WO2014157662A1 - 環状成形体の製造方法 - Google Patents

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WO2014157662A1
WO2014157662A1 PCT/JP2014/059277 JP2014059277W WO2014157662A1 WO 2014157662 A1 WO2014157662 A1 WO 2014157662A1 JP 2014059277 W JP2014059277 W JP 2014059277W WO 2014157662 A1 WO2014157662 A1 WO 2014157662A1
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annular
molded body
forging
grain size
annular molded
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弘明 菊池
英男 瀧澤
石割　雄二
淳 大曽根
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    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing an annular molded body used as a processing material when producing an annular product such as a turbine disk of an aircraft engine.
  • the above-described turbine disk is an annular member having a through hole, and a plurality of turbine blades are disposed on the outer peripheral side, and are configured to rotate together with the turbine blades.
  • the outer peripheral portion is exposed to combustion gas and becomes a high temperature of about 600 to 700 ° C., while the temperature of the inner peripheral portion is kept relatively low, and the engine is started and stopped.
  • the thermal stress is repeatedly generated inside. For this reason, excellent low cycle fatigue characteristics are required, and the outer peripheral portion is subjected to centrifugal force due to high-speed rotation around the axis at high temperature, and therefore must have high creep strength characteristics. Also, high tensile / yield strength is required.
  • the annular molded body used for the turbine disk is, for example, as described in Patent Documents 1 and 2, a Ni-based superb material having excellent heat resistance. It is produced by forging a material made of an alloy and cutting the resulting annular forged body. That is, the forging is strained and the crystal grains are refined to improve the tensile strength and fatigue strength.
  • a hydraulically controlled forging press capable of strict control of the forging speed is desirable, and in order to obtain the circumferential uniformity of the structure (crystal grains) in the annular formed body, the entire material is simultaneously formed. It has been recognized that application of full forging is preferred.
  • ring-rolled products are more susceptible to anisotropy in mechanical properties (strength properties) than press-forged products, and are not suitable for products that require isotropic mechanical properties such as turbine disks. .
  • Patent Document 3 the forging process and the ring rolling process are combined, and in the forging process, the strain ⁇ 1 in the circumferential direction and the strain ⁇ h in the height direction and the strain ratio ⁇ h / ⁇ 1 are set to appropriate values.
  • annular molded body with a fine crystal grain size and a uniform shape can be obtained, for example, a large-scale annular molded body with a large thickness is obtained.
  • crystal grain size of the annular molded body sometimes becomes non-uniform due to variations in operating conditions.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and it is possible to stably and inexpensively manufacture an annular molded body having a sufficiently high mechanical strength while ensuring the uniformity of the structure. It aims at providing the manufacturing method of the cyclic
  • the method for producing an annular molded body of the present invention includes a forging step of forging an alloy body to produce a disk-shaped forged body, and the forging process.
  • the absolute value ⁇ 1 in the circumferential direction of the forged body is 0.3 or more
  • the absolute value ⁇ h in the height direction strain of the forged body is 0.3 or more
  • the ratio between the absolute values of these strains The hot forging in which ⁇ h / ⁇ 1 is in the range of 0.4 to 2.5 is performed at least twice.
  • the strain rate in the forging process is 0.5 s ⁇ 1 or less.
  • the strain rate exceeds 0.5 s ⁇ 1
  • the crystal grain size inside the forged body is coarse due to excessive increase in the temperature inside the forged body due to processing heat (so-called heat buildup). become.
  • heat buildup processing heat
  • the crystal grains inside the forged body cannot be refined. Therefore, in the present invention, by setting the strain rate within the range of 0.5 s ⁇ 1 or less, the temperature difference between the surface and the inside of the forged body during forging can be reduced, and the structure can be made uniform. It becomes.
  • it is preferable to set the strain rate in the forging process to 0.15 s ⁇ 1 or less.
  • the strain rate is defined by the following equation.
  • the absolute value ⁇ 1 of the circumferential strain is set to a large value of 0.3 or more, the proportion of the circumferential strain applied to the annular intermediate in the ring rolling process can be reduced.
  • the absolute value ⁇ h of the strain in the height direction is set to a large value of 0.3 or more, it is possible to secure a sufficient amount of strain in the height direction that is difficult to impart by ring rolling.
  • the processing rate in the ring rolling can be reduced, the anisotropy of the strength characteristics of the annular molded body is suppressed, the isotropic property is enhanced, and a fine crystal structure with sufficiently ensured uniformity is obtained. It is done.
  • the ratio ⁇ h / ⁇ 1 indicates the directional balance of applied strain, and is an index for controlling the relative position change in the material before and after processing.
  • the corresponding numerical value must be zero or close to zero due to the manufacturing method, so it is essential to suppress the anisotropy by appropriately taking the strain application ratio in the height direction in the forging process.
  • ⁇ h / ⁇ 1 is less than 0.4, the effect is insufficient.
  • ⁇ h / ⁇ 1 exceeds 2.5, the distribution in the height direction becomes excessive, the plastic flow becomes unstable, and the axial symmetry of the plastic flow that is indispensable for imparting uniformity is reduced. Therefore, in the present invention, by defining the ratio ⁇ h / ⁇ 1 between the absolute values of strain within the range of 0.4 to 2.5, the plastic flow is stabilized and the axial symmetry is secured, and the structure is uniform. Can be achieved.
  • the method for manufacturing an annular molded body in the ring rolling step, hot rolling is performed to give an absolute value ⁇ 2 of a circumferential strain in the annular molded body of 0.5 or more, and the annular molding is performed.
  • the grain size of the product region in the body may be 8 or more in terms of ASTM grain size number.
  • the ring rolling process by performing hot rolling that gives an absolute value ⁇ 2 of the circumferential distortion of the annular molded body of 0.5 or more, crystals in the product region that is made into a product by machining in the annular molded body It is surely refined so that the grain size is 8 or more in terms of ASTM crystal grain size number. Accordingly, it is possible to reliably increase the mechanical strength of the product obtained from the annular molded body.
  • the ASTM grain size number is determined according to the standard specified in ASTM standard E122 of American Society of Testing and Materials (American Society for Testing Materials).
  • the crystal grain size difference in the product region of the annular molded body in a cross section including the axis of the annular molded body is within a range of ⁇ 2 in terms of ASTM grain size number difference. It may be there.
  • this annular shaped product since the crystal grain size difference in the product region in the cross section of the annular shaped product is within the range of ⁇ 2 in terms of ASTM grain size number difference, this annular shaped product has a crystal grain size in the radial direction and the height direction. Uniformity is ensured.
  • the crystal grain size of the forged body may be 7 or more in terms of ASTM grain size number.
  • the crystal grain size of the forged body can be refined to 7 or more by the ASTM crystal grain size number. Therefore, the structure of the annular molded body can be refined while reducing the amount of strain applied in the next ring rolling step.
  • the ratio T / H between the radial thickness T of the annular intermediate body and the height H along the axial direction of the annular intermediate body is 0.6 or more and 2 .3 after forming the annular intermediate so as to be in the range of 3 or less, ring rolling, the crystal grain size difference between a plurality of equivalent positions set uniformly in the circumferential direction on the annular molded body, ASTM grain size number The difference may be within a range of ⁇ 1.5.
  • the annular intermediate is formed so that the ratio T / H between the radial thickness T and the height H of the annular intermediate is in the range of 0.6 to 2.3, and then ring-rolled.
  • the crystal grain size difference between the circumferential equivalent positions in the annular molded body can be suppressed within the range of ⁇ 1.5 by the ASTM crystal grain size number difference. That is, the annular molded body obtained by molding this annular intermediate body ensures the uniformity of the crystal grain size in the circumferential direction.
  • ring rolling is local processing, but unlike general partial forging, it has high continuity of processing, so the structure has a high axial symmetry, and deviation in material properties in the circumferential direction in an annular molded body. Is known to be small.
  • the shape (roundness) of the molded annular molded body and the axial symmetry of the structure are further increased. it can.
  • the alloy body may be a Ni-based alloy.
  • the forging step is preferably performed at 950 ° C. to 1075 ° C.
  • the ring rolling step is preferably performed at 900 ° C. to 1050 ° C.
  • a method for producing an annular molded body capable of stably and inexpensively producing an annular molded body having a sufficiently high mechanical strength while ensuring the uniformity of the structure. Can do.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view taken along the line XX in FIG. It is a flowchart which shows the manufacturing method of the annular molded object and turbine disk which are one Embodiment of this invention. It is sectional drawing of the cyclic
  • FIG. 3 is a drawing showing a tensile strength-drawing correlation diagram of an annular molded body according to an example of the present invention. It is a proof stress-drawing correlation diagram of an annular molded body according to an example of the present invention.
  • the annular molded body 10 according to the present embodiment is used as a processing material for molding a turbine disk of an aircraft engine.
  • the annular molded body 10 has a through hole and an annular shape centering on the axis O, and is directed radially inward from the main body 11 and the main body 11. And an outer ridge 13 projecting radially outward from the main body 11.
  • the annular molded body 10 is made of a Ni-base superalloy excellent in heat resistance, and in this embodiment, is made of a Ni-base alloy Alloy718.
  • the alloy composition of the Ni-based alloy Alloy 718 is as follows: Ni: 50.00 to 55.00% by mass, Cr: 17.0 to 21.0% by mass, Nb: 4.75 to 5.60% by mass, Mo; 2 0.8 to 3.3 mass%, Ti; 0.65 to 1.15 mass%, Al; 0.20 to 0.80 mass%, C; 0.01 to 0.08 mass%, the balance being Fe and inevitable It is considered as an impurity.
  • the annular molded body 10 has a grain size of ASTM in the desired region (hereinafter referred to as “product region”) (not shown) that is machined into a turbine disk (product). 8 or more. 2 are cross sections including the axis O of the annular molded body 10, and these virtual planes VS1 and VS2 are at equivalent positions obtained by equally dividing the annular molded body 10 into two in the circumferential direction. Is set.
  • the crystal grain size difference in the structure of the product region in the cross section of the virtual plane VS1 (or VS2) is within the range of ⁇ 2 in terms of ASTM crystal grain size number difference, and uniformity is ensured. .
  • the difference in crystal grain size between equivalent positions in the circumferential direction of the annular molded body 10 that is, the difference between the crystal grain size in the virtual plane VS1 and the crystal grain size in the virtual plane VS2 is within the range of ⁇ 1.5 in terms of the ASTM crystal grain size number difference. It is said that.
  • the billet is formed to have a diameter of, for example, about 7 inches to 12 inches (more specifically, 165 mm to 315 mm).
  • the produced billet structure is ASTM No. It is about 6.
  • Forming process S2 Next, the billet is forged so as to press in the axial direction of the billet, and a disk-shaped forged body is produced.
  • the absolute strain value ⁇ 1 in the circumferential direction of the forged body is 0.3 or more
  • the absolute strain in the height direction of the forged body Hot forging is carried out at least twice so that the value ⁇ h is 0.3 or more and the ratio ⁇ h / ⁇ 1 between the absolute values of these strains is in the range of 0.4 to 2.5.
  • the strain rate in the hot forging in the forging step S2 is set to 0.5 s ⁇ 1 or less.
  • the hot forging in the forging step S2 is performed using a hydraulically controlled forging press apparatus. This hydraulically controlled forging press apparatus can accurately adjust the strain rate during forging so as to be within the above-described range by hydraulic control.
  • the strain rate in the hot forging in the forging step S2 is set to 0.01 s ⁇ 1 or more.
  • the absolute value ⁇ 1 of the strain applied in the circumferential direction is set to 0.3 or more.
  • the absolute value ⁇ h of the strain applied in the height direction along the axial direction of the forged body is set to 0.3 or more.
  • the annular intermediate body 20 is produced by this drilling process + intermediate ring rolling step S3.
  • the annular intermediate body 20 has a top surface and a bottom surface that have a substantially polygonal cross section orthogonal to the circumferential direction and extend in a direction substantially orthogonal to the axis O.
  • a portion 21, an inner convex portion 22 projecting radially inward from the base portion 21, and an outer convex portion 23 projecting radially outward from the base portion 21 are provided.
  • the annular intermediate 20 is subjected to ring rolling.
  • the ring rolling is performed by hot rolling, and the temperature is set in the range of 900 ° C. to 1050 ° C., for example.
  • the ring rolling device 30 includes a main roll 40 disposed on the outer peripheral side of the annular intermediate body 20, and a mandrel roll 50 disposed on the inner peripheral side of the annular intermediate body 20. And a pair of axial rolls 31 and 32 that are in contact with the end face in the axis O direction of the annular intermediate body 20 (in this embodiment, the upper surface and the lower surface of the base portion 21).
  • the main roll 40 and the mandrel roll 50 are arranged so that the rotation axes thereof are parallel to each other, sandwich and press the annular intermediate body 20 from the inner peripheral side and the outer peripheral side, and rotate the annular intermediate body 20 in the circumferential direction. It is set as the structure rolled while making it.
  • the pair of axial rolls 31 and 32 are configured to sandwich and press the annular intermediate body 20 in the axis O direction, and control the height dimension of the annular intermediate body 20.
  • an accommodation recess 41 that can accommodate a part of the annular intermediate body 20 is provided on the outer peripheral portion of the main roll 40.
  • the outer side of the annular intermediate body 20 is provided.
  • the depth is such that the outer peripheral portions of the convex portion 23, the base portion 21 and the inner convex portion 22 can be accommodated.
  • a first molding groove 42 for molding the outer protruding portion 13 of the annular molded body 10 is formed in the bottom portion 41A of the housing recess 41 on the radially inner side (right side in FIG. 6) of the main roll 40. It is formed so as to be recessed.
  • channel 42 is made into the same depth as the protrusion height of the outer side protruding item
  • an insertion portion 51 configured to be inserted into the housing recess 41 of the main roll 40 is provided, and the annular molded body 10 is provided on the outer peripheral surface of the insertion portion 51.
  • a second forming groove 52 for forming the inner ridge portion 12 is formed so as to be recessed toward the radially inner side (left side in FIG. 6) of the mandrel roll 50.
  • channel 52 is made into the same depth as the protrusion height of the inner side protruding item
  • the main roll 40 and the mandrel roll 50 configured as described above operate so as to approach each other, whereby the annular intermediate body 20 is sandwiched and pressed between the main roll 40 and the mandrel roll 50. Specifically, by rotating the main roll 40 around the rotation axis of the main roll 40, the main roll 40 and the mandrel roll 50 are brought close to each other, so that an intermediate ring is formed by the frictional resistance between the main roll 40 and the main roll 40. The body 20 is rotated around the axis O.
  • the mandrel roll 50 is rotatable about the rotation axis of the mandrel roll 50 and is driven to rotate by frictional resistance with the annular intermediate body 20.
  • the annular intermediate body 20 is plastically deformed so as to be filled in the housing recess 41 and the first molding groove 42 of the main roll 40 and the second molding groove 52 of the mandrel roll 50, and the annular molded body 10 is molded.
  • the inner ridge 12 in the annular molded body 10 is plastically deformed corresponding to the shape of the second molding groove 52.
  • the outer ridge 13 is plastically deformed corresponding to the shape of the first forming groove 42.
  • the annular intermediate body 20 is plastically deformed so as to extend in the circumferential direction, and the inner diameter and the outer diameter thereof are enlarged to produce the annular molded body 10 shown in FIG. It is.
  • strain of the circumferential direction in the annular molded object 10 is provided. Specifically, at least one hot rolling is performed, and the absolute value ⁇ 2 of the strain is set within a range of 0.5 to 1.3 in total.
  • the annular molded body 10 produced as described above is adjusted in characteristics by heat treatment, and is formed into a final shape by cutting to be a turbine disk of an aircraft engine.
  • the strain rate is set to 0.5 s -1 or less in the forging step S2 in which a forged body is manufactured by forging a billet. And it can suppress that the temperature inside a forging body rises excessively by processing heat (so-called heat buildup). Therefore, the temperature difference between the surface and the inside of the forged body during forging can be reduced, and the structure of the forged body can be made uniform. In order to ensure that this effect is achieved, it is preferable to set the strain rate in the forging step S2 to 0.15 s ⁇ 1 or less.
  • the absolute value ⁇ 1 of the strain in the circumferential direction is set to a large value of 0.3 or more, so the ratio of the strain amount in the circumferential direction applied to the annular intermediate body 20 in the ring rolling step S4 is reduced. be able to. Furthermore, since the absolute value ⁇ h of the strain in the height direction is set to a large value of 0.3 or more, a sufficient amount of strain in the height direction that is difficult to impart in the ring rolling step S4 can be secured.
  • the processing rate in the ring rolling step S4 can be lowered, the anisotropy of the strength property of the annular molded body 10 is suppressed, the isotropic property is enhanced, and the fine crystal in which the uniformity is sufficiently secured. Organization is obtained.
  • the ratio ⁇ h / ⁇ 1 between the absolute value ⁇ 1 of the strain in the circumferential direction and the absolute value ⁇ h of the strain in the height direction is 0.4 or more, a sufficient strain application ratio in the height direction is ensured. Thus, even if the subsequent ring rolling step S4 cannot sufficiently impart strain in the height direction, the uniformity of the structure can be ensured.
  • the ratio ⁇ h / ⁇ 1 is 2.5 or less, the distribution in the height direction is not excessive, the plastic flow is stable, and the axial symmetry of the plastic flow that is indispensable for imparting uniformity is ensured. Can do.
  • the ratio ⁇ h / ⁇ 1 between the absolute values of strain is more preferably 0.6 or more and 2.1 or less. Thereby, since the axial symmetry of plastic flow can be improved, the uniformity of the structure can be ensured more reliably.
  • the absolute value ⁇ 1 of the strain applied in the circumferential direction is set to 0.3 or more, and is applied in the height direction along the axial direction of the forged body. Since the absolute value ⁇ h of the strain amount is set to 0.3 or more, it can be suppressed that the temperature inside the forged body rises due to processing heat and the crystal becomes coarse.
  • the grain size of the product region in the annular molded body 10 is It is surely refined to 8 or more by ASTM grain size number. Therefore, the mechanical strength of the product obtained from the annular molded body 10 is reliably increased.
  • ⁇ 2 is preferably 1.3 or less.
  • the crystal grain size of the annular molded body 10 is preferably 8 or more and 13 or less in terms of ASTM grain size number. Thereby, the mechanical strength of the product obtained from the annular molded body 10 can be more reliably increased.
  • the annular molded body 10 since the crystal grain size difference in the product region in the cross section including the axis O of the annular molded body 10 is within the range of ⁇ 2 in terms of the ASTM crystal grain size number difference, the annular molded body 10 has a radial direction and a high height. The uniformity of crystal grain size in the vertical direction is sufficiently secured.
  • the crystal grain size of the forged body can be refined to 7 or more by the ASTM grain size number. Therefore, the structure of the annular molded body 10 can be refined while reducing the amount of strain applied in the next ring rolling step.
  • annular molded object 10 can be suppressed in the range of +/- 1.5 by ASTM crystal grain size number difference. That is, in the annular molded body 10 obtained by molding the annular intermediate body 20, the uniformity of the crystal grain size in the circumferential direction is sufficiently ensured.
  • the ring rolling is local processing, but unlike general partial forging, it has high continuity of processing and thus has high axial symmetry of the structure after forming, and the material properties in the circumferential direction of the annular formed body 10 are high. It is known that the deviation becomes smaller. Therefore, as in this embodiment, by setting the ratio T / H within the above-described range in the annular intermediate body 20 before ring rolling, the shape (roundness) and structure of the molded annular molded body 10 are determined. The axial symmetry of can be further increased.
  • annular molded body having a sufficiently high mechanical strength while ensuring the uniformity of the structure is stably manufactured at a low cost. It becomes possible.
  • the present invention is not limited to the above-described embodiment, and various modifications can be made without departing from the spirit of the present invention.
  • the shapes of the annular molded body 10 and the annular intermediate body 20 are not limited to this embodiment, and can be appropriately changed in design in consideration of the shape of the annular product such as a turbine disk to be produced.
  • the annular molded body 10 and the annular intermediate body 20 have been described as being constituted by the Ni-based alloy Alloy 718.
  • the present invention is not limited to this, and other materials (for example, Waspaloy (registered trademark) (United Technology Inc.) .), Alloy 720, Co-based alloy, Fe-based alloy, etc.).
  • the melt of the Ni-based alloy Alloy 718 is melted and the billet is produced by casting.
  • the present invention is not limited to this, and the billet is produced by a powder molding method. It is good also as a structure which performs a ring rolling process.
  • the billet may be produced by double dissolution (VIM + ESR or VIM + VAR).
  • the annular formed body 10 is formed by the ring rolling step S4, before the heat treatment step S5, the annular formed body 10 is subjected to processing such as partial forging for the purpose of giving a shape and adjusting the shape dimension. May be.
  • the difference between the crystal grain size in the virtual plane VS1 and the crystal grain size in the virtual plane VS2 is determined according to ASTM using equivalent positions (virtual planes VS1, VS2) obtained by equally dividing the annular molded body 10 in the circumferential direction.
  • the crystal grain size number difference is assumed to be within a range of ⁇ 1.5
  • the number of virtual planes to be compared is not limited to two. That is, since the annular molded body 10 is ensured equivalence in the entire circumference in the circumferential direction, not only in the above-described two divisions, but also in the crystal grain size difference between equivalent positions divided into three or more equally in the circumferential direction, The difference in ASTM grain size number is within a range of ⁇ 1.5.
  • the circumferential position for setting the equivalent position is not limited.
  • Example preparation First, a melt of Ni-based alloy Alloy 718 was melted. Specifically, the melting raw material was prepared so as to be in the component range of the Ni-based alloy Alloy 718 described in the above embodiment. And triple dissolution was given to this molten metal. Specifically, vacuum induction heating melting (VIM), electroslag remelting (ESR), and vacuum arc remelting (VAR) were performed to produce a cylindrical billet with a diameter of 254 mm.
  • VIP vacuum induction heating melting
  • ESR electroslag remelting
  • VAR vacuum arc remelting
  • a forging process was performed on the billet to produce a disk-shaped forged body.
  • Forging was performed twice by hot forging in which the temperature of the billet was heated to 1000 ° C.
  • the forging process is performed under the conditions shown in Table 1 with respect to the absolute value ⁇ 1 of the strain in the circumferential direction of the forged body, the absolute value ⁇ h of the strain in the height direction of the forged body, the ratio ⁇ h / ⁇ 1 between the absolute values of these strains, and the strain rate. It carried out in.
  • the annular intermediate 20 was molded such that the ratio T / H between the thickness T and the height H was a value shown in Table 1.
  • the annular intermediate 20 was subjected to ring rolling.
  • the ring rolling was performed twice by hot rolling in which the temperature of the annular intermediate 20 was heated to 1000 ° C.
  • the ring rolling was performed so that the sum total of the absolute value ⁇ 2 of the circumferential strain of the annular molded body 10 satisfies the conditions shown in Table 1 by these two hot rollings.
  • the annular molded body 10 was subjected to heat treatment.
  • As a direct aging material water-cooled after ring rolling, 718 ° C./8 hours + 621 ° C./8 hours + A. C. What gave the aging treatment of (air cooling) was produced.
  • Crystal grain size measurement Using the produced annular molded body 10, the maximum crystal grain size in the product region in the cross section including the virtual planes VS1 and VS2 and the average crystal grain size around the maximum crystal grain were measured and compared. The average crystal grain size around the maximum crystal grain was the average crystal grain size of the maximum crystal grain confirmation part (excluding the maximum crystal grain). The results are shown in Table 2.
  • FIG. 8 shows a tensile strength-drawing correlation diagram
  • FIG. 9 shows a proof stress-drawing correlation diagram.
  • Example 1 of the present invention is superior to Comparative Example 2 in all of tensile strength, 0.2% proof stress, and drawing. confirmed. That is, it was found that Example 1 of the present invention has a fine crystal structure in which the isotropy of the strength characteristics is enhanced and the uniformity is sufficiently ensured.
  • annular molded body of the present invention According to the method for producing an annular molded body of the present invention, an annular molded body having a sufficiently high mechanical strength while ensuring the uniformity of the structure can be produced stably and at low cost. For this reason, the manufacturing method of the annular molded object of this invention can be used suitably for manufacture of the turbine disk of an aircraft engine, etc.

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Abstract

本発明は、合金素体を鍛造して円板状の鍛造体を作製する鍛造工程と、前記鍛造体に貫通孔を形成してなる環状中間体をリング圧延して環状成形体を作製するリング圧延工程と、を備える環状成形体の製造方法であって、鍛造工程では、ひずみ速度が０．５ｓ－１以下、前記鍛造体の周方向のひずみの絶対値εθ１が０．３以上、前記鍛造体の高さ方向のひずみの絶対値εｈが０．３以上、これらひずみの絶対値同士の比εｈ／εθ１が０．４以上２．５以下の範囲内となる熱間鍛造を、少なくとも２回以上行うことを特徴とする。

Description

環状成形体の製造方法
　この発明は、例えば航空機用エンジンのタービンディスク等の環状製品を製造する際に加工素材として使用される環状成形体の製造方法に関するものである。
　本願は、２０１３年３月２８日に、日本に出願された特願２０１３－０６９２０５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　前述したタービンディスクは、貫通孔を有する環状部材であり、外周側に複数のタービン翼が配設され、このタービン翼とともに回転される構成とされている。
　前述のタービンディスクにおいては、その外周部が燃焼ガスに晒されて６００～７００℃程度の高温になる一方、内周部の温度は比較的低く抑えられており、エンジンの起動や停止にともなって、繰り返し内部に熱応力が生じることになる。そのため、優れた低サイクル疲労特性が求められるとともに、外周部では高温下で軸周りの高速回転に起因した遠心力を受けることから、高いクリープ強度特性を合わせ持つ必要がある。また、高い引張・降伏強度も要求される。
　このような種々の要求に対応し得る機械的強度を確保するため、タービンディスクに用いられる環状成形体は、例えば特許文献１，２に記載されているように、耐熱性に優れたＮｉ基超合金からなる素材に対して鍛造加工を行い、得られた環状の鍛造体に対して切削加工を施すことによって製出されている。すなわち、鍛造により環状成形体にひずみを与えるとともに結晶粒を微細化して、引張強度や疲労強度等を向上させている。鍛造の適用設備としては、鍛造速度の厳密な制御が可能な油圧制御鍛造プレスが望ましく、環状成形体における組織（結晶粒）の周方向の均一性を得るためには、素材全体を同時に成形する全面鍛造の適用が好ましいと認識されている。
　ところで、近年では、航空機用エンジンの高出力化への要求にともなって、タービンディスクの大型化が求められている。このようなタービンディスクの大型化に伴って環状成形体を大型化する場合、数万トンクラスの大型の油圧制御鍛造プレスが必要になる（例えば、非特許文献１参照）。
　しかしながら、前述した大型の油圧制御鍛造プレスは、非常に高価であるばかりか世界的に見ても数が少なく、このような大型の油圧制御鍛造プレスを用いた場合、環状成形体の供給能力が制限されるとともに製品コストも高止まりしてしまうことになる。また、近年のタービンディスクの大型化傾向は、大型の油圧制御鍛造プレスを用いたとしても密閉鍛造が困難な程度にまで達しており、鍛造する環状成形体の一部領域では望ましい機械的特性が得られ難く、組織の均一性を確保し難いといった課題が生じていた。
　一方、環状成形体を鍛造プレスにより成形する代わりに、リング圧延により成形する手法が考えられる。この場合、設備費用を削減できるとともに、環状成形体の大型化にも対応しやすい。しかしながら、一般にリング圧延品はプレス鍛造品よりも機械的特性（強度特性）の異方性が生じやすく、タービンディスクのように機械的特性の等方性が要求される製品には不向きであった。
　また、鍛造プレスとリング圧延とを組み合わせて環状成形体を成形する手法も考えられるが、所望の均一微細組織を得るには、前記リング圧延後にさらに最終鍛造を施す必要性が生じて、製造工程が複雑となるとともに製造コストが嵩んでしまうといった問題があった。
　そこで、特許文献３には、鍛造工程とリング圧延工程とを組み合わせるとともに、鍛造工程において、鍛造体の周方向のひずみεθ１と高さ方向のひずみεｈおよびこれらひずみ比εｈ／εθ１を適正な値に制御した熱間鍛造を複数回実施することにより、均一性が十分に確保された微細結晶組織を有する環状成形体を低コストで製造する方法が提案されている。
特開平０７－１３８７１９号公報 特開昭６２－２１１３３３号公報 特開２０１１－２５５４０９号公報
「平成１４年度調査報告書　超大型鍛造用プレス機を利用した革新的部材開発に関する調査研究報告書」、独立行政法人新エネルギー・産業技術総合開発機構、平成１５年３月、ｐ．１０、１１、３７－４１
　ところで、最近では、高出力の航空機用エンジンの生産が活発となり、大型の環状成形体の需要も高まってきていることから、均一な組織を有する環状成形体を安定して量産することができる製造方法が求められている。
　ここで、特許文献３に記載の環状成形体の製造方法について、本発明の発明者が検討した結果、鍛造体の周方向のひずみεθ１と高さ方向のひずみεｈおよびこれらひずみ比εｈ／εθ１を適正な値に制御した熱間鍛造を複数回実施することにより、確かに結晶粒径が微細で均一な環状成形体が得られることは確認されたものの、例えば肉厚の厚い大型の環状成形体においては、操業条件のばらつき等によって、稀に環状成形体の結晶粒径が不均一となることがあった。
　本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであって、組織の均一性を確保して機械的強度が十分に高い環状成形体を安定的に、かつ、低コストで製造することが可能な環状成形体の製造方法を提供することを目的としている。
　このような課題を解決して、前記目的を達成するために、本発明の環状成形体の製造方法は、合金素体を鍛造して円板状の鍛造体を作製する鍛造工程と、前記鍛造体に貫通孔を形成してなる環状中間体をリング圧延して環状成形体を作製するリング圧延工程と、を備える環状成形体の製造方法であって、前記鍛造工程では、ひずみ速度が０．５ｓ－１以下、前記鍛造体の周方向のひずみの絶対値εθ１が０．３以上、前記鍛造体の高さ方向のひずみの絶対値εｈが０．３以上、これらひずみの絶対値同士の比εｈ／εθ１が０．４以上２．５以下の範囲内となる熱間鍛造を、少なくとも２回以上行うことを特徴としている。
　本発明の環状成形体の製造方法においては、鍛造工程におけるひずみ速度を０．５ｓ－１以下、としている。ここで、ひずみ速度が０．５ｓ－１を超える場合には、加工熱によって鍛造体の内部の温度が過度に上昇すること（いわゆる、ヒートビルドアップ）により、鍛造体内部の結晶粒径が粗大になる。なお、鍛造後のリング圧延では、内部にひずみを十分に与えることができないことから、鍛造体内部の結晶粒の微細化を図ることはできない。そこで、本発明では、ひずみ速度を０．５ｓ－１以下の範囲内とすることにより、鍛造時における鍛造体の表面と内部との温度差を小さくし、組織の均一化を図ることが可能となるのである。なお、上述の作用効果を確実に奏功せしめるためには、鍛造工程におけるひずみ速度を０．１５ｓ－１以下とすることが好ましい。
　なお、ひずみ速度は、以下の式で定義される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
  
　また、鍛造工程において、周方向のひずみの絶対値εθ１を０．３以上と大きく設定しているので、リング圧延工程において環状中間体に付与する周方向のひずみ量の割合を低減させることができる。さらに、高さ方向のひずみの絶対値εｈを０．３以上と大きく設定しているので、リング圧延では付与しにくい高さ方向のひずみ量を十分に確保することできる。これにより、リング圧延における加工率を低くすることができ、環状成形体の強度特性の異方性が抑制されるとともに等方性が高められ、均一性が十分に確保された微細結晶組織が得られる。
　また、比εｈ／εθ１は付与ひずみの方向性バランスを示しており、加工前後での素材内の相対位置変化を制御する指標である。引き続くリング圧延工程では製法上、相当する数値がゼロ或いはゼロに近い数値にならざるを得ないため、鍛造工程で高さ方向へのひずみ付与比率を適切に取ることが異方性の抑制に必須であるが、εｈ／εθ１が０．４未満ではその効果が不十分である。一方、εｈ／εθ１が２．５を超えると、高さ方向への分配が過剰となるとともに、塑性流動が不安定となり、均一性の付与に不可欠な塑性流動の軸対称性が低減する。
　そこで、本発明では、ひずみの絶対値同士の比εｈ／εθ１を０．４以上２．５以下の範囲内に規定することで、塑性流動を安定させて軸対称性を確保し、組織の均一化を図ることが可能となる。
　ここで、本発明に係る環状成形体の製造方法において、前記リング圧延工程では、前記環状成形体における周方向のひずみの絶対値εθ２を０．５以上付与する熱間圧延を行い、前記環状成形体における製品領域の結晶粒度をＡＳＴＭ結晶粒度番号で８以上とすることとしてもよい。
　この場合、リング圧延工程において、環状成形体の周方向のひずみの絶対値εθ２を０．５以上付与する熱間圧延を行うことで、環状成形体において機械加工により製品とされる製品領域の結晶粒度が、ＡＳＴＭ結晶粒度番号で８以上となるように確実に微細化される。したがって、環状成形体から得られる製品の機械的強度を確実に高めることが可能となる。
　なお、ＡＳＴＭ結晶粒度番号とは、Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｏｆ Ｔｅｓｔｉｎｇ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ（米国材料試験協会）のＡＳＴＭ規格Ｅ１２２に規定する基準によって決定されるものである。
　さらに、本発明に係る環状成形体の製造方法において、前記環状成形体の軸線を含む断面内における該環状成形体の製品領域の結晶粒度差が、ＡＳＴＭ結晶粒度番号差で±２の範囲内であることとしてもよい。
　この場合、環状成形体の断面内の製品領域における結晶粒度差が、ＡＳＴＭ結晶粒度番号差で±２の範囲内とされているので、この環状成形体は、径方向及び高さ方向における結晶粒度の均一性が確保されている。
　また、本発明に係る環状成形体の製造方法において、前記鍛造工程では、前記鍛造体の結晶粒度をＡＳＴＭ結晶粒度番号で７以上とすることとしてもよい。
　この場合、鍛造工程において、前述のように高いひずみ量を付与することによって、鍛造体の結晶粒度がＡＳＴＭ結晶粒度番号で７以上に微細化できる。従って、次のリング圧延工程において付与するひずみ量を低減しつつも、環状成形体の組織の微細化が可能となる。
　さらに、本発明に係る環状成形体の製造方法において、前記環状中間体における径方向の厚さＴと該環状中間体の軸線方向に沿う高さＨとの比Ｔ／Ｈが０．６以上２．３以下の範囲内となるように該環状中間体を成形した後、リング圧延して、前記環状成形体に周方向均等に設定した複数の等価位置同士の結晶粒度差を、ＡＳＴＭ結晶粒度番号差で±１．５の範囲内とすることとしてもよい。
　この場合、環状中間体における径方向の厚さＴと高さＨとの比Ｔ／Ｈが０．６以上２．３以下の範囲内となるように環状中間体を成形した後、リング圧延することにより、環状成形体における周方向の等価位置同士の結晶粒度差をＡＳＴＭ結晶粒度番号差で±１．５の範囲内に抑制することができる。すなわち、この環状中間体を成形して得られる環状成形体は、周方向における結晶粒度の均一性が確保される。詳しくは、リング圧延は局部加工であるものの一般的な部分鍛造とは異なり、加工の連続性を有することから成形後の組織の軸対称性が高く、環状成形体における周方向の材料特性の偏差が小さくなることが知られている。本発明では、リング圧延前の環状中間体において前記比Ｔ／Ｈを前述の範囲内に設定することによって、成形された環状成形体の形状（真円度）及び組織の軸対称性を一段と高くできる。
　すなわち、前記比Ｔ／Ｈが０．６以上２．３以下の範囲内とされていることにより、均一性付与に必須な圧延の安定性がもたらされる。詳しくは、Ｔ／Ｈが０．６未満の領域では、圧延する両ロール（メインロール及びマンドレルロール）と素材との接触面積が大きくなり、相対的に抜熱の影響度が増すために、周方向の均一性が得られ難くなる。一方、Ｔ／Ｈが大きくなるほど座屈が発生し易くなる。詳しくは、Ｔ／Ｈが２．３を超える領域では同傾向が強まるために周方向の均一性が得られ難くなる。
　本発明に係る環状成形体の製造方法において、前記合金素体はＮｉ基合金であってもよい。この場合、前記鍛造工程は９５０℃～１０７５℃で行われることが好ましく、前記リング圧延工程は９００℃～１０５０℃で行われることが好ましい。
　本発明によれば、組織の均一性を確保して機械的強度が十分に高い環状成形体を安定的に、かつ、低コストで製造することが可能な環状成形体の製造方法を提供することができる。
本発明の一実施形態である環状成形体の上面図である。 図１におけるＸ－Ｘ断面矢視図である。 本発明の一実施形態である環状成形体及びタービンディスクの製造方法を示すフロー図である。 図３に示す製造方法において用いられる環状中間体の断面図である。 図３に示す製造方法において用いられるリング圧延の説明図である。 マンドレルロールとメインロールとを用いたリング圧延工程の説明図である。 マンドレルロールとメインロールとを用いたリング圧延工程の説明図である。 本発明の実施例に係る環状成形体の引張強さ－絞り相関図である。 本発明の実施例に係る環状成形体の耐力－絞り相関図である。
　以下に、本発明の一実施形態について添付した図面を参照して説明する。
　本実施形態に係る環状成形体１０は、航空機用エンジンのタービンディスクを成形する加工素材として使用されるものである。
　環状成形体１０は、図１及び図２に示すように、貫通孔を有するとともに、軸線Ｏを中心とする円環状をなしており、本体部１１と、本体部１１から径方向内方に向けて突出した内側凸条部１２と、本体部１１から径方向外方に向けて突出した外側凸条部１３と、を備えている。
　また、環状成形体１０は、耐熱性に優れたＮｉ基超合金で構成されており、本実施形態では、Ｎｉ基合金Ａｌｌｏｙ７１８で構成されている。
　なお、Ｎｉ基合金Ａｌｌｏｙ７１８の合金組成は、Ｎｉ；５０．００～５５．００質量％、Ｃｒ；１７．０～２１．０質量％、Ｎｂ；４．７５～５．６０質量％、Ｍｏ；２．８～３．３質量％、Ｔｉ；０．６５～１．１５質量％、Ａｌ；０．２０～０．８０質量％、Ｃ；０．０１～０．０８質量％、残部がＦｅ及び不可避不純物とされている。
　そして、この環状成形体１０は、機械加工してタービンディスク（製品）とされる不図示の所望領域（以下「製品領域」とする）における組織の結晶粒度が、ＡＳＴＭ結晶粒度番号でＡＳＴＭ　Ｎｏ．８以上とされている。また、図２に符号ＶＳ１、ＶＳ２で示す仮想平面は、環状成形体１０の軸線Ｏを含む断面であり、これら仮想平面ＶＳ１、ＶＳ２は環状成形体１０を周方向均等に２分割した等価位置に設定されている。この環状成形体１０は、仮想平面ＶＳ１（又はＶＳ２）の断面内における前記製品領域の組織の結晶粒度差が、ＡＳＴＭ結晶粒度番号差で±２の範囲内とされ、均一性が確保されている。また、環状成形体１０の周方向の等価位置同士における結晶粒度差、すなわち仮想平面ＶＳ１における結晶粒度と仮想平面ＶＳ２における結晶粒度との差は、ＡＳＴＭ結晶粒度番号差で±１．５の範囲内とされている。
　次に、この環状成形体１０の製造方法及びタービンディスクの製造方法について、図３から図７を参照して説明する。
（溶解鋳造工程Ｓ１）
　まず、Ｎｉ基合金Ａｌｌｏｙ７１８の溶湯を溶製する。ここで、前述したＮｉ基合金Ａｌｌｏｙ７１８の成分範囲になるように、溶解原料を調製し、真空誘導加熱溶解（ＶＩＭ：Ｖａｃｕｕｍ　Ｉｎｄｕｃｔｉｏｎ　Ｍｅｌｔｉｎｇ）を行って、インゴットを製出する。次に、このインゴットをエレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ：Ｅｌｅｃｔｒｏ　Ｓｌａｇ　Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ）して、再度インゴットを製出する。さらに、このインゴットを、真空アーク再溶解（ＶＡＲ：Ｖａｃｕｕｍ　Ａｒｃ　Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ）した後、熱間鍛造を行い円柱状のビレット（合金素体）を製出する。
　ビレットは、例えば、直径が７ｉｎｃｈ～１２ｉｎｃｈ程度（より詳細には、１６５ｍｍ～３１５ｍｍ）に成形される。また、製出されたビレットの組織は、ＡＳＴＭ結晶粒度番号でＡＳＴＭ　Ｎｏ．６程度とされる。前述のように、３回の溶解（三重溶解）を行うことによって、合金成分の凝固偏析が小さく凝固組織が制御された、介在物が極めて少ない高清浄度のビレットが製出されることになる。
（鍛造工程Ｓ２）
　次に、ビレットに対して、該ビレットの軸線方向に押圧するように鍛造加工を行い、円板状の鍛造体を作製する。
　この鍛造工程Ｓ２においては、ビレットの温度を、例えば９５０～１０７５℃に加熱した状態で、鍛造体の周方向のひずみの絶対値εθ１が０．３以上、鍛造体の高さ方向のひずみの絶対値εｈが０．３以上、かつ、これらひずみの絶対値同士の比εｈ／εθ１が０．４以上２．５以下の範囲内となるように熱間鍛造を、少なくとも２回以上実施する。
　そして、鍛造工程Ｓ２の熱間鍛造におけるひずみ速度を０．５ｓ－１以下に設定している。
　本実施形態においては、鍛造工程Ｓ２の熱間鍛造を、油圧制御鍛造プレス装置を用いて実施している。この油圧制御鍛造プレス装置は、油圧制御によって、鍛造時のひずみ速度を上述の範囲内となるように精度良く調整することが可能である。なお、本実施形態では、鍛造工程Ｓ２の熱間鍛造におけるひずみ速度を０．０１ｓ－１以上としている。
　さらに、本実施形態においては、周方向に付与されるひずみ量の絶対値εθ１は、０．３以上に設定されている。また、鍛造体の軸線方向に沿う高さ方向に付与されるひずみ量の絶対値εｈは、０．３以上に設定されている。
　この鍛造工程Ｓ２により、鍛造体の高さは、例えば６０ｍｍ～５００ｍｍ程度に調整される。このような鍛造工程によって、鍛造体にはひずみが十分に付与されて、該鍛造体の結晶粒度はＡＳＴＭ結晶粒度番号で７以上に微細化される。
（穿孔加工＋中間リング圧延工程Ｓ３）
　次いで、得られた鍛造体の中央部に、ウォーターカッターによって断面円形の貫通孔を形成する。さらに、貫通孔形成後に必要に応じて中間リング圧延を行う。この穿孔加工＋中間リング圧延工程Ｓ３によって、環状中間体２０が製出されることになる。
　本実施形態では、環状中間体２０は、図４に示すように、周方向に直交する断面が概略多角形状をなしており、軸線Ｏに対して略直交する方向に延びる上面及び下面を有する基体部２１と、この基体部２１から径方向内方に向けて突出した内側凸部２２と、基体部２１から径方向外方に向けて突出した外側凸部２３と、を備えている。
　詳しくは、この環状中間体２０（基体部２１）の軸線Ｏ方向に沿う高さＨは、Ｈ＝６０ｍｍ～５００ｍｍの範囲内に設定される。また、環状中間体２０において軸線Ｏに直交する径方向の肉厚（厚さ）Ｔと前記高さＨとの比Ｔ／Ｈが０．６以上２．３以下の範囲内となるように成形される。
（リング圧延工程Ｓ４）
　次に、この環状中間体２０に対してリング圧延を行う。なお、このリング圧延は熱間圧延で行われ、その温度は、例えば９００℃～１０５０℃の範囲内とされている。
　ここで、リング圧延装置３０は、図５に示すように、環状中間体２０の外周側に配設されるメインロール４０と、環状中間体２０の内周側に配設されるマンドレルロール５０と、環状中間体２０の軸線Ｏ方向端面（本実施形態では、基体部２１の上面および下面）に当接される一対のアキシャルロール３１、３２と、を備えている。
　メインロール４０とマンドレルロール５０とは、その回転軸が互いに平行となるように配置され、環状中間体２０を内周側及び外周側から挟持して押圧し、環状中間体２０を周方向に回転させつつ圧延する構成とされている。また、一対のアキシャルロール３１、３２は、軸線Ｏ方向において環状中間体２０を挟持して押圧する構成とされており、環状中間体２０の高さ寸法を制御するものである。
　ここで、図６に示すように、メインロール４０の外周部には、環状中間体２０の一部が収容可能な収容凹部４１が設けられており、本実施形態では、環状中間体２０の外側凸部２３、基体部２１及び内側凸部２２の外周部分が収容可能な深さとされている。また、この収容凹部４１の底部４１Ａには、環状成形体１０の外側凸条部１３を成形するための第１成形溝４２が、メインロール４０における径方向内方（図６において右方）に向けて凹むように形成されている。なお、この第１成形溝４２は、成形される外側凸条部１３の突出高さと同一の深さとされている。
　一方、マンドレルロール５０の外周部には、メインロール４０の収容凹部４１内に嵌入可能な構成とされた嵌入部５１が設けられており、この嵌入部５１の外周面には、環状成形体１０の内側凸条部１２を成形するための第２成形溝５２が、マンドレルロール５０における径方向内方（図６において左方）に向けて凹むように形成されている。なお、この第２成形溝５２は、成形される内側凸条部１２の突出高さと同一の深さとされている。
　このような構成とされたメインロール４０とマンドレルロール５０とが互いに接近するように作動することにより、環状中間体２０は、メインロール４０とマンドレルロール５０とに挟持されて押圧される。詳しくは、メインロール４０を該メインロール４０の回転軸を中心に回転させながら、メインロール４０とマンドレルロール５０とを互いに接近させていくことにより、メインロール４０との間の摩擦抵抗によって環状中間体２０を軸線Ｏ回りに回転させる。
　一方、マンドレルロール５０は該マンドレルロール５０の回転軸を中心に回転自在とされており、環状中間体２０との間の摩擦抵抗により従動回転する。環状中間体２０は、メインロール４０の収容凹部４１及び第１成形溝４２、マンドレルロール５０の第２成形溝５２内に充填されるように塑性変形し、環状成形体１０が成形されることになる。このとき、環状成形体１０における内側凸条部１２は、第２成形溝５２の形状に対応して塑性変形する。また、外側凸条部１３は、第１成形溝４２の形状に対応して塑性変形する。
　このようにリング圧延を行うことによって、環状中間体２０は周方向に延びるように塑性変形していくとともに、その内径及び外径が拡大されて、図７に示す環状成形体１０が作製されるのである。
　そして、このリング圧延工程Ｓ４では、環状成形体１０における周方向のひずみの絶対値εθ２を０．５以上付与することとしている。詳しくは、少なくとも１回以上の熱間圧延を施して、前記ひずみの絶対値εθ２が総計で０．５以上１．３以下の範囲内に設定されるようにしている。
（熱処理工程Ｓ５／切削加工工程Ｓ６）
　前述のようにして製出された環状成形体１０は、熱処理によって特性が調整されるとともに、切削加工によって最終形状に成形され、航空機用エンジンのタービンディスクとされる。
　以上のような構成とされた本実施形態である環状成形体の製造方法によれば、ビレットを鍛造して鍛造体を作製する鍛造工程Ｓ２において、ひずみ速度を０．５ｓ－１以下としているので、加工熱によって鍛造体の内部の温度が過度に上昇すること（いわゆる、ヒートビルドアップ）を抑制できる。よって、鍛造時における鍛造体の表面と内部との温度差を小さくでき、鍛造体の組織の均一化を図ることが可能となる。なお、この作用効果を確実に奏功せしめるためには、鍛造工程Ｓ２におけるひずみ速度を０．１５ｓ－１以下とすることが好ましい。
　また、鍛造工程Ｓ２において、周方向のひずみの絶対値εθ１を０．３以上と大きく設定しているので、リング圧延工程Ｓ４において環状中間体２０に付与する周方向のひずみ量の割合を低減させることができる。さらに、高さ方向のひずみの絶対値εｈを０．３以上と大きく設定しているので、リング圧延工程Ｓ４では付与しにくい高さ方向のひずみ量が十分に確保することできる。これにより、リング圧延工程Ｓ４における加工率を低くすることができ、環状成形体１０の強度特性の異方性が抑制されるとともに等方性が高められ、均一性が十分に確保された微細結晶組織が得られる。
　また、周方向のひずみの絶対値εθ１と高さ方向のひずみの絶対値εｈとの比εｈ／εθ１を０．４以上としているので、高さ方向へのひずみ付与比率が十分に確保されることになり、その後のリング圧延工程Ｓ４で高さ方向へのひずみを十分に与えることができなくても、組織の均一性を確保することができる。また、比εｈ／εθ１を２．５以下としているので、高さ方向への分配が過剰とならず、塑性流動が安定し、均一性の付与に不可欠な塑性流動の軸対称性を確保することができる。ひずみの絶対値同士の比εｈ／εθ１は０．６以上２．１以下であることがより好ましい。これにより、塑性流動の軸対称性を高めることができるので、組織の均一性をより確実に確保できる。
　さらに、本実施形態では、鍛造工程Ｓ２において、周方向に付与されるひずみ量の絶対値εθ１が、０．３以上に設定されており、鍛造体の軸線方向に沿う高さ方向に付与されるひずみ量の絶対値εｈが、０．３以上に設定されているので、加工熱によって鍛造体の内部の温度が上昇して結晶が粗大化することを抑制できる。
　また、リング圧延工程において、環状成形体１０の周方向のひずみの絶対値εθ２を０．５以上付与する熱間圧延を行う構成としているので、環状成形体１０における前記製品領域の結晶粒度が、ＡＳＴＭ結晶粒度番号で８以上に確実に微細化される。従って、環状成形体１０から得られる製品の機械的強度が確実に高められる。なお、εθ２は、１．３以下であることが好ましい。また、環状成形体１０の結晶粒度はＡＳＴＭ結晶粒度番号で８以上１３以下であることが好ましい。これにより、環状成形体１０から得られる製品の機械的強度をより確実に高められる。
　また、環状成形体１０の軸線Ｏを含む断面内の製品領域における結晶粒度差が、ＡＳＴＭ結晶粒度番号差で±２の範囲内とされているので、この環状成形体１０は、径方向及び高さ方向における結晶粒度の均一性が十分に確保されている。
　また、鍛造工程において、前述のように高いひずみ量を付与することによって、鍛造体の結晶粒度がＡＳＴＭ結晶粒度番号で７以上に微細化できる。従って、次のリング圧延工程において付与するひずみ量を低減しつつも、環状成形体１０の組織の微細化が可能となる。
　また、環状中間体２０における径方向の厚さＴと高さＨとの比Ｔ／Ｈが０．６以上２．３以下の範囲内となるように該環状中間体２０を成形した後、リング圧延する構成としているので、環状成形体１０における周方向の等価位置同士の結晶粒度差をＡＳＴＭ結晶粒度番号差で±１．５の範囲内に抑制することができる。すなわち、この環状中間体２０を成形して得られる環状成形体１０は、周方向における結晶粒度の均一性が十分に確保される。
　詳しくは、リング圧延は局部加工であるものの一般的な部分鍛造とは異なり、加工の連続性を有することから成形後の組織の軸対称性が高く、環状成形体１０における周方向の材料特性の偏差が小さくなることが知られている。そこで、本実施形態のように、リング圧延前の環状中間体２０において前記比Ｔ／Ｈを前述した範囲内に設定することによって、成形された環状成形体１０の形状（真円度）及び組織の軸対称性を一段と高くできるのである。
　すなわち、前記比Ｔ／Ｈが０．６以上２．３以下の範囲内とされていることにより、均一性付与に必須な圧延の安定性がもたらされる。詳しくは、Ｔ／Ｈが０．６未満の領域では、圧延する両ロール（メインロール４０及びマンドレルロール５０）と素材との接触面積が大きくなり、相対的に抜熱の影響度が増すために、周方向の均一性が得られ難くなる。一方、Ｔ／Ｈが大きくなるほど座屈が発生し易くなる。詳しくは、Ｔ／Ｈが２．３を超える領域では同傾向が強まるために周方向の均一性が得られ難くなる。
　以上のように、本実施形態である環状成形体の製造方法によれば、組織の均一性を確保して機械的強度が十分に高い環状成形体を安定的に、かつ、低コストで製造することが可能となる。
　なお、本発明は前述の実施形態に限定されるものではなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲において種々の変更を加えることが可能である。
　例えば、環状成形体１０及び環状中間体２０の形状は、本実施形態に限定されるものではなく、製出するタービンディスク等の環状製品の形状を考慮して適宜設計変更することが可能である。
　また、環状成形体１０及び環状中間体２０がＮｉ基合金Ａｌｌｏｙ７１８で構成されたものとして説明したが、これに限定されることはなく、その他の材質（例えば、Ｗａｓｐａｌｏｙ（登録商標）（Ｕｎｉｔｅｄ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ　Ｉｎｃ．）、Ａｌｌｏｙ７２０、Ｃｏ基合金、Ｆｅ基合金等）で構成されたものであってもよい。
　また、Ｎｉ基合金Ａｌｌｏｙ７１８の溶湯を溶製し、鋳造によってビレットを製出するものとして説明したが、これに限定されるものではなく、粉末成形法によってビレットを製出し、このビレットに鍛造工程及びリング圧延工程を行う構成としてもよい。
　また、ビレットを前述の三重溶解により製出する代わりに、二重溶解（ＶＩＭ＋ＥＳＲ、又はＶＩＭ＋ＶＡＲ）により製出してもよい。
　また、本実施形態では、円板状の鍛造体の中央部にウォーターカッターによって貫通孔を形成する穿孔工程を有するものとして説明したが、これに限定されることはなく、ウォーターカッター以外の手法で貫通孔を形成してもよい。あるいは、鍛造の時点で貫通孔を形成しておき、穿孔工程自体を省略してもよい。また、鍛造工程の途中段階でウォーターカッター等による穿孔も可能である。
　また、図３において、リング圧延工程Ｓ４により環状成形体１０を成形した後、熱処理工程Ｓ５の前に、該環状成形体１０に形状付与や形状寸法調整を目的とした部分鍛造等の加工を施してもよい。
　また、本実施形態では、環状成形体１０を周方向均等に２分割した等価位置（仮想平面ＶＳ１、ＶＳ２）を用いて、仮想平面ＶＳ１における結晶粒度と仮想平面ＶＳ２における結晶粒度との差がＡＳＴＭ結晶粒度番号差で±１．５の範囲内とされているとしたが、比較する仮想平面の数は２つに限定されるものではない。すなわち、この環状成形体１０は、周方向全周における等価性が確保されていることから、前述した２分割に限らず、周方向均等に３分割以上した等価位置同士の結晶粒度差においても、ＡＳＴＭ結晶粒度番号差で±１．５の範囲内とされている。また、環状成形体１０において、等価位置を設定する周方向位置についても限定されるものではない。
　以下、本発明を実施例により具体的に説明する。ただし本発明はこの実施例に限定されるものではない。
（試料の作製）
　まず、Ｎｉ基合金Ａｌｌｏｙ７１８の溶湯を溶製した。詳しくは、前述の実施形態で説明したＮｉ基合金Ａｌｌｏｙ７１８の成分範囲になるように溶解原料を調製した。そして、この溶湯に対して三重溶解を施した。詳しくは、真空誘導加熱溶解（ＶＩＭ）、エレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）、真空アーク再溶解（ＶＡＲ）を施して、直径φ２５４ｍｍの円柱状のビレットを製出した。
　次いで、このビレットに対して鍛造工程を実施し、円板状の鍛造体を作製した。鍛造加工は、ビレットの温度を１０００℃に加熱した熱間鍛造で２回行った。
　鍛造工程は、鍛造体の周方向のひずみの絶対値εθ１、鍛造体の高さ方向のひずみの絶対値εｈ、これらひずみの絶対値同士の比εｈ／εθ１、ひずみ速度について、表１に示す条件で実施した。
　次いで、鍛造体の中央部にウォーターカッターによって貫通孔を形成し、環状中間体２０を作製した。なお、環状中間体２０は、その厚さＴと高さＨとの比Ｔ／Ｈが表１に示す値となるように成形した。
　次いで、この環状中間体２０に対してリング圧延を行った。リング圧延は、環状中間体２０の温度を１０００℃に加熱した熱間圧延で２回行った。なお、これら２回の熱間圧延によって、環状成形体１０の周方向のひずみの絶対値εθ２の総計が表１に示す条件となるように、リング圧延を行った。
　次いで、環状成形体１０に熱処理を実施した。直接時効材として、リング圧延後水冷し、７１８℃／８時間＋６２１℃／８時間＋Ａ．Ｃ．（空冷）の時効処理を施したものを作製した。また、溶体化時効材として、リング圧延後９７０℃／１時間＋Ｗ．Ｑ．（水焼入）の溶体化処理後、７１８℃／８時間＋Ａ．Ｃ．（空冷）の時効処理を施したものを作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
（結晶粒度測定）
　作製された環状成形体１０を用いて、仮想平面ＶＳ１、ＶＳ２を含む断面内の製品領域における最大結晶粒度と最大結晶粒周辺の平均結晶粒度を測定し対比した。なお、最大結晶粒周辺の平均結晶粒度は、最大結晶粒確認部（最大結晶粒を除く）の平均結晶粒度とした。結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
（高温引張特性確認試験）
　前述のように作製された環状成形体１０のうち本発明例１と比較例３について、図１の仮想平面ＶＳ１、ＶＳ２を含む等価位置から周方向、高さ方向、径方向の引張試験片をそれぞれ採取し、６５０℃高温引張試験をそれぞれ行った。なお、試験は平行部径６．３５ｍｍのＡＳＴＭ　Ｅ８　ｓｍａｌｌ　ｓｉｚｅ試験片を用いてＡＳＴＭ　Ｅ２１に準拠して実施し、引張強さ、耐力（０．２％耐力）及び絞りについてそれぞれ測定した。また、周方向、高さ方向、径方向の各測定値の偏差を確認するため、周方向の測定値を１（１００％）とした場合の高さ方向及び径方向の割合を算出した。図８に引張強さ－絞り相関図を、図９に耐力－絞り相関図をそれぞれ示す。
　鍛造工程におけるひずみ速度が０．５ｓ－１を超える比較例１，２においては、最大結晶粒度と最大結晶粒周辺の平均結晶粒度とが大きく異なっており、組織が均一化されていないことが確認される。加工熱によって鍛造体の内部の温度が過度に上昇すること（いわゆる、ヒートビルドアップ）により、鍛造体内部の結晶粒径が局所的に粗大化したためと推測される。
　一方、鍛造工程におけるひずみ速度が０．５ｓ－１以下とした本発明例１－４においては、最大結晶粒度と最大結晶粒周辺の平均結晶粒度との差が小さく、組織が十分に均一化されていることが確認される。ひずみ速度を０．５ｓ－１以下の範囲内とすることにより、鍛造時における鍛造体の表面と内部との温度差が小さくなり、組織の均一化を図ることができたと推測される。なお、ひずみ速度を０．１５ｓ－１以下とした本発明例１，２，４においては、さらに組織の均一化が図られている。
　また、図８、図９に示すように、高温引張特性確認試験の結果、本発明例１は、引張強さ、０．２％耐力、絞りのすべてにおいて比較例２よりも優れていることが確認された。
　すなわち、本発明例１は、強度特性の等方性が高められているとともに、均一性が十分に確保された微細結晶組織を有していることがわかった。
　本発明の環状成形体の製造方法によれば、組織の均一性を確保して機械的強度が十分に高い環状成形体を安定的に、かつ、低コストで製造することができる。このため、本発明の環状成形体の製造方法は、航空機用エンジンのタービンディスク等の製造に好適に用いることができる。
　１０　環状成形体
　２０　環状中間体
　Ｈ　環状中間体の軸線方向に沿う高さ
　Ｏ　軸線
　Ｓ２　鍛造工程
　Ｓ４　リング圧延工程
　Ｔ　環状中間体における径方向の厚さ
　ＶＳ１　仮想平面（等価位置）
　ＶＳ２　仮想平面（等価位置）

Claims (8)

  1. 　合金素体を鍛造して円板状の鍛造体を作製する鍛造工程と、前記鍛造体に貫通孔を形成してなる環状中間体をリング圧延して環状成形体を作製するリング圧延工程と、を備える環状成形体の製造方法であって、
    　前記鍛造工程では、ひずみ速度が０．５ｓ－１以下、前記鍛造体の周方向のひずみの絶対値εθ１が０．３以上、前記鍛造体の高さ方向のひずみの絶対値εｈが０．３以上、これらひずみの絶対値同士の比εｈ／εθ１が０．４以上２．５以下の範囲内となる熱間鍛造を、少なくとも２回以上行うことを特徴とする環状成形体の製造方法。
  2. 　前記環状成形体の軸線を含む断面内における該環状成形体の製品領域の結晶粒度差が、ＡＳＴＭ結晶粒度番号差で±２の範囲内であることを特徴とする請求項１に記載の環状成形体の製造方法。
  3. 　前記鍛造工程では、前記鍛造体の結晶粒度をＡＳＴＭ結晶粒度番号で７以上とすることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の環状成形体の製造方法。
  4. 　前記環状中間体における径方向の厚さＴと該環状中間体の軸線方向に沿う高さＨとの比Ｔ／Ｈが０．６以上２．３以下の範囲内となるように該環状中間体を成形した後、リング圧延して、前記環状成形体に周方向均等に設定した複数の等価位置同士の結晶粒度差を、ＡＳＴＭ結晶粒度番号差で±１．５の範囲内とすることを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の環状成形体の製造方法。
  5. 　前記リング圧延工程では、前記環状成形体における周方向のひずみの絶対値εθ２を０．５以上１．３以下付与する熱間圧延を行うことを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか一項に記載の環状成形体の製造方法。
  6. 　前記合金素体はＮｉ基合金であることを特徴とする請求項１から５のいずれか一項に記載の環状成形体の製造方法。
  7. 　前記鍛造工程は９５０℃～１０７５℃で行われることを特徴とする請求項６に記載の環状成形体の製造方法。
  8. 　前記リング圧延工程は９００℃～１０５０℃で行われることを特徴とする請求項６又は請求項７に記載の環状成形体の製造方法。
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