Al合金铸件制压缩机叶轮及其制造方法 |
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| 申请号 | CN201380054508.3 | 申请日 | 2013-08-28 | 公开(公告)号 | CN104736271B | 公开(公告)日 | 2016-09-21 |
| 申请人 | 株式会社UACJ; | 发明人 | 高桥功一; 牛山俊男; | ||||
| 摘要 | 本 发明 的课题在于提供一种 铝 合金 铸件制 压缩机 叶轮 ，其在200℃左右的使用 温度 下，呈现稳定的耐热强度性，生产率优异。上述的Al合金铸件制压缩机叶轮的构成为：具备 轮毂 部、多个 叶片 部、和盘部，该Al合金铸件制压缩机叶轮由含有Cu：1.4～3.2 质量 ％(以下，为“％”)、Mg：1.0～2.0％、Ni：0.5～2.0％、Fe：0.5～2.0％、Ti：0.01～0.35％的Al合金构成，轮毂部、叶片部、盘部的二次枝晶臂间距为20～50μm、10～35μm、5～25μm，轮毂部、叶片部、盘部的二次枝晶臂间距的最大值设为Amax、Bmax、Cmax，满足Amax＞Bmax＞Cmax的关系，200℃时的0.2％ 屈服强度 值为260MPa以上，上述的Al合金铸件制压缩机叶轮的制造方法也一并公开。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种Al合金铸件制压缩机叶轮，其特征在于： |
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| 说明书全文 | Al合金铸件制压缩机叶轮及其制造方法技术领域背景技术[0002] 在汽车或船舶用的内燃机所使用的涡轮增压器中，设有用于通过高速旋转而将空气压缩并供给到内燃机的压缩机叶轮。该压缩机叶轮在高速旋转中，达到150℃左右的高温，进而，在旋转中心附近、特别是在盘部，产生来自旋转轴的扭转应力或离心力等引起的较高的应力。 [0003] 压缩机叶轮根据涡轮增压器的要求性能，由各种原材料形成。在船舶用等大型的用途上，通常使用由铝合金的热锻件切削成叶轮形状的压缩机叶轮。乘用车、卡车等汽车用或小型船舶用等的比较小型的压缩机叶轮重视的是大量生产率、成本。因此，广泛使用如下得到的压缩机叶轮：利用石膏模具(Plaster mold)，通过低压铸造法、减压铸造法或重力铸造法等，对铸造性良好的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为主要添加元素的易铸造性铝合金进行铸造，然后将该铸造件通过固溶化处理、时效处理而强化。该基本的制造方法在专利文献1中有详细公开。 [0004] 近年来，在要求随着发动机的小型化、高输出化或排气再循环量增加而来的空气的高压缩比化中，以涡轮增压器的更高速的旋转为目标。但是，通过转速的增大，空气的压缩引起的发热量会增加，另外，排气侧的涡轮叶轮也同时高温化，所以通过其传热，压缩机叶轮所产生的温度增大。因此，在上述目前使用的以Si为主要添加元素的易铸造性铝合金制的压缩机叶轮中，已判明，在使用中易产生变形、进而疲劳破坏的不良情况，不可能继续正常的旋转。具体而言，在这些现有的压缩机叶轮中，150℃左右为能够使用的温度的上限，但为了上述 的高速旋转的目标，强烈希望进行即使在200℃左右也能够使用的压缩机叶轮的开发。 [0005] 因此，考虑将铝合金组成变更成高温强度更优异的例如JIS－AC1B(Al－5％Cu－0.3％Mg合金)等。但是，如专利文献2所述，在如压缩机叶轮那样为复杂形状且具有薄壁的叶片部分的情况下，在该合金中，在熔液的良好流动性上有所欠缺，存在易产生向薄壁部的浇不足(填充不良)的问题点。 [0006] 在专利文献2中，为了消除上述问题点，提出了如下的方法：在重视充型性的叶片部，使用AC4CH等Al－Si系的易铸造性的合金，从与需要强度的旋转轴结合的轮毂部到盘部，使用AC1B等Al－Cu系的高强度的合金，将这些合金分两次浇注，并使其合为一体，形成压缩机叶轮。 [0007] 另外，专利文献3提出了如下的方法：在叶片部，使用铸造性良好的合金，从施加应力的轮毂部到盘部中央部，另外制造并使用在含有25％B的铝晶须等强化材料中含浸有铝进行了强化的强化复合材料，然后将它们接合，形成压缩机叶轮。 [0008] 专利文献4提出了通过摩擦压接将叶片部和轮毂部(及盘部)接合的方法。但是，在这些各部并用不同材料的方法中，生产率差，残留有造成成本增加的问题点，尚未实现工业化。 [0009] 鉴于这种使用不同材料的问题点，专利文献5提出了如下的压缩机叶轮，通过优化Al－Cu－Mg基合金的添加元素及其组合的范围，能够进行单一合金的铸造，将180℃的屈服强度值制成为250MPa以上。专利文献6提出了如下的压缩机叶轮，通过进一步优化Al－Cu－Mg基合金的添加元素及其组合的范围而控制结晶粒径，来改善铸造成品率，将200℃时的屈服强度值制成为260MPa以上。 [0010] 但是，在上述Al－Cu－Mg基合金的单一合金铸造中，随着涡轮增压器的进一步的高速旋转化，长期稳定地承受200℃附近的高温使用成为了课题。另外，为了确保稳定的生产率，作为课题，还有提高铸造成品率的课题。 [0011] 现有技术文献 [0012] 专利文献 [0014] 专利文献2：日本特开平10－58119号公报 [0015] 专利文献3：日本特开平10－212967号公报 [0016] 专利文献4：日本特开平11－343858号公报 [0017] 专利文献5：日本特开2005－206927号公报 [0018] 专利文献6：日本特开2012－25986号公报 发明内容[0019] 发明所要解决的课题 [0020] 本发明是鉴于上述课题而完成的，其目的在于，提供一种铝合金(以下，记为“Al合金”)铸件制压缩机叶轮及其制造方法，该压缩机叶轮即使在200℃左右的使用温度下，也可得到长期稳定的强度，且生产率优异。 [0021] 用于解决课题的方法 [0022] 本发明的特征是提供一种Al合金铸件制压缩机叶轮，其具备轮毂部、多个叶片部、和盘部，该压缩机叶轮的特征在于，上述Al合金铸件由含有Cu：1.4～3.2质量％、Mg：1.0～2.0质量％、Ni：0.5～2.0质量％、Fe：0.5～2.0质量％、Ti：0.01～0.35质量％且剩余部分包含Al和不可避免的杂质的Al合金构成，上述轮毂部的二次枝晶臂间距为20～50μm，上述叶片部的二次枝晶臂间距为10～35μm，上述盘部的二次枝晶臂间距为5～25μm，上述轮毂部的二次枝晶臂间距的最大值Amax、上述叶片部的二次枝晶臂间距的最大值Bmax和上述盘部的二次枝晶臂间距的最大值Cmax满足Amax＞Bmax＞Cmax的关系，200℃时的0.2％屈服强度值为260MPa以上(本发明1)。 [0023] 本发明的进一步的特征为，用于大型用途，上述轮毂部的高度为200～80mm，盘部的直径为300～100mm，叶片部的高度为180～60mm，叶片前端壁厚为4.0～0.4mm且叶片的个数为30～10个(本发明2)。 [0024] 本发明的另一个特征为，用于小型用途，上述轮毂部的高度为100～20mm，盘部的直径为120～25mm，叶片部的高度为90～5mm，叶片前端壁厚为3.0～0.1mm且叶片的个数为20～4个(本发明3)。 [0025] 本发明的又一个特征是提供一种本发明1～3中的任一项所述的Al合金铸件制压缩机叶轮的制造方法，其特征在于，具备：熔液制备工序，制备含有Cu：1.4～3.2质量％、Mg：1.0～2.0质量％、Ni：0.5～2.0质量％、Fe：0.5～2.0质量％、Ti：0.01～0.35质量％且剩余部分包含Al和不可避免的杂质的720～780℃的Al合金熔液；铸造工序，通过压力铸造法铸造Al合金铸件，该压力铸造法是将制备得到的Al合金熔液压入到由200～350℃的石膏模具和配置于与叶轮盘面接触的面的100～250℃的冷铸模构成的制品形状的空间内，该铸造工序中，石膏模具的温度和冷铸模的温度满足冷铸模温度(℃)＜(石膏模具温度－50)(℃)的关系；固溶化处理工序，对该Al合金铸件进行固溶化处理；和，时效处理工序，对固溶化处理后的Al合金铸件进行时效处理。 [0026] 发明的效果 [0028] 图1是表示本发明的Al合金铸件制压缩机叶轮的结构的一个例子的立体图； [0029] 图2是表示本发明的Al合金铸件制压缩机叶轮内部的DAS测定部位的说明图。 具体实施方式[0030] 下面，对本发明的实施方式进行详细说明。 [0031] A.Al合金铸件制压缩机叶轮的形状 [0032] 图1表示本实施方式的铝合金铸件制压缩机叶轮(以下，简称为“压缩机叶轮)的形状的一个例子。压缩机叶轮1具有旋转中心轴(轮毂部)2、与该旋转中心轴连接成一体的盘部3、和从该盘部3突出的多个薄壁的叶片4。该压缩机叶轮1的温度在高速旋转中达到200℃左右的高温，在旋转中心的附近、特别是在盘部或叶片部，产生来自旋转轴的扭转应力或离心力等引起的较高的应力。 [0033] 本发明者等为了解决上述课题，反复进行了各种实验研究，结果发现，在铝合金中，通过控制铸造中的冷却速度分布，优化压缩机叶轮内部的二次枝晶臂间距分布，可使铸造成品率显著提高，且可以得到即使在200℃左右的高温使用时也不会出现盘部和叶片部的损坏、耐热强度长期稳定而优异的压缩机叶轮。 [0034] 此外，在本发明中，“耐热强度长期稳定而优异”的意思是指即使在200℃左右的使用温度下，经历长时间也不会发生变形或疲劳破坏。具体而言，由200℃时的拉伸试验得到的0.2％屈服强度值为260MPa以上，且不会出现200℃、15万rpm×200小时的涡轮组装耐久试验造成的损坏。 [0035] B.二次枝晶臂间距 [0036] 本发明所使用的铝合金按照现有的Al－Si系铝合金铸件的制造方法，使用石膏模具(Plaster mold)，通过压力铸造法(低压铸造法、减压铸造法或压差铸造法)，铸造成压缩机叶轮形状。 [0037] 在该使用石膏模具的压力铸造法中，需要以各铸件内部的最大二次枝晶臂间距在盘部成为25μm以下、在叶片部成为35μm以下、在轮毂部成为50μm以下的方式控制凝固条件。这是为了防止通过压缩机叶轮的旋转的加减速而产生的反复应力造成的疲劳破坏。当二次枝晶臂间距在各部位超过上述数值时，疲劳裂纹易顺着沿粗大的枝晶臂边界以线状分布的金属间化合物而产生、扩展。特别是，盘部和叶片部因为壁厚度薄，并且还施加有随着旋转而来的拉伸应力，所以枝晶臂间隔的上限值需要比轮毂部小。盘部因为也施加有来自叶片部的扭转应力，所以盘部的枝晶臂间隔的上限值需要比叶片部的上限值小。此外，枝晶是金属在凝固中形成的树枝状的固相形态，将从树枝的干伸出的枝称为二次枝晶臂。 [0038] 如上所述，为了减小二次枝晶臂间距，需要增加冷却速度。但是，当增加冷却速度而过于缩短凝固时间时，凝固过程中的补缩效果不会有效地发挥作用，易产生凝固收缩引起的缩孔的残存和尺寸精度的变差。特别是，为了充分确保如压缩机轮那样的壁厚度薄的复杂形状的铸造物品的铸造成品率、尺寸精度，需要确保一定程度的凝固时间。具体而言，需要调节成在轮毂部成为20μm以上、在叶片部成为10μm以上、在盘部成为5μm以上的二次枝晶臂间距那样的冷却速度。 [0039] C.冷却速度的控制 [0040] 为了得到如上所述的二次枝晶臂间距分布，需要控制压入石膏模具的熔液的温度、以及压缩机轮内的冷却速度。熔液需要将温度调节到720～780℃。另外，压缩机轮内的冷却速度的控制可通过优化冷铸模(冷硬板)的温度、石膏模具的预热温度以及铸造温度来进行。具体而言，需要在与盘面接触的面配置温度调节到100～250℃的金属制的冷铸模，且将石膏模具的预热温度设为200～350℃。如上所述，通过设定熔液、冷铸模和石膏模具的温度，能够实现如上所述的在轮毂部为20μm～50μm、在叶片部为10μm～35μm、在盘部为5μm～25μm的二次枝晶臂间距的范围。 [0041] 在熔液的温度不足720℃时，因为所压入的熔液会在制品形状空间内提前凝固，所以会产生浇不足，不能确保制品形状。另一方面，当熔液的温度超过780℃时，就会进行熔液的氧化，通过氢气的吸收和氧化物的增加，熔液质量变差，难以确保制品强度。在石膏模具的预热温度不足200℃时，导致在向模具的前端填充熔液以前就进行凝固，所以会产生浇不足，不能确保制品形状。另一方面，当石膏模具的预热温度超过350℃时，石膏模具内的凝固就滞后，产生缩孔不良。另外，在冷铸模的温度不足100℃时，凝固的进行就会过快，产生浇不足。另一方面，当冷铸模的温度超过250℃时，来自冷铸模的凝固就滞后，会产生缩孔不良。 [0043] D.各部的二次枝晶臂间距的最大值的关系 [0044] 为了降低缩孔引起的内部缺陷而提高铸造成品率，压缩机轮内部的凝固顺序也很重要，通过实现从与冷铸模接触的盘部向轮毂部的定向凝固，能够防止轮毂部和盘部的缩孔缺陷。另外，为了防止叶片部的缩孔缺陷，需要在轮毂部凝固以前使叶片部的凝固完成。即，需要使盘部、叶片部、轮毂部按该顺序进行凝固。 [0045] 在此，因为凝固最慢的部分的二次枝晶臂间距最大，所以为了满足上述盘部→叶片部→轮毂部的凝固顺序，希望在轮毂部的二次枝晶臂间距的最大值Amax、叶片部的二次枝晶臂间距的最大值Bmax、盘部的二次枝晶臂间距的最大值Cmax中，满足Amax＞Bmax＞Cmax的关系。为了得到该关系，能够通过将冷铸模的温度设定为不足比石膏模具的温度低50℃的温度来实现。在冷铸模的温度为比石膏模具的温度低50℃的温度以上的情况下，因为叶片部比接近冷铸模的盘部先凝固，所以得不到上述的Amax＞Bmax＞Cmax的关系。 [0046] E.Al合金的成分组成 [0047] 接着，对本发明所使用的Al合金的成分组成和其限定理由进行说明。 [0048] Cu、Mg： [0049] Cu和Mg固溶于Al母相中，具有通过固溶强化而提高机械强度的效果。另外，通过Cu和Mg共存，也有助于由Al2Cu、Al2CuMg等的析出强化带来的强度提高。但是，因为这两种元素为扩大凝固温度范围的元素，所以过剩的添加会使铸造性劣化。 [0050] 在Cu含量不足1.4质量％(以下，简记作“％”)的情况、Mg含量不足1.00％的情况下，有时在200℃的高温下得不到所需要的机械强度。另一方面，在Cu含量超过3.2％的情况、Mg含量超过2.0％的情况下，作为压缩机叶轮的铸造性有时会劣化，特别是向叶片前端部的浇铸会不充分，易产生缺肉。通过以上所述，优选将Cu含量设为1.4～3.2％，将Mg含量设为1.0～2.0％。此外，为了可靠地防止使用中的变形等不良情况，且尽可能地防止铸造时的缺肉产生而得到工业上适合的成品率，更优选将Cu含量设为1.7～2.8％，将Mg含量设为1.3～1.8％。 [0051] Ni、Fe： [0052] Ni和Fe在与Al之间形成金属间化合物，并分散于Al母相中，取得提高Al合金的高温强度的效果。为此，优选将Ni含量设为0.5％以上，将Fe含量也设为0.5％以上。但是，当两元素都过剩地含有时，不仅导致金属间化合物粗大化，还会在高温下形成Cu2FeAl7或Cu3NiAl6，降低Al母相中的固溶Cu量，有时反而会降低强度。因此，优选将Ni含量设为2.0％以下，将Fe含量也设为2.0％以下。通过以上所述，优选将Ni含量设为0.5～2.0％，将Fe含量设为0.5～2.0％。此外，更优选将Ni含量设为0.5～1.4％，将Fe含量设为0.7～1.5％。上述更优选的范围的下限值是考虑制造时的偏差且在工业上进行稳定的批量生产的基础上的目标值，上限值是效果达到饱和且其以上的添加就会成为浪费的添加量的目标值。 [0053] Ti： [0054] Ti是为了取得铸造时的初晶铝晶粒的生长抑制效果，且为了发挥使铸造中的凝固组织微细化而改善熔液补给性，且改善浇铸性的效果而添加的。在Ti含量不足0.01％时，有时不能充分得到上述效果。另一方面，在Ti含量超过0.35％时，会在与Al之间形成数10～数100μm大小的粗大的金属间化合物，在旋转时成为疲劳裂纹的起点，有时使作为压缩机叶轮的可靠性降低。通过以上所述，优选将Ti含量设为0.01～0.35％，更优选设为0.02～ 0.30％。 [0055] 作为Al合金的不可避免的杂质，由于即使含有0.3％左右以下的Si、以及0.2％左右以下的Zn、Mn、Cr等，也不会有损压缩机叶轮的特性，因此容许。 [0056] 本发明的压缩机叶轮即使在200℃左右的使用温度下，也长期维持稳定的强度。具体而言，将200℃时的拉伸试验中的0.2％屈服强度值规定为260MPa以上。该屈服强度值优选为265MPa以上。此外，屈服强度值的上限值通过铝基材合金组成、制造条件而自然地确定，但在本发明中，设为380MPa。 [0057] F.制造方法 [0059] 熔液制备工序： [0060] 按照通常的方法，以成为上述的Al合金组成的方式添加各成分元素，进行加热熔化，进行脱氢处理和夹杂物除去处理等熔液处理。然后，以最终的熔液温度成为720～780℃的方式调节温度。 [0061] 铸造工序： [0062] 在铸造工序中，将温度调节到720～780℃的熔液通过使用石膏模具的压力铸造法铸造成压缩机叶轮形状。如上所述，配置于与盘面接触的面的冷铸模的温度调节成100℃～250℃，石膏模具的预热温度调节成200～350℃。在此，熔液通常以0.01～0.4MPa的压力加压注入石膏模具，但也可以将石膏模具内仅减压相当于0.01～0.4MPa的压力。 [0063] 热处理工序： [0064] 铸造成的Al合金铸件被施加热处理工序。热处理工序由固溶化处理工序和时效处理工序构成。通过热处理工序，能够有效利用通过Cu的固溶强化、通过Cu和Mg的析出强化、通过在Al和Fe之间以及在Al和Ni之间形成的金属间化合物的分散强化。 [0065] 固溶化处理工序： [0066] 固溶化处理优选在比固相线温度低5～25℃的温度范围进行。在本发明中适合使用的Al合金中，比固相线温度低5～25℃的温度范围为510～530℃。在超过比固相线温度低5～25℃的温度范围的温度时，晶界的第2相熔融的危险性升高，难以确保强度。另一方面，在不足该温度范围的温度时，元素扩散没有充分进行，未进行充分的固溶化。 [0067] 时效处理： [0068] 时效处理优选以180～230℃进行3～30小时热处理，更优选以190～210℃进行5～20小时热处理。在处理温度不足180℃的情况、处理时间不足3小时的情况下，用于提高强度的析出强化有时不充分。另一方面，在处理温度超过230℃的情况、处理时间超过30小时的情况下，所形成的析出相就会粗大化(过时效)，得不到充分的强化作用，并且Cu的固溶强化能力下降。 [0069] G.压缩机轮形状 [0070] 本发明的压缩机叶轮的形状或尺寸、以及叶片的个数没有特别限定，能够应用于船舶用的大型用途或汽车等的小型用途等许多用途。例如，在船舶用的大型用途的情况下，轮毂部的高度、盘部的直径和 叶片部的高度分别为200～80mm、300～100mm、180～60mm，优选为180～100mm、260～120mm、160～90mm，叶片前端壁厚为4.0～0.4mm，优选为3.0～0.6mm。叶片的个数为30～10个，优选为26～12个。另外，在汽车等小型用途的情况下，轮毂部的高度、盘部的直径和叶片部的高度分别为100～20mm、120～25mm、90～5mm，优选为90～ 25mm、100～30mm、80～8mm，叶片前端壁厚为3.0～0.1mm，优选为2.0～0.2mm。叶片的个数为 20～4个，优选为18～6个。 [0071] 实施例 [0072] 下面，通过实施例对本发明进行更详细地说明。 [0073] 第一实施例(本发明例1～5和比较例1～16) [0074] 对表1所示组成的Al合金施加实施通常的熔液处理进行熔化、且在表1所示的温度下制备熔液的熔液制备工序。在熔液制备工序中，将表1所示组成的Al合金150kg熔化，得到熔液。接下来，利用旋转吹气装置，在转子转速400rpm、气体流量2.5Nm3/h的条件下，将氩气吹入熔液中20分钟。之后，将熔液整体进行1小时静置保持，进行除渣。 [0075] [表1] [0076] [0077] 接下来，由熔液制备工序制备出的Al合金熔液通过加压注入到由调节成表1的预热温度的石膏模具、和配置于与叶轮盘面接触的面且调节成表1的温度的铜制冷铸模构成的规定空间内的低压铸造法，制作出Al合金铸件。该Al合金铸件压缩机叶轮是具有轮毂部高度40mm、盘部直径40mm、叶片部高度35mm、叶片数12个、叶片前端壁厚0.3mm的形状的乘用车涡轮增压器用压缩机叶轮。熔液的注入压力设为100kPa，以该压力进行加压保持直到Al合金铸件整体的凝固完成。 [0078] 将上述Al合金铸件从石膏模具中取出以后，在530℃实施8小时的固溶化处理，之后，在200℃进行20小时的时效处理。如上所述，制作出Al合金铸件制压缩机叶轮试样。 [0079] 关于如上所述制作出的各试样，如下所述，评价轮毂部、叶片部和盘部的二次枝晶臂间距、高温特性(200℃时的0.2％屈服强度值、耐久试验评价)以及生产率(铸造成品率评价)。 [0080] 1.二次枝晶臂间距的测定 [0081] 按照“アルミニウムのデンドライトアームスペーシングと冷却速度の测定法(译文：铝的枝晶臂间距和冷却速度的测定法)”、轻金属学会研究部会报告书No.20(1988年)、46～52页记载的方法，测定二次枝晶臂间距(DAS)。具体而言，将试样以穿过叶片部的中心线切断，并对剖面进行研磨。图2表示压缩机叶轮的中心轴8的单侧的研磨剖面。在这种研磨剖面中，通过光学显微镜，以倍率100倍，观察轮毂部DAS测定剖面5、盘部DAS测定剖面6以及叶片部DAS测定剖面7的各金属组织，通过交线法，求出二次枝晶臂间距。将结果表示在表2中。此外，分别关于轮毂部、盘部和叶片部，观察任意10处。表2所示的各部的数值范围表示观察到的10处的二次枝晶臂间距的最小值(左侧数值)和最大值(右侧数值)。 [0082] [表2] [0083] [0084] 2.高温强度特性 [0085] 从试样的中心轴，采取圆棒试验片(φ8mm)，通过200℃时的拉伸试验，测定0.2％屈服强度值。将结果表示在表2中。 [0086] 3.高温下的耐久性 [0087] 通过高温下的耐久试验(涡轮组装、150000rpm×200小时、出侧温度200℃)，评价高温疲劳强度。将结果表示在表2中。在表2记载的耐久性试验评价中，将在试验中发生了断裂的情况设为“×”，将未断裂但产生了裂纹的情况设为“△”，将既未断裂也未产生裂纹保持完整状态原样的情况设为“○”。此外，△和×的括号内表示裂纹和断裂的产生部位。 [0088] 4.铸造成品率评价 [0089] 关于各例，制作出1000个试样，进行铸造成品率评价。各试样的检查项目设为浇铸和缩孔的外观不良检查、以及通过X射线检查来探测内部的气孔的内部不良检查。求出全部试样中的浇不足品的比例(％)、缩孔不良品的比例(％)和内部不良品的比例(％)。然后，将从100％减去这些不合格品的比例的合计所得的比例设为合格品比例(％)。将合格品比例不足90％的情况设为“×”(现行产品以下)，将90％以上且不足95％的情况设为“△”(与现行产品同等)，将95％以上100％以下的情况设为“○”(比现行产品大幅度改善)。将结果表示在表2中。 [0090] 在本发明例1～5中，因为轮毂部、叶片部、盘部的二次枝晶臂间距和凝固过程的顺序、以及高温屈服强度值在本发明1所述的范围内，所以铸造成品率也良好，且高温下的耐久性也优异。 [0091] 与此相对，在比较例1中，石膏温度高，轮毂部和叶片部的二次枝晶臂间距变大。其结果是，屈服强度值下降。另外，叶片部发生损坏，高温下的耐久性变差。 [0092] 在比较例2中，冷铸模的温度高，且不满足冷铸模温度(℃)＜(石膏模具温度－50)(℃)的关系，盘部的二次枝晶臂间距变大，且不满足Amax＞Bmax＞Cmax的关系。其结果是，屈服强度值下降。另外，盘部发生损坏，高温下的耐久性变差。 [0093] 在比较例3中，石膏模具的温度低，且不满足冷铸模温度(℃)＜(石膏模具温度－50)(℃)的关系，轮毂部的二次枝晶臂间距变小。其结果是，叶片部的浇铸的外观不良多发，所以铸造成品率大大下降。 [0094] 在比较例4中，冷铸模的温度低，盘部的二次枝晶臂间距变小。其结果是，盘部产生了裂纹，高温下的耐久性变差，另外，盘部的浇铸的外观不良多发，铸造成品率下降。 [0095] 在比较例6中，熔液温度高，轮毂部的冷却速度下降，轮毂部的二次枝晶臂间距变大。其结果是，屈服强度值下降。另外，轮毂部产生裂纹，高温下的耐久性变差。 [0096] 在比较例7中，Cu成分少，屈服强度值下降。另外，盘部破损，高温下的耐久性变差。 [0097] 在比较例8中，Mg成分少，且不满足冷铸模温度(℃)＜(石膏模具温度－50)(℃)的关系。其结果是，屈服强度值下降。另外，轮毂部产生裂纹，高温下的耐久性变差。 [0098] 在比较例9中，Fe成分少，屈服强度值下降。另外，叶片部产生裂纹，高温下的耐久性变差。 [0099] 在比较例10中，Ni成分少，屈服强度值下降。另外，盘部破损，高温下的耐久性变差。 [0100] 在比较例11中，Ti成分少，且不满足冷铸模温度(℃)＜(石膏模具温度－50)(℃)的关系。其结果是，叶片部破损，高温下的耐久性变差，另外，因为晶粒微细化效果不充分，且叶片部的浇铸的外观不良多发，所以铸造成品率下降。 [0101] 在比较例12中，Cu成分多，叶片部的浇不足多发，铸造成品率下降。 [0102] 在比较例13中，Mg成分多，叶片部的浇不足多发，铸造成品率下降。 [0103] 在比较例14中，Fe成分多，且不满足冷铸模温度(℃)＜(石膏模具温度－50)(℃)的关系。其结果是，屈服强度值下降。另外，因为粗大的结晶物相存在，所以盘部产生裂纹，高温下的耐久性变差。 [0104] 在比较例15中，Ni成分多，屈服强度值下降。另外，因为粗大的结晶物相存在，所以轮毂部产生裂纹，高温下的耐久性变差。 [0105] 在比较例16中，Ti成分多，且不满足冷铸模温度(℃)＜(石膏模具温度－50)(℃)的关系。其结果是，不满足Amax＞Bmax＞Cmax的关系，另外，因为粗大的结晶物相存在，所以盘部产生裂纹，高温下的耐久性变差。 [0106] 第二实施例(本发明例9～14、16和比较例17～22) [0107] 作为Al合金，使用含有Cu：2.6％、Mg：1.6％、Ni：1.1％、Fe：0.9％、Ti：0.15％且剩余部分包含Al和不可避免的杂质的Al合金。对该Al合金施加实施通常的熔液处理进行熔化、且在表3所示的温度制备熔液的熔液制备工序。在熔液制备工序中，将上述Al合金150kg熔化，得到熔液。接下来，利用旋转吹气装置，在转子转速400rpm、气体流量2.5Nm3/h的条件下，将氩气吹入熔液中20分钟。之后，将熔液整体静置保持1小时，进行除渣。 [0108] [表3] [0109] [0110] 接下来，由熔液制备工序制备出的Al合金熔液通过加压注入到由调节成表3的预热温度的石膏模具、和配置于与叶轮盘面接触的面且调节成表3的温度的铜板制的冷铸模构成的规定空间内的低压铸造法，制作出Al合金铸件。该Al合金铸件压缩机叶轮是具有轮毂部高度70mm、盘部直径80mm、叶片部高度60mm、叶片数14个、叶片前端壁厚0.4mm的形状的卡车涡轮增压器用压缩机叶轮。熔液的注入压力设为100kPa，以该压力进行加压保持直到Al合金铸件整体的凝固完成。 [0111] 将上述Al合金铸件从石膏模具中取出以后，在表3所示的条件下，实施固溶化处理，之后，同样在表3所示的条件下，实施时效处理。如上所述，制作出Al合金铸件制压缩机叶轮试样。 [0112] 关于上述制作出的各试样，与第一实施例同样地评价轮毂部、叶片部和盘部的二次枝晶臂间距、高温特性(200℃时的0.2％屈服强度值、耐久试验评价)、以及生产率(铸造成品率评价)。将结果表示在表4中。 [0113] [表4] [0114] [0115] 在本发明例9～14、16中，由于采用了适当的铸造条件，因此轮毂部、叶片部、盘部的二次枝晶臂间距和凝固过程的顺序、以及高温屈服强度值适当。其结果是，铸造成品率良好，且高温下的耐久性也优异。 [0116] 与此相对，在比较例17中，石膏温度高，轮毂部和叶片部的二次枝晶臂间距变大。其结果是，屈服强度值下降。另外，轮毂部破损，高温下的耐久性变差。 [0117] 在比较例18中，石膏模具的温度低，且不满足冷铸模温度(℃)＜(石膏模具温度－50)(℃)的关系。其结果是，叶片部的二次枝晶臂间距变小，且不满足Amax＞Bmax＞Cmax的关系。另外，叶片部破损，高温下的耐久性变差，叶片部的浇铸的外观不良多发，铸造成品率下降。 [0118] 在比较例19中，冷铸模的温度低，盘部的二次枝晶臂间距变得非常小。其结果是，盘部产生裂纹，高温下的耐久性变差。另外，因为凝固提前进行，所以因铸造时的浇不足引起的裂纹所造成的外观不良多发，铸造成品率下降。 [0119] 在比较例20中，冷铸模的温度高，且不满足冷铸模温度(℃)＜(石膏模具温度－50)(℃)的关系。其结果是，盘部的二次枝晶臂间距变大，盘部破损，高温下的耐久性变差。 [0120] 在比较例21中，未实施固溶化处理工序，在比较例22中，未实施时效处理工序。其结果是，屈服强度值下降。另外，盘部破损，高温下的耐久性变差。 [0121] 第三实施例(本发明例20、21、24、26、27和比较例23～30) [0122] 作为Al合金，使用含有Cu：2.9％、Mg：1.7％、Ni：1.1％、Fe：1.1％、Ti：0.17％且剩余部分包含Al和不可避免的杂质的Al合金。对该Al合金施加实施通常的熔液处理进行熔化、且在表5所示的温度制备熔液的熔液制备工序。在熔液制备工序中，将上述Al合金200kg熔化，得到熔液。接下来，利用旋转吹气装置，在转子转速400rpm、气体流量2.5Nm3/h的条件下，将氩气吹入熔液中40分钟。之后，将熔液整体静置保持1个半小时，进行除渣。 [0123] [表5] [0124] [0125] 接下来，由熔液制备工序制备出的Al合金熔液通过加压注入到由调节成表5的预热温度的石膏模具、和配置于与叶轮盘面接触的面且调节成表5的温度的铜板制的冷铸模构成的规定空间内的低压铸造法，制作出Al合金铸件。该Al合金铸件压缩机叶轮是具有轮毂部高度160mm、盘部直径150mm、叶片部高度120mm、叶片数16个、叶片前端壁厚0.6mm的形状的船舶涡轮增压器用压缩机叶轮。熔液的注入压力设为100kPa，以该压力进行加压保持直到Al合金铸件整体的凝固完成。 [0126] 将上述Al合金铸件从石膏模具中取出以后，在表5所示的条件下，实施固溶化处理，之后，在相同的表5所示的条件下，实施时效处理。如上所述，制作出Al合金铸件制压缩机叶轮试样。 [0127] 关于上述制作出的各试样，与第一实施例同样地评价轮毂部、叶片部和盘部的二次枝晶臂间距、高温特性(200℃时的0.2％屈服强度值、耐久试验评价)、以及生产率(铸造成品率评价)。将结果表示在表6中。 [0128] [表6] [0129] [0130] 在本发明例20、21、24、26、27中，由于采用了适当的铸造条件，所以轮毂部、叶片部、盘部的二次枝晶臂间距和凝固过程的顺序、以及高温屈服强度值适当。其结果是，铸造成品率良好，且高温下的耐久性也优异。 [0131] 与此相对，在比较例23中，熔液温度高，所有的二次枝晶臂间距都变大。其结果是，屈服强度值下降。另外，轮毂部破损，高温下的耐久性变差。 [0132] 在比较例25中，冷铸模的温度低，盘部的二次枝晶臂间距变得非常小。其结果是，盘部产生裂纹，高温下的耐久性变差。另外，因为凝固提前进行，所以因铸造时的浇不足引起的裂纹所造成的外观不良多发，铸造成品率下降。 [0133] 在比较例26中，冷铸模的温度高，且不满足冷铸模温度(℃)＜(石膏模具温度－50)(℃)的关系。其结果是，盘部的二次枝晶臂间距变大。另外，屈服强度值下降。而且，盘部破损，高温下的耐久性变差。 [0134] 在比较例27中，石膏温度高，所有的二次枝晶臂间距都变大。其结果是，屈服强度值下降。另外，轮毂部破损，高温下的耐久性变差。 [0135] 在比较例28中，石膏模具的温度低，且不满足冷铸模温度(℃)＜(石膏模具温度－50)(℃)的关系。其结果是，叶片部的二次枝晶臂间距变小，且不满足Amax＞Bmax＞Cmax的关系。另外，叶片部产生裂纹，高温下的耐久性变差，叶片部的浇铸的外观不良多发，铸造成品率下降。 [0136] 在比较例29中，未实施固溶化处理工序，在比较例30中，未实施时效处理工序。其结果是，屈服强度值下降。另外，盘部破损，高温下的耐久性变差。 [0137] 工业上的可利用性 [0138] 通过本发明，能够以低成本供给能够长期稳定地承受随着转速增大带来的温度增加的、耐热强度优异的Al合金制压缩机叶轮。另外，本发明可取得能够增加涡轮增压器的增压能力而有助于提高内燃机的输出这种工业上显著的效果。 [0139] 符号说明 [0140] 1 压缩机叶轮 [0141] 2 轮毂部 [0142] 3 盘部 [0143] 4 叶片部 [0144] 5 轮毂部DAS测定剖面 [0145] 6 盘部DAS测定剖面 [0146] 7 叶片部DAS测定剖面 [0147] 8 压缩机叶轮的中心轴 |
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