在盤部的邊緣部發生開裂，高溫特性差。

在比較例5中，Cu成分少，高溫特性良好，但在葉片部的流動性不良多發，鑄造成品率降低。

在比較例6中，Mg成分少，在突起部發生開裂，高溫特性差。

在比較例7中，Fe成分少，在葉片部發生開裂，高溫特性差。

在比較例8中，Ni成分少，在盤部發生斷裂，高溫特性差。

在比較例9中，由于熔液制備時的細微化劑(B)的成分量少，所以盤部的邊緣部、盤部的邊緣部以外的部位的Ti和B的成分量降低。因此，晶粒細微化效果不充分，盤部的邊緣部的具有1～6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度小，具有超過6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度大。其結果是，在葉片部由流動性不良導致的外觀不良多發，鑄造成品率大幅降低，另外，在盤部發生斷裂，高溫特性差。

在比較例10中，Cu成分多，在盤部發生斷裂，高溫特性差。

在比較例11中，Mg成分多，高溫特性良好，但在葉片部的流動性不良多發，鑄造成品率降低。

在比較例12中，Fe成分多，具有超過6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度大。其結果是，在盤部發生開裂，高溫特性差。

在比較例13中，Ni成分多，具有超過6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度大。其結果是，盤部發生開裂，高溫特性差。

在比較例14中，由于熔液制備時的Ti和B的成分量多，并且，向空間模(由石膏模和冷鑄模構成的具有制品形狀的空間，以下相同)的熔液的流入速度快，所以在盤部的邊緣部以外的部位的Ti和B的成分量多。其結果是，在突起部發生斷裂，高溫特性差，另外，由于在空間模內的熔液產生湍流，導致內部不良多發，鑄造成品率大幅降低。

在比較例15中，熔液制備時的Ti和B的成分量雖然在規定范圍內，但由于熔液向空間模的流入速度快，所以導致在盤部的邊緣部的Ti和B的成分量少(0％)。因此，晶粒細微化效果不充分，盤部的邊緣部的具有1～6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度小，具有超過6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度大。其結果是，在盤部發生斷裂，高溫特性差，另外，由于在空間模內的熔液產生湍流，導致內部不良多發，鑄造成品率大幅降低。

在比較例16中，由于熔液制備時的Ti和B的成分量多，所以盤部的邊緣部以及盤部的邊緣部以外的部位的Ti和B的成分量多。其結果是，細微化劑顆粒產生凝聚體，在盤部發生斷裂，高溫特性差。

在比較例17中，熔液向石膏模的流入速度慢，在熔液到達石膏模的過程中熔液溫度降低。其結果是，在葉片部，流動性不良導致的外觀不良多發，鑄造成品率大幅降低，另外，在葉片部發生開裂，高溫特性差。

在比較例18中，熔液向石膏模的流入速度快，靠慣性移動的細微化劑顆粒的移動不能追隨熔液的流入速度的程度增加。因此，在盤部的邊緣部的Ti的含量少，足夠的細微化劑顆粒未能到達盤部的邊緣部。其結果是，晶粒無法細微化，金屬間化合物變粗大，在盤部的邊緣部發生開裂，高溫特性差。另外，在空間模內的熔液發生湍流，導致內部不良多發，鑄造成品率大幅降低。

在比較例19中，向空間模的熔液流入方向為橫向，在壓縮機葉輪的圓周方向發生不均勻凝固。其結果是，因為軸振擺，在突起部發生開裂，高溫特性差。另外，由于向空間模內的熔液填充不均勻，導致內部不良多發，鑄造成品率大幅降低。

在比較例20中，向空間模的熔液流入方向向下，在熔液到達石膏模的過程中熔液溫度降低。其結果是，在盤部的流動性不良導致的外觀不良多發，鑄造成品率大幅降低，另外，在盤部發生開裂，高溫特性差。

第二實施例(本發明例8～18以及比較例21～26)

將表3的成分欄所示組成的Al合金，施以通常的熔液處理使其熔解，對熔液實施調整至表3所示溫度的熔液制備工序。熔液制備工序中，將表3的成分欄所示組成的Al合金150kg熔解得到熔液。之后，使用旋轉氣體吹入裝置在轉子轉速400rpm、氣體流量2.5Nm³/小時的條件下，將氬氣向熔液中吹入20分鐘實施脫氣處理。之后，將熔液整體保持靜置1小時除渣。除渣后，將表3的制備熔液后的細微化劑的成分量欄所示的包含Ti和B的細微化劑添加至熔液中。

[表3]

之后，將熔液制備工序中制備的Al合金熔液，加壓注入到由被調整至220℃的石膏模和配置在與葉輪盤面相接的面的調整至表3的溫度的銅制冷鑄模構成的規定空間中，通過該低壓鑄造法，制作Al合金鑄件。此Al合金鑄件壓縮機葉輪是具有盤部直徑為80mm、突起部高度為70mm、葉片數為14個、葉片部高度為60mm、葉片前端壁厚為0.4mm的形狀的卡車渦輪增壓器用壓縮機葉輪。如圖3所示，由石膏模和冷鑄模構成的空間是以將在下部設有熔液流入孔的石膏模配置在下方、并且將冷鑄模配置在上方的方式構成的，向空間的熔液流入方向為向上方向。另外，向空間的在熔液流入孔處的熔液流入速度為0.75m/秒，將熔液加壓注入空間內，保持加壓直至Al合金鑄件整體的凝固完成。

將上述Al合金鑄件從石膏模取下后，在表3所示條件下施以固溶處理，之后，同樣在表3所示條件下施以時效處理。通過以上方法，制作了Al合金鑄件制壓縮機葉輪試樣。

對于如上述方法制作的各試樣，與第一實施例同樣地評價在盤部的邊緣部的具有1～6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度、在該邊緣部的具有超過6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度、在盤部的邊緣部的細微化劑(Ti、B)的成分量、在盤部的邊緣部以外的部位的細微化劑(Ti、B)的成分量、高溫特性(耐久試驗評價)以及生產率(鑄造成品率評價)。結果示于表4。需要說明的是，對于高溫特性在第一實施例中的評價為完整(○)的試樣，在相同條件下(組裝在渦輪中，150000rpm，排氣側溫度200℃)，進一步實施100小時的試驗，共實施了直至300小時的試驗。將這樣的直至300小時的試驗后依然完整的試樣規定為“◎”。

[表4]

本發明例8～18中，盤部的邊緣部的具有1～6μm的當量圓直徑的金屬間化合物和具有超過6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度、以及盤部的邊緣部和該邊緣部以外的部位的細微化劑的成分量在規定的范圍內，因此高溫特性和鑄造成品率均良好。

與此相對，在比較例21中，熔液溫度低，在葉片部的流動性外觀不良多發，鑄造成品率降低，另外，在葉片部發生開裂，高溫特性差。

在比較例22中，由于熔液溫度高，冷卻速度降低，所以在盤部的邊緣部的具有1～6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度小，具有超過6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度大。其結果是，在突起部縮孔導致的外觀不良多發，鑄造成品率大幅降低，另外，在盤部發生斷裂，高溫特性差。

在比較例23中，冷鑄模的溫度低，在盤部的流動性不良多發，鑄造成品率降低，另外，由流動性不良部分導致的開裂發生于盤部，高溫特性差。

在比較例24中，冷鑄模的溫度高，在盤部的邊緣部的具有1～6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度小，具有超過6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度大。其結果是，在盤部發生斷裂，高溫特性差。

在比較例25中，未實施固溶處理工序，在比較例26中，未實施時效處理工序。其結果是，盤部都發生了斷裂，高溫特性差。

第三實施例(本發明例19～28以及比較例27～32)

將表5的成分欄所示組成的Al合金，施以通常的熔液處理使其熔解，對熔液實施調整至表5所示溫度的熔液制備工序。熔液制備工序中，將表5的成分欄所示組成的Al合金200kg熔解得到熔液。之后，使用旋轉氣體吹入裝置在轉子轉速400rpm、氣體流量2.5Nm³/小時的條件下，將氬氣向熔液中吹入40分鐘實施脫氣處理。之后，將熔液整體保持靜置1小時除渣。除渣后，將表5的制備熔液后的細微化劑的成分量欄所示的包含Ti和B的細微化劑添加至熔液中。

[表5]

之后，將熔液制備工序中制備的Al合金熔液加壓注入到由被調整至220℃的石膏模和配置在與葉輪盤面相接的面的調整至表5的溫度的銅制冷鑄模構成的規定空間中，通過該低壓鑄造法，制作Al合金鑄件。此Al合金鑄件壓縮機葉輪是具有盤部直徑為150mm、突起部高度為160mm、葉片數為16個、葉片部高度為120mm、葉片前端壁厚0.6mm的形狀的船舶渦輪增壓器用壓縮機葉輪。如圖3所示，由石膏模和冷鑄模構成的空間是以將在下部設有熔液流入孔的石膏模配置在下方、并且將冷鑄模配置在上方的方式構成的，向空間的熔液流入方向為向上方向。另外，向空間的在熔液流入孔處的熔液流入速度為0.95m/秒，將熔液加壓注入空間內，保持加壓直至Al合金鑄件整體的凝固完成。

將上述Al合金鑄件從石膏模取下后，在表5所示條件下施以固溶處理，之后，同樣在表5所示條件下施以時效處理。通過以上方法，制作了Al合金鑄件制壓縮機葉輪試樣

對于如上述方法制作的各試樣，與第一實施例同樣地評價在盤部的邊緣部的具有1～6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度、在該邊緣部的具有超過6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度、在盤部的邊緣部的細微化劑(Ti、B)的成分量、在盤部的邊緣部以外的部位的細微化劑(Ti、B)的成分量、高溫特性(耐久試驗評價)以及生產率(鑄造成品率評價)。結果示于表6。

[表6]

在本發明例19～28中，在盤部的邊緣部的具有1～6μm的當量圓直徑的金屬間化合物和具有超過6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度、以及盤部的邊緣部和該邊緣部以外的部位的細微化劑的成分量在規定的范圍內，因此高溫特性和鑄造成品率均良好。

與此相對，在比較例27中，由于熔液溫度高冷卻速度降低，所以在盤部的邊緣部的具有1～6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度小，具有超過6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度大。其結果是，在突起部的縮孔導致的外觀不良多發，鑄造成品率大幅降低，另外，在盤部發生斷裂，高溫特性差。

在比較例28中，熔液溫度低，在葉片部的流動性外觀不良多發，鑄造成品率降低，另外，在葉片部發生開裂，高溫特性差。

在比較例29中，冷鑄模的溫度低，在盤部的流動性不良多發，鑄造成品率降低，另外，由流動性不良部分導致的開裂發生于盤部，高溫特性差。

在比較例30中，由于冷鑄模的溫度高，在盤部的邊緣部的具有1～6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度小，具有超過6μm的當量圓直徑的金屬間化合物的面密度大。其結果是，在盤部發生斷裂，高溫特性差。

在比較例31中，未實施固溶處理工序，在比較例32中未實施時效處理工序。其結果是，盤部都發生了斷裂，高溫特性差。

產業上的可利用性

根據本發明，能夠以低成本提供能夠長期穩定地耐受伴隨轉速增大而溫度增加的、耐熱強度優異的Al合金制壓縮機葉輪。另外，本發明具有增加渦輪增壓器的增壓能力有助于提高內燃機的輸出這一工業上顯著的效果。

符號說明

1···壓縮機葉輪

2···突起部

3···盤部

31···盤部的邊緣部

32···除了邊緣部的盤部

4···葉片部

5···中心軸

6···冷鑄模

7···石膏模

8···熔液流入孔

9···熔液流入方向

10···由石膏模和冷鑄模構成的制品形狀的空間