JPH0364435A - Ｎｉ基超合金の鍛造方法 - Google Patents
Ｎｉ基超合金の鍛造方法Info
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- JPH0364435A JPH0364435A JP19805189A JP19805189A JPH0364435A JP H0364435 A JPH0364435 A JP H0364435A JP 19805189 A JP19805189 A JP 19805189A JP 19805189 A JP19805189 A JP 19805189A JP H0364435 A JPH0364435 A JP H0364435A
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- Japan
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- forging
- forged
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- primary
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
産業上の利用分野
本発明は、Ｎｉ基超合金の改良された鍛造方法に関する
。
。
従来の技術
従来、Ｎｉ基超合金の鍛造するには、１１２０℃ないし
１１４０°Ｃで所定の鍛造比まで鍛造を行った後、固溶
化処理および時効処理を行っている。近年、高温におい
て使用するガスタービンなどの分野では、特に高強度化
及び疲労特性等の改善が要求されているが、従来の鍛造
方法で得られた鍛造品は、十分な特性を有するものでは
なく、」１記の要求を十分満足するものではなかった。
１１４０°Ｃで所定の鍛造比まで鍛造を行った後、固溶
化処理および時効処理を行っている。近年、高温におい
て使用するガスタービンなどの分野では、特に高強度化
及び疲労特性等の改善が要求されているが、従来の鍛造
方法で得られた鍛造品は、十分な特性を有するものでは
なく、」１記の要求を十分満足するものではなかった。
近年、これらの要求を満足させる為の試みとして、鍛造
に際して析出結晶の微細化をはかることが提案されてい
る。
に際して析出結晶の微細化をはかることが提案されてい
る。
すなわち、所定の鍛造比まで第一次の鍛造を行った後、
最低再結晶温度以下の温度でδ相或いはη相等金属間化
合物の析出処理を行い、次いて最低再結晶温度以上ない
し第二次再結晶温度以下の温度で二次鍛造を行い、その
後固溶化処理および時効処理を行う方法が知られている
。
最低再結晶温度以下の温度でδ相或いはη相等金属間化
合物の析出処理を行い、次いて最低再結晶温度以上ない
し第二次再結晶温度以下の温度で二次鍛造を行い、その
後固溶化処理および時効処理を行う方法が知られている
。
発明が解決しようとする課題
しかしながら、上記の鍛造方法において、δ相等金属間
化合物の析出の為の加熱処理は、９００℃前後の温度で
長時間の処理が必要であり、例えばδ相等の析出を十分
に行わせるためには、１５時間以上、場合によっては３
０時間程度の加熱処理時間が必要であり、しかも、鍛造
と熱処理の両者のを必要とするので鍛造プロセスが繁雑
になるという問題があった。
化合物の析出の為の加熱処理は、９００℃前後の温度で
長時間の処理が必要であり、例えばδ相等の析出を十分
に行わせるためには、１５時間以上、場合によっては３
０時間程度の加熱処理時間が必要であり、しかも、鍛造
と熱処理の両者のを必要とするので鍛造プロセスが繁雑
になるという問題があった。
本発明は、上記のような実情に鑑みてなされたものであ
って、その目的は、δ相或いはη相等の析出の為の特別
の加熱処理を行うことなく、簡単に結晶粒の微細化をは
かることができる鍛造方法を提供することにある。
って、その目的は、δ相或いはη相等の析出の為の特別
の加熱処理を行うことなく、簡単に結晶粒の微細化をは
かることができる鍛造方法を提供することにある。
課題を解決するための手段
本発明のＮｉ基超合金の鍛造方法は、ＡＩ及びＴｉを合
計を重量％以上含有するＮｉ基超合金の１０２５〜（（
００℃において一次鍛造を行い、次いで１０３０°Ｃ以
下の温度で二次鍛造を行うことを特徴とする。
計を重量％以上含有するＮｉ基超合金の１０２５〜（（
００℃において一次鍛造を行い、次いで１０３０°Ｃ以
下の温度で二次鍛造を行うことを特徴とする。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明において、Ｎｉ基超合金のしては、ＡＩ及びＴｉ
を合計１重量％以上含有するもので、例えば、下記の組
成のものを例示することができる。
を合計１重量％以上含有するもので、例えば、下記の組
成のものを例示することができる。
Ｎ ｉ ： ５０．００〜５５．００％（重量、以下同
じ）、Ｔｉ：０．６５−１．．００％、Ａ Ｉ ： ０
．２０〜０．８０％、Ｃｒ ：１７．００〜２２０％、
Ｍ ｏ ： ２．８０−３．３０％、Ｎｂ＋Ｔａ：４．
７５〜５．５０％、残部：Ｆｅよりなるものがあげられ
る。
じ）、Ｔｉ：０．６５−１．．００％、Ａ Ｉ ： ０
．２０〜０．８０％、Ｃｒ ：１７．００〜２２０％、
Ｍ ｏ ： ２．８０−３．３０％、Ｎｂ＋Ｔａ：４．
７５〜５．５０％、残部：Ｆｅよりなるものがあげられ
る。
本発明において、Ｎｉ基超合金のは、ＴｉおよびＡＩが
合計（重量％以上含有されることが必要である。これら
の元素の含有量が１重量％よりも少なくなると、結晶粒
界に十分なδ相或いはη相等の析出が行われなくなる。
合計（重量％以上含有されることが必要である。これら
の元素の含有量が１重量％よりも少なくなると、結晶粒
界に十分なδ相或いはη相等の析出が行われなくなる。
本発明においては、上記のＮｉ基超合金のインボッ！・
を、まず１０２５〜１１００°Ｃにおいて（，５以」二
、好ましくは２以上の鍛練比（面積比）になるように−
次鍛造を行う。−次鍛造は、高速４面鍛造機を用いて行
うのが好ましい。この−次鍛造によって鋳造組織が破壊
され、結晶粒度＃４以上の均一な組織となる。加熱温度
が（０２５℃よりも低くなると、鋳造組織が十分破壊さ
れなく、結晶粒度が小さくならない。（第２図参照。な
お、第２図は、１０２５℃より低い温度で一次鍛造した
後、下記のように二次鍛造した鍛造材の金属組織の顕微
鏡写真であり、（ａ）は再結晶が僅かに進んた状態を示
し、（ｂ）は粒界より再結晶が若干進んた状態を示す）
。またＬ １．００℃よりも高くなると、均一な結晶粒
度の組織が得られなく、不均一な組織のものとなる（第
３図参照。なお、第３図はｔｔｏｏ℃より高い温度で一
次鍛造した後、下記のように二次鍛造した鍛造材の金属
組織の顕微鏡写真である。）−次鍛造により得られた被
鍛造材は、続いて、１０３０℃以下、好ましくは９８０
℃以下の温度で二次鍛造を行う。この二次鍛造は低温で
行われるため、被鍛造材の変形抵抗が上がり、内部まで
歪みがかかった状態で鍛造され、粒界にδ相或いはη相
等が析出した結晶粒度＃８以上の均一な結晶粒度を有す
る組織が形成される（第１図参照。なお、第１図は、後
記実施例における二次鍛造後の鍛造材の金属組織の顕微
鏡写真である。）。加熱温度が１０３０℃よりも高くな
ると、粒界に析出したδ相或いはη相等が完全に固溶し
、析出物による結晶粒の粗大化抑制作用が失われてしま
う。したかって、二次鍛造は、好ましくは９８０℃以下
の加熱温度で行われる。また、二次鍛造の加熱温度の下
限は、９３０℃に設定するのか好ましい。加熱温度が９
３０℃よりも低くなると、変形抵抗が高くなり、鍛造が
困難になる。
を、まず１０２５〜１１００°Ｃにおいて（，５以」二
、好ましくは２以上の鍛練比（面積比）になるように−
次鍛造を行う。−次鍛造は、高速４面鍛造機を用いて行
うのが好ましい。この−次鍛造によって鋳造組織が破壊
され、結晶粒度＃４以上の均一な組織となる。加熱温度
が（０２５℃よりも低くなると、鋳造組織が十分破壊さ
れなく、結晶粒度が小さくならない。（第２図参照。な
お、第２図は、１０２５℃より低い温度で一次鍛造した
後、下記のように二次鍛造した鍛造材の金属組織の顕微
鏡写真であり、（ａ）は再結晶が僅かに進んた状態を示
し、（ｂ）は粒界より再結晶が若干進んた状態を示す）
。またＬ １．００℃よりも高くなると、均一な結晶粒
度の組織が得られなく、不均一な組織のものとなる（第
３図参照。なお、第３図はｔｔｏｏ℃より高い温度で一
次鍛造した後、下記のように二次鍛造した鍛造材の金属
組織の顕微鏡写真である。）−次鍛造により得られた被
鍛造材は、続いて、１０３０℃以下、好ましくは９８０
℃以下の温度で二次鍛造を行う。この二次鍛造は低温で
行われるため、被鍛造材の変形抵抗が上がり、内部まで
歪みがかかった状態で鍛造され、粒界にδ相或いはη相
等が析出した結晶粒度＃８以上の均一な結晶粒度を有す
る組織が形成される（第１図参照。なお、第１図は、後
記実施例における二次鍛造後の鍛造材の金属組織の顕微
鏡写真である。）。加熱温度が１０３０℃よりも高くな
ると、粒界に析出したδ相或いはη相等が完全に固溶し
、析出物による結晶粒の粗大化抑制作用が失われてしま
う。したかって、二次鍛造は、好ましくは９８０℃以下
の加熱温度で行われる。また、二次鍛造の加熱温度の下
限は、９３０℃に設定するのか好ましい。加熱温度が９
３０℃よりも低くなると、変形抵抗が高くなり、鍛造が
困難になる。
本願発明において、二次鍛造は高速４面鍛造機を用いる
恒温鍛造により、通常鍛練比２以上となるように実施す
るのが好ましい。
恒温鍛造により、通常鍛練比２以上となるように実施す
るのが好ましい。
二次鍛造が終了した鍛造材は、続いて常法により固溶化
処理および時効処理が行われる。固溶化処理は通常９３
０〜１０１０℃の範囲の温度で行われ、時効処理は６２
０〜７２０℃の範囲の温度で行われる。
処理および時効処理が行われる。固溶化処理は通常９３
０〜１０１０℃の範囲の温度で行われ、時効処理は６２
０〜７２０℃の範囲の温度で行われる。
実施例
次に、本発明を実施例によって説明する。
下記の合金組成のＮ１基超合金を被鍛造祠として使用し
た。Ｎ ｉ ５２．９３％、Ｔ ｉ ： １．０２％、
Ａｌ：０．６０％、Ｎｂ＋Ｔａ：５．１０％、Ｃｒ ：
１８．００％、Ｍｏ：３．１２％、Ｆ ｅ ： １８
．８２％、Ｃ： ０．０４％、Ｓｉ：０．０９％、Ｍｎ
０．０５％、Ｐ ： ０．００４％、Ｓ ： ０．００
１２％、Ｃｕ ： ０．０２％、Ｃｏ：０．０３％。
た。Ｎ ｉ ５２．９３％、Ｔ ｉ ： １．０２％、
Ａｌ：０．６０％、Ｎｂ＋Ｔａ：５．１０％、Ｃｒ ：
１８．００％、Ｍｏ：３．１２％、Ｆ ｅ ： １８
．８２％、Ｃ： ０．０４％、Ｓｉ：０．０９％、Ｍｎ
０．０５％、Ｐ ： ０．００４％、Ｓ ： ０．００
１２％、Ｃｕ ： ０．０２％、Ｃｏ：０．０３％。
上記組成のＮ１基合金のインゴットを、加熱炉で１０５
０℃に加熱し、高速４面鍛造機によって鍛練比４の条件
で鍛造して直径２００ ｍｍの一次鍛造祠を形成した。
０℃に加熱し、高速４面鍛造機によって鍛練比４の条件
で鍛造して直径２００ ｍｍの一次鍛造祠を形成した。
続いて、温度９６０℃において、高速４面鍛造機により
鍛造して直径１１８ｍｍの二次鍛造材を得た。
鍛造して直径１１８ｍｍの二次鍛造材を得た。
得られた鍛造材を９８０℃で１５時間固溶化処理を行い
、７２０℃で８時間、次いで６２０℃で８時間時効処理
を行った。
、７２０℃で８時間、次いで６２０℃で８時間時効処理
を行った。
比較例１
上記と同一組成のＮｉ基超合金のついて、次の条件で鍛
造を行った。すなわち、加熱炉で１１４０°Ｃに加熱し
、油圧プレスにて同様に直径ＬＬ８ｍＴｎに鍛造した。
造を行った。すなわち、加熱炉で１１４０°Ｃに加熱し
、油圧プレスにて同様に直径ＬＬ８ｍＴｎに鍛造した。
鍛造割れを避けるために鍛造終止温度は９００℃以上に
管理した。直径１１８ｍｍに鍛造するのに５ヒートを要
した。なお、得られた鍛造材の金属組織の顕微鏡写真を
第４図に示す。
管理した。直径１１８ｍｍに鍛造するのに５ヒートを要
した。なお、得られた鍛造材の金属組織の顕微鏡写真を
第４図に示す。
比較例２
上記と同一組成のＮｉ基超合金のついて、次の条（’ｔ
＝で鍛造を行った。すなわち（（４０℃に加熱し、油圧
プレスにて直径２４０ ｍｍまで鍛造した後、９００℃
で３０時間の析出処理を行い、その後、加熱温度を９８
０℃とし、直径１１．８ｍｍまで鍛造した。鍛造終止温
度は比較例１と同様に９００℃以上で管理した。
＝で鍛造を行った。すなわち（（４０℃に加熱し、油圧
プレスにて直径２４０ ｍｍまで鍛造した後、９００℃
で３０時間の析出処理を行い、その後、加熱温度を９８
０℃とし、直径１１．８ｍｍまで鍛造した。鍛造終止温
度は比較例１と同様に９００℃以上で管理した。
直径１１８＋ｎｍに鍛造するのに６ヒートを要した。
本発明の実施例、比較例１及び比較例２においてえらた
鍛造品について、常温及び高温（６５０℃）における機
械的性質（耐力、抗張力、伸び、絞り）の試験、クリー
プラブチャー試験（６５０°Ｃ，３０，３ｋｇ／ｍＪ）
、及び回転曲げ試験（１０７回での応力振幅）を行っ
た。その結果を結晶粒度と共に第１表に示す。
鍛造品について、常温及び高温（６５０℃）における機
械的性質（耐力、抗張力、伸び、絞り）の試験、クリー
プラブチャー試験（６５０°Ｃ，３０，３ｋｇ／ｍＪ）
、及び回転曲げ試験（１０７回での応力振幅）を行っ
た。その結果を結晶粒度と共に第１表に示す。
以下余白
発明の効果
本発明の鍛造方法は、上記のようにＮ１基超合金を１０
２５〜１１００℃において一次鍛造を行い、次いで１０
３０°Ｃ以下の温度で二次鍛造を行うから、δ相或いは
η相等の析出の為の特別の加熱処理を行うことなく、鍛
造加工のみで簡ｊｌに、均一で微細な結晶粒よりなる組
織を有する鍛造品を得ることができる。したがって、本
発明によれば、高強度でかつ疲労特性の優れた鍛造品を
製造することが可能である。
２５〜１１００℃において一次鍛造を行い、次いで１０
３０°Ｃ以下の温度で二次鍛造を行うから、δ相或いは
η相等の析出の為の特別の加熱処理を行うことなく、鍛
造加工のみで簡ｊｌに、均一で微細な結晶粒よりなる組
織を有する鍛造品を得ることができる。したがって、本
発明によれば、高強度でかつ疲労特性の優れた鍛造品を
製造することが可能である。
第１図は本発明の実施例における二次鍛造後の鍛造材の
金属組織の顕微鏡写真、第２図及び第３図は、比較のた
めの鍛造材の金属組織の顕微鏡写真、第４図は、比較例
１−の鍛造材の金属組織の顕微鏡写真を示す。
金属組織の顕微鏡写真、第２図及び第３図は、比較のた
めの鍛造材の金属組織の顕微鏡写真、第４図は、比較例
１−の鍛造材の金属組織の顕微鏡写真を示す。
Claims (1)
- （１）Ａｌ及びＴｉを合計１重量％以上含有するＮｉ基
超合金を１０２５〜１１００℃において一次鍛造を行い
、次いで１０３０℃以下の温度で二次鍛造を行うことを
特徴とするＮｉ基超合金の鍛造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19805189A JPH0364435A (ja) | 1989-08-01 | 1989-08-01 | Ｎｉ基超合金の鍛造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19805189A JPH0364435A (ja) | 1989-08-01 | 1989-08-01 | Ｎｉ基超合金の鍛造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0364435A true JPH0364435A (ja) | 1991-03-19 |
Family
ID=16384718
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19805189A Pending JPH0364435A (ja) | 1989-08-01 | 1989-08-01 | Ｎｉ基超合金の鍛造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0364435A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000192179A (ja) * | 1998-12-23 | 2000-07-11 | United Technol Corp <Utc> | ダイキャスト部材 |
| US20100252151A1 (en) * | 2009-04-07 | 2010-10-07 | Rolls-Royce Corp. | Techniques for controlling precipitate phase domain size in an alloy |
| JP2014210280A (ja) * | 2013-04-19 | 2014-11-13 | 大同特殊鋼株式会社 | ディスク形状品の鍛造加工方法 |
| JP2014224310A (ja) * | 2013-04-19 | 2014-12-04 | 日立金属株式会社 | Ｆｅ−Ｎｉ基超耐熱合金及びその製造方法 |
| JP2015054332A (ja) * | 2013-09-10 | 2015-03-23 | 大同特殊鋼株式会社 | Ｎｉ基耐熱合金の鍛造加工方法 |
| WO2020203460A1 (ja) * | 2019-03-29 | 2020-10-08 | 日立金属株式会社 | Ｎｉ基超耐熱合金及びＮｉ基超耐熱合金の製造方法 |
-
1989
- 1989-08-01 JP JP19805189A patent/JPH0364435A/ja active Pending
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000192179A (ja) * | 1998-12-23 | 2000-07-11 | United Technol Corp <Utc> | ダイキャスト部材 |
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| US10184156B2 (en) | 2009-04-07 | 2019-01-22 | Rolls-Royce Corporation | Techniques for controlling precipitate phase domain size in an alloy |
| US11047016B2 (en) | 2009-04-07 | 2021-06-29 | Rolls-Royce Corporation | Techniques for controlling precipitate phase domain size in an alloy |
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| WO2020203460A1 (ja) * | 2019-03-29 | 2020-10-08 | 日立金属株式会社 | Ｎｉ基超耐熱合金及びＮｉ基超耐熱合金の製造方法 |
| JP6839401B1 (ja) * | 2019-03-29 | 2021-03-10 | 日立金属株式会社 | Ｎｉ基超耐熱合金及びＮｉ基超耐熱合金の製造方法 |
| US11708627B2 (en) | 2019-03-29 | 2023-07-25 | Proterial Ltd. | Ni-based superalloy and method for manufacturing Ni-based superalloy |
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