CN104203450B - 热锻用模具 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种即使是大型的锻造材料也能够得到期望形状的廉价的热锻用模具。一种热锻用模具，其用于对被锻造材料进行热模锻，前述热锻用模具中，多个环状模具组块彼此以同心圆状组合并固定在一起，前述环状模具组块的轴向成为锻造被锻造材料时的按压方向，在前述热锻用模具的与被锻造材料接触的部分形成有模具工作面且形成有镍基超耐热合金的堆积层。

Description

热锻用模具
技术领域
本发明涉及热锻用模具。
背景技术
近年来，中/大型航空器用热模锻产品的需求大幅扩张。这些中/大型航空器用热模锻产品当中，例如，航空喷气发动机的涡轮盘为镍合金、钛合金制的，为同心圆状且具有直径超过1米的尺寸。为了制造这些大型锻造品，需要热模锻中的变形载荷超过150MN的非常大的加压力。
例如，在最适合于航空喷气发动机的涡轮盘、发电用气体涡轮盘那样的具有同心圆状的形状的高变形阻力的大型锻造品的热锻的热锻用模具的制作中，一直以来，通过对一体型且非常大的原材料块进行切削来制作。由此，模具所使用的原材料的块会达到超过5吨的重量，要求能够以熔化重量超过10吨的大型的钢块重量来制造。另外，存在许多原材料会在模具的刻模中成为废料、生产率差的问题。
针对上述问题，提出了组装多个模具组块来制作大型的模具的方案。例如，日本特开2009-66661号公报(专利文献1)中公开了将以放射状的图案配置的多个模具组块组装而一体化的方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2009-66661号公报
发明内容
发明要解决的问题
上述专利文献1所记载的方法中，多个模具组块在半径方向上自由移动以使其在加工被锻造材料时与要变形的被锻造材料的半径方向的行动保持一致。即，使被锻造材料在模具中变形的锻造周期时，通过模具组块向半径方向外侧的同时移动而自动地辅助被锻造材料的向半径方向外侧的材料流动(materialflow)，其结果，促进锻造时的被锻造材料的半径方向的生长而不会由于与模具组块之间的摩擦而受到阻碍，从而降低锻造品的龟裂产生率。
因此，结束热锻后的锻造材料中，仅与模具组块接触的部分被锻造，被锻造材料进入到移动后的模具组块的空隙中，该部分的形状难以制成期望的形状。
本发明的目的在于，提供即使是大型的锻造材料也能够得到期望形状的廉价的热锻用模具。
用于解决问题的方案
本发明是鉴于上述问题而做出的。
即，本发明为一种热锻用模具，其用于对被锻造材料进行热锻，前述模具中，多个环状模具组块以同心圆状组合并固定在一起，前述环状模具组块的轴向成为锻造被锻造材料时的按压方向，在前述模具的与被锻造材料接触的部分形成有模具工作面且形成有镍基超耐热合金的堆积层。
另外，本发明为一种热锻用模具，其中，在前述前述环状模具组块的内周面或外周面形成有台阶部。
进而，本发明为一种热锻用模具，其中，前述环状模具组块的轴向的一个端面成为模具工作面侧，在前述环状模具组块的内周面或外周面上形成有直径自轴向的另一个端面向前述一个端面去而变小的圆周面。
优选的是，一种热锻用模具，其中，前述多个环状模具组块通过热压配合(shrinkagefitting)而被固定在一起。
更优选的是，一种热锻用模具，其中，前述堆积层的组成中，以质量％计包含B：0.02％以下、C：0.01～0.15％、Mg：0.01％以下、Al：0.5～2％、Si：1％以下、Mn：1％以下、Ti：1.5～3％、Cr：15～22％、Co：5～15％、Mo：3～6％、W：3～6％、Nb：4％以下、Ta：1～7％，且Ta单独为1～7％或者Ta+2Nb的总计为1～7％，余量由Ni及杂质构成。
发明的效果
若使用本发明的热锻用模具，则能够制造成品率高的模具，能够应用于目前难以制作的大型航空喷气发动机盘(enginedisk)、发电用气体涡轮盘的热模锻模具，能够与高模具寿命相对应地廉价地制造高品质的大型模锻产品。
附图说明
图1为示出本发明的热锻用模具的在包含中心轴的平面进行切断而成的截面的图。
图2为本发明的热锻用模具的包含部分截面的立体图。
图3为示出本发明的另一个热锻用模具的在包含中心轴的平面进行切断而成的截面的图。
图4为本发明的另一个热锻用模具的包含部分截面的立体图。
图5为示出本发明的另一个热锻用模具的在包含中心轴的平面进行切断而成的截面的图。
图6为本发明的具有优选组成的堆积层的截面显微镜照片。
图7为本发明的堆积层的截面显微镜照片。
具体实施方式
本发明的重要特征是，其为多个模具组块以同心圆状嵌合而形成一体的热锻用模具的结构。
例如，如图1及图2所示，按照将圆柱状模具组块3作为组装时的中心、并在其周围将外周部环状模具组块2以同心圆状嵌合的方式进行组合并固定在一起，从而一体化而制成热锻用模具1。该结构例如用于制造盘状的热锻材料的情况。
另外，例如，如图3及图4所示，也可以是，按照将环状模具组块8作为组装时的中心、并在其周围将外周部环状模具组块2以同心圆状嵌合的方式进行组合并固定在一起，从而一体化，制成热锻用模具1。该结构例如用于制造环状的热锻材料的情况。
任意的结构均可以通过根据工件的尺寸将若干个外周部环状模具组块以同心圆状嵌合，从而增大热锻用模具的直径。而且，模具组块彼此相互约束，因此在强度上匹敌一体物的模具。另外，通过嵌合多个模具组块，与现有的一体型且对非常大的原材料块进行切削而成的模具的制作相比，能够减少模具制作时的切削工时，也能够提高生产率。其结果，例如，也不会像专利文献1那样地导致被锻造材料局部锻造不充分，能够得到期望的形状。另外，本发明的热锻用模具由于能够对每个模具组块进行堆焊，因此能够缩短堆焊所需的时间。
需要说明的是，对于制造本发明中规定的各模具组块而言，例如构成中心部的圆柱状模具组块的情况下，对准备的圆柱状模具组块原材料通过切削来进行加工是简便的。另外，环状模具组块、外周部环状模具组块的情况下，通过使用了芯轴的中空锻造(芯轴锻造)、轧环机轧制而制造环状模具组块原材料、外周部环状模具组块原材料，将该原材料通过切削加工来加工成期望尺寸是简便的。
进而，本发明中，在模具的轴向上形成模具工作面。关于轴向，例如在图1中示出的热锻用模具的情况下，是指模具组块的高度(深度)方向。本发明中，前述环状模具组块的轴向成为锻造被锻造材料时的按压方向，在前述模具的与被锻造材料接触的部分形成模具工作面，从而将热锻材料制成期望的形状。
进而，本发明中，需要在与工件直接接触的部位设置镍基超耐热合金的堆积层。通过设置镍基超耐热合金的堆积层，能够提高与工件接触的接触面的热强度。
镍基超耐热合金的堆积层在与高温的工件直接接触的部位达到最高温，例如通过选择具有后述含有Ta的合金、Udimet520等效合金(Udimet为SpecialMetals公司的注册商标)、Udimet720等效合金、Waspaloy等效合金(Waspaloy为UnitedTechnologies公司的注册商标)、Alloy718等效合金等的组成的合金，从而即使用于航空喷气发动机盘、大型发电用气体涡轮盘的热模锻，也能大幅得到长寿命的热锻模具。
优选上述圆柱状模具组块、环状模具组块、外周部环状模具组块的各模具组块中的1种或2种以上使用合金工具钢。本发明中，将各模具组块设为合金工具钢是为了确保模具的刚性。本发明中所说的合金工具钢钢材是指，例如JIS-G4404中规定的钢材即可。其中，优选适于在热条件下使用的钢材，若示出典型的成分范围，则以质量％计包含C：0.25～0.5％、N：超过0且为0.03％以下、Si：超过0且为1.2％以下、Mn：超过0且为0.9％以下、Al：0～0.5％、P：0～0.03％、S：0～0.01％、V：0～2.1％、Cr：0.8～5.5％、Ni：0～4.3％、Cu：0～0.3％、Mo：0～3.0％、W：0～9.5％、Co：0～4.5％、余量由Fe及杂质构成的合金即可。
更优选的是，使用以质量％计包含C：0.35～0.42％、N：超过0且为0.03％以下、Si：0.3～1.2％、Mn：0.3～0.7％、Al：超过0且为0.025％以下、P：0～0.03％、S：0～0.01％、V：0.50～1.10％、Cr：4.80～5.50％、Ni：超过0且为0.25％以下、Cu：超过0且为0.15％以下、Mo：1.2～2.7％、余量由Fe及杂质构成的合金是较好的。
需要说明的是，关于各模具组块的材质，可以由不同的材质构成各个模具组块。但是，热膨胀特性产生差异时，例如，有时热压配合变得困难，因此若选择不同的材质，则选择热膨胀特性近似的材质是较好的。若考虑到热膨胀特性、机械特性等，优选由同一原材料形成所有的模具组块(圆柱状模具组块、环状模具组块、外周部环状模具组块)。
另外，环状模具组块2和圆柱状模具组块3如图5所示，在嵌合位置设有用于承受由锻造带来的载荷的台阶部9是较好的。通过设置台阶部9，能够利用台阶承受热锻时的载荷并且能够更可靠地防止各模具组块发生偏移。因此，例如，通过后述热压配合而组合各模具组块时，对于防止通过热压配合进行接合的位置发生偏移是有效的。
另外，本发明中，如图1、图3所示，可以在前述环状模具组块的内周面或外周面上形成直径自轴向的另一个端面向一个端面去而变小的圆周面。例如，希望上模使用本发明的热锻用模具时，若要可靠地防止各模具组块的掉落，则例如如图1、图3所示那样使直径自与被锻造材料接触的表面侧(工作面)相反的一侧的表面侧起依次变小时，则能够可靠地防止各模具组块的掉落。需要说明的是，作为将各模具组块通过嵌合而组合并固定在一起的方法，例如，除了单纯的嵌合之外，还可以使用热压配合、冷缩配合(freezefitting)等方法。其中，热压配合容易进行模具组块彼此的嵌合，故而优选。
接着，说明镍基超耐热合金即最外表面的堆积层的组成。
本发明中规定的堆积层的合金组成是将本申请的申请人提出的日本特开平2-97634号公报中记载的合金调整为适于堆积用的范围的组成。需要说明的是，化学组成在没有特别记载的情况下以质量％来记载。
B：0.02％以下
B通过晶界强化作用而对提高高温的强度和延性有效，因此B可以根据需要来添加。但是，添加过量的B会形成硼化物。硼化物在焊接时发生硼化物的局部熔化而成为高温裂纹的原因，因此将B的上限设为0.02％以下。获得B的效果的优选含量为0.001～0.015％。
C：0.01～0.15％
C具有以Cr为主体在晶界不连续地析出M23C6型的碳化物而强化晶界的作用，因此将C的下限设为0.01％。但是，超过0.15％的过量的C会增加一次碳化物的生成量、降低韧性和延展性，因此将C的上限设为0.15％。
Mg：0.01％以下
Mg使杂质O(氧)或S以MgO、MgS的形态稳定化，抑制晶界脆化、热影响区(Heat-Affected-Zone)的裂纹。因此，Mg可以根据需要来添加。但是，过量的Mg有时增加Mg系夹杂物而降低强度，因此将Mg的上限设为0.01％以下。
Al：0.5～2％
Al与Ni键合而析出稳定的γ’相，是用于赋予热锻中的高温强度的重要元素。另外，本发明中规定的合金组成的情况下，为了提高高温强度，需要提高γ’相中的{Ti+Ta(+Nb)}/Al比并增大γ’相的晶格常数，提高由γ’的析出而带来的晶格应变。因此，为了得到前述效果，将Al的下限设为0.5％。另一方面，Al的过量添加会妨碍焊接性，因此将Al的上限设为2％。优选的Al的下限为1.0％、优选的Al的上限为1.6％。
Si：1％以下
Si作为脱氧元素而添加，因此以超过0％的含量较多地残留。Si超过1％时，有害相析出、高温强度降低，因此将Si的上限设为1％。优选为0.5％以下的范围。
Mn：1％以下
Mn也与Si同样地作为脱氧元素而添加，因此以超过0％的含量较多地残留。Mn超过1％时，有害相析出、高温强度降低，因此将Mn的上限设为1％。优选为0.5％以下的范围。
Ti：1.5～3％
Ti与Al同样地具有与Ni键合而析出γ’相从而提高高温强度的作用，因此将Ti的下限设为1.5％。另一方面，超过3％的大量的Ti不仅妨碍焊接性，而且减少后述Ta向γ’相中的固溶度，此外，η相(Ni3Ti)析出使强度降低，因此将Ti的上限设为3.0％。优选的Ti的下限为2.1％、优选的Ti的上限为2.7％。
Cr：15～22％
Cr在合金的基底中作为置换型原子而固溶，提高强度、弹性极限和硬度。另外，具有提高耐磨耗性的效果，因此将Cr的下限设为15％。另一方面，Cr超过22％时，组织变得不稳定，变得容易与Mo、W一起生成脆化相即σ相，因此将Cr的上限设为22％。优选的Cr的下限为17％、优选的Cr的上限为19％。
Co：5～15％
关于Co，为了增加高温区的γ’的固溶量并改善焊接性，将Co的下限设为5％。另一方面，Co为大量时，变得容易发生拉夫斯相等有害相的析出，因此将Co的上限设为15％。优选的Co的下限为8％、优选的Co的上限为12％。
W和Mo为提高初始强度的重要元素。
Mo：3～6％
Mo在奥氏体相中固溶，是对强化基底、提高高温强度有效的元素，将Mo的下限设为3％。另一方面，Mo与Cr同样地使组织不稳定，因此将Mo的上限设为6％。优选的Mo的下限为4％、优选的Mo的上限为5％。
W：3～6％
W作为基体的固溶化元素，与前述Mo同样地是对提高抗拉强度有效的元素，因此将W的下限设为3％。另一方面，W超过6％时，与Mo同样地对组织的稳定性造成不良影响，因此将W的上限设为6％。进一步优选的W的下限为4％、优选的W的上限为5％。
本发明中规定的优选的堆积层的组成中，调整为20～45％的γ’相，在锻造中的温度下表现出时效(aging)效果。因此，除前述Al、Ti之外，Ta也是重要的元素之一。需要说明的是，可以将Ta的一部分用Nb置换。
Ta：1～7％
Ta与前述Ti同样地在Ni3Al的Al侧固溶，增大γ’的晶格常数，提高抗拉强度。为了得到上述效果，将Ta的下限设为1％。另一方面，Ta超过7％时，发生δ相(Ni3Ta)的析出而使延性劣化，因此将Ta的上限设为7％。进一步优选为3～5％。
Nb：4％以下
Nb为与Ta同族的元素，可以将Ta的一部分用Nb置换。但是，Nb的原子量约为Ta的1/2，因此添加Nb时，设为Ta+2Nb。另外，Nb提高高温强度，发挥与前述Ta同样的效果，但提高高温强度的效果不及Ta，因此Nb与Ta一起复合添加。复合添加Nb和Ta时，也设为以Ta+2Nb计为1～7％的范围。
余量的Ni为构成由奥氏体基底与Ni3(Al、Ti、Ta)或Ni3(Al、Ti、Ta、Nb)形成的γ’析出强化相的基本元素。
本发明中规定的优选的堆积层的合金中，作为杂质，通常考虑Fe、P、S、Ca、Zr等的混入，若为以下示出的含量，则在特性上没有特别的问题，因此也可以包含在本发明合金中。
Fe≤3％、P≤0.03％、S≤0.03％、Ca≤0.02％、Zr≤0.01％
另外，杂质元素当中，应当特别限定的元素中包括O(氧)。对于氧，优选设为0.050％以下。这是因为，O是使堆积用金属粉末在堆焊时发生氧化的有害元素。本发明中，由于包含活性的Ti、Al，因此O尽可能地少是较好的，将其上限设为0.050％以下。为了减少O，制造堆积用金属粉末时在非活性气体气氛中制造是优选的。需要说明的是，对于O的下限没有特别限定，但在现实中0.005％为极限。
另外，本发明中，可以如例如图1、图2中示出的热锻用模具1那样在圆柱状模具组块3或外周部环状模具组块2与由析出强化型耐热合金形成的堆积层4之间还具备由固溶强化型耐热合金形成的中间层5。
通过具备固溶强化型耐热合金作为中间层，能够提高由合金工具钢形成的模具组块与由堆积层形成的析出强化型耐热合金的焊接性，能够更可靠地缓和在模具组块与堆积层之间产生的应力，能够进一步提高热锻用模具的寿命。中间层可以为单层，也可以将两种以上成分不同的固溶强化型耐热合金层叠来使用。
需要说明的是，本发明中所说的固溶强化型耐热合金是指，例如有如下合金即可：在具有JIS-G4901、G4902中示出的组成的合金当中，具有能够使合金元素固溶而强化基底(基体)的组成的合金、ASTM-A494中记载的合金。
若示出典型的成分范围，则为以质量％计包含C：0.15％以下、Cr：15～30％、Co：0～3％、Mo：0～30％、W：0～10％、Nb：0～4％、Ta：0～4％、Ti：0～1％、Al：0～2％、Fe：0～20％、Mn：0～4％、余量由Ni及杂质构成的合金。
对于将上述组成的镍基超耐热合金层叠于模具的工作面，可以采用堆焊等公知的技术。
对于堆积的方法，例如有：将上述合金加工成线材并进行堆积的方法、以及使用金属粉末的方法，可以使用任意方法。但是，考虑到上述含有Ta的合金在凝固速度慢时容易发生偏析、以及需要加工至线材，使用粉末进行堆积是较好的。
上述本发明的热锻用模具可以通过以下的方法制造。
例如，关于圆柱状模具组块，使用作为原材料的热锻材料，根据材质进行热处理而赋予强度和韧性，制成圆柱状模具组块原材料。
另外，环状模具组块、外周部环状模具组块进行使用了芯轴的中空锻造、环轧。然后，根据材质进行热处理而赋予强度和韧性，制成环状模具组块原材料、外周部环状模具组块原材料。需要说明的是，在环状模具组块原材料、外周部环状模具组块原材料的制造时，通过芯轴锻造来制造或者通过环轧来制造，根据尺寸而适当选择是较好的。
然后，对圆柱状模具组块原材料、环状模具组块原材料、外周部环状模具组块原材料进行切削加工来进行包括模具工作面形成的粗加工，修整为期望的尺寸。然后，形成镍基超耐热合金的堆积层。本发明中，由于能够在每个模具组块上都形成堆积层，因此也具有易于对复杂的模具工作面整体进行堆积的优点。
然后，对于圆柱状模具组块的外径部、环状模具组块和外周部环状模具组块的外径及内径部通过切削加工而进行精加工，组装各模具组块，最后对工作面进行刻模加工，能够制成热锻用模具。
另外，关于在最外周侧使用的外周部环状模具组块2，也可以在外周部环状模具组块的侧面设置凸缘部7。通过设置凸缘部7，能够使用共通的固定夹具6更可靠地固定外周部环状模具组块，因此能够削减模具的原材料费及加工费。另外，将本发明的热锻用模具用于上模时，利用凸缘部7能够更可靠地防止模具组块的掉落。
另外，对于本发明的热锻用模具，通过改变外周部环状模具组块的个数、尺寸，能够制成大型的热锻用模具。
因此，能够成品率良好地制造以往通过对几吨的大型原材料进行切削而制作的热锻用模具。
另外，对于本发明的热锻用模具，能够制造被加工原材料的热变形阻力为300MPa以上、与工件接触的模具的表面温度为500℃以上、以及压缩轴载荷为150MN以上这样的、以往难以一体成型的大型热模锻用模具。
需要说明的是，对于本发明中所说的热锻，热压、恒温锻造、热锻模(hotdie)等也包括在热锻之内。
实施例
作为圆柱状模具3及外周部环状模具组块2用的原材料，准备合金工具钢JIS-SKD61等效合金。本次制造的热锻用模具1用于制造盘，因此为图3及图4中示出的结构。
使用前述原材料通过热锻制造薄饼(pancake)。接着在前述薄饼的中央用冲头开孔，进行芯轴锻造，从而制作直径1560mm、内径1040mm、高度180mm的环状模具组块原材料；直径1050mm、内径610mm、高度180mm的环状模具组块原材料；以及直径620mm、内径300mm、高度180mm的环状模具组块原材料。通过淬火/回火将制作出的环状模具组块原材料进行调质使其硬度为45HRC。轴向成为锻造被锻造材料时的按压方向，在模具组块的与被锻造材料接触的部分通过切削加工而形成图3中示出的模具工作面。
接着，在前述模具工作面上形成两种镍基超耐热合金的堆积层4。关于堆积层的形成，在堆焊有表1中示出的中间层5后，在前述中间层5的与工件的接触面(工作面)侧形成具有表2中示出的组成的镍基超耐热合金层。
堆焊设为PTA(PlasmaTransferredArc；等离子转移弧)，为了防止焊接时的氧化而使用Ar气。堆焊后，将环状模具组块进行最终的切削加工使其成为热压配合形状。热压配合量设为1.5mm。热压配合在400℃下实施。然后，组装各模具组块，最后对工作面进行刻模加工，制成热锻用模具。
现有的一体物的热锻用模具难以对模具工作面的深部等进行机械堆焊，而本发明的热锻用模具能够对每个模具组块进行堆焊，因此能够将堆焊所需的时间缩短55％。另外，现有的一体物的热锻用模具需要对原材料进行切削，成品率约为74％，而本发明的热锻用模具的成品率约为80％。
[表1]
(质量％)
C Al Ti Cr Co Mo W Fe
中间层 0.04 - - 16.0 - 16.0 4.0 5.5
※1：表中未示出的余量为Ni及杂质。
※2：“-”所示的元素为未添加。
[表2]
(质量％)
C Si Mn Al Ti Cr Co Mo W Ta Nb [B] [Mg] [O]
合金A 0.04 0.29 0.12 1.1 2.41 18.4 11.4 4.5 3.8 3.9 0.3 20 2 120
合金B 0.04 - - 2.1 2.95 19.2 12.2 5.9 0.9 - - - - 118
※1：表中未示出的余量为Ni及杂质。
※2：“-”所示的元素为未添加。
※3.[]所示的元素的含量为ppm。
接着，使用前述形成有两种堆积层的热锻用模具，将难加工性材料Alloy718等效材料热锻成盘状。热锻分别设为10个单行程工作(shot)。需要说明的是，本次的热锻模具中设有凸缘部7并使用共通的固定夹具6。由此，更可靠地固定外周部环状模具组块，削减了模具的原材料费及加工费。
关于锻造条件，将被锻造材料加热温度设为1000℃、模具加热温度设为300℃、加压速度设为20mm/sec。热锻后调查热锻用模具，结果完全没有确认到裂纹等不良。
接着，自堆焊后的工作面采取截面观察用试验片，观察堆积合金A和堆积合金B的永久变形。将其结果示于图6(堆积合金A)及图7(堆积合金B)。图7中稍微确认到凹凸，确认到开始永久变形，而图6中示出的堆积合金A未确认到凹凸，确认达到高强度。
对于以上所说明的本发明的热锻用模具，通过改变外周部环状模具组块的个数、尺寸，能够制成大型的热锻用模具。
因此，能够成品率良好地制造以往通过对几吨的大型原材料进行切削而制作的热锻用模具。
另外，对于本发明的热锻用模具，能够制造被加工原材料的热变形阻力为300MPa以上、与工件接触的模具的表面温度为500℃以上、以及压缩轴载荷为150MN以上这样的、以往难以一体成型的大型热模锻用模具。
附图标记说明
1热锻用模具
2外周部环状模具组块
3圆柱状模具组块
4堆积层
5中间层
6固定夹具
7凸缘部
8环状模具组块
9台阶部

Claims (6)

1.一种热锻用模具，其用于通过对由镍合金或钛合金制成的被锻造材料进行热模锻来制造作为热模锻制品的航空喷气发动机的涡轮盘或发电用气体涡轮盘，其特征在于，
所述热锻用模具中，多个环状模具组块彼此以同心圆状组合并固定在一起，所述环状模具组块的轴向成为锻造被锻造材料时的按压方向，在所述热锻用模具的与被锻造材料接触的部分形成有模具工作面且形成有镍基超耐热合金的堆积层，
所述模具工作面形成于所述多个环状模具组块之中的至少一个的、与所述被锻造材料接触的部分，
所述堆积层是对每个形成有所述模具工作面的环状模具组块进行堆焊而形成的，
在所述多个环状模具组块之中的至少一个的、内周面和外周面中的至少一者设置有在热锻时承受载荷的台阶部。
2.根据权利要求1所述的热锻用模具，其特征在于，所述多个环状模具组块通过热压配合而被固定在一起。
3.根据权利要求1所述的热锻用模具，其特征在于，堆积层的组成中，以质量％计包含B：0.02％以下、C：0.01～0.15％、Mg：0.01％以下、Al：0.5～2％、Si：1％以下、Mn：1％以下、Ti：1.5～3％、Cr：15～22％、Co：5～15％、Mo：3～6％、W：3～6％、Nb：4％以下、Ta：1～7％，且Ta单独为1～7％或者Ta+2Nb的总计为1～7％，余量由Ni及杂质构成。
4.根据权利要求1所述的热锻用模具，其特征在于，所述被锻造材料的热变形阻力为300MPa以上，
该热锻用模具用于在与所述被锻造材料接触的模具的表面温度为500℃以上、压缩轴载荷为150MN以上的条件下对被锻造材料进行热模锻。
5.根据权利要求1所述的热锻用模具，其特征在于，所述热模锻制品为同心圆状且直径超过1米的尺寸的热模锻制品。
6.根据权利要求1、4和5中任一项所述的热锻用模具，其特征在于，所述多个环状模具组块的组成以质量％计包含C：0.25～0.5％、N：超过0且为0.03％以下、Si：超过0且为1.2％以下、Mn：超过0且为0.9％以下、Al：0～0.5％、P：0～0.03％、S：0～0.01％、V：0～2.1％、Cr：0.8～5.5％、Ni：0～4.3％、Cu：0～0.3％、Mo：0～3.0％、W：0～9.5％、Co：0～4.5％，余量由Fe及杂质构成。
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Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5725630B1 (ja) * 2014-02-26 2015-05-27 日立金属Ｍｍｃスーパーアロイ株式会社 熱間鍛造性および耐食性に優れたＮｉ基合金
JP6471444B2 (ja) * 2014-09-30 2019-02-20 日立金属株式会社 熱間鍛造用金型の製造方法
JP6519856B2 (ja) * 2015-03-18 2019-05-29 日立金属株式会社 熱間鍛造用金型装置
JP6519857B2 (ja) * 2015-03-18 2019-05-29 日立金属株式会社 熱間鍛造用金型装置
US11207725B2 (en) 2015-09-29 2021-12-28 Hitachi Metals, Ltd. Hot forging die and manufacturing process for forged product using the same, and manufacturing process for hot forging die
CN105499462A (zh) * 2015-12-04 2016-04-20 中国第二重型机械集团德阳万航模锻有限责任公司 镶芯组合模具及其使用方法
JP6924377B2 (ja) * 2016-08-04 2021-08-25 日立金属株式会社 熱間鍛造用金型及びその製造方法並びに鍛造材の製造方法
US10940523B2 (en) 2018-06-01 2021-03-09 The Boeing Company Apparatus for manufacturing parts, and related methods
CN109676333B (zh) * 2018-12-29 2020-10-23 马鞍山市中冶机械有限责任公司 一种高强度耐磨钛合金锻造模具型面加工工艺
CN110180983B (zh) * 2019-05-23 2021-03-30 重庆杰品科技股份有限公司 一种型腔表层随形网状结构热锻模具及其制备方法
CN110202082A (zh) * 2019-06-03 2019-09-06 武汉重工铸锻有限责任公司 锻造离合器花盘锻件的模具及锻造方法
JPWO2023095805A1 (zh) * 2021-11-26 2023-06-01
CN114535944B (zh) * 2021-12-15 2022-11-29 河北工业职业技术学院 一种短流程贝氏体热作模具及其制备方法
CN114309534A (zh) * 2021-12-29 2022-04-12 恒新增材制造研究中心(佛山)有限公司 一种压铸模及其制备方法
CN114192722B (zh) * 2021-12-31 2022-08-30 武汉理工大学 钛铝合金热锻成形方法与模具
CN114393168A (zh) * 2022-01-08 2022-04-26 汪航 一种铝合金车轮的预锻模具
CN116000134B (zh) * 2022-12-08 2023-10-27 北京钢研高纳科技股份有限公司 Gh4738合金冷拔棒材及其制备方法和应用

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006255767A (ja) * 2005-03-18 2006-09-28 Sanyo Special Steel Co Ltd 熱間で使用する金型用Ｎｉ基肉盛粉末および熱間用金型
CN101224484A (zh) * 2007-12-20 2008-07-23 贵州安大航空锻造有限责任公司 近等温锻造盘形锻件的大型锻模

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BE454575A (zh) *
US1449385A (en) * 1919-05-20 1923-03-27 Ludwig M Dieterich Art and apparatus for forcing material into a predetermined form
JPS605951Y2 (ja) * 1982-04-26 1985-02-25 本田技研工業株式会社 熱間鍛造用金型
JP2778705B2 (ja) 1988-09-30 1998-07-23 日立金属株式会社 Ｎｉ基超耐熱合金およびその製造方法
DE4200106C2 (de) * 1991-01-26 1993-11-04 Kubitz Schmiedetechnik Gmbh Verfahren zum aufpanzern der gravur von gesenken zum schmieden von formteilen
JP3025601B2 (ja) * 1993-04-28 2000-03-27 旭硝子株式会社 鍛造加工用金型およびその製造方法
FR2779074B1 (fr) * 1998-05-26 2000-06-30 Technogenia Procede de fabrication d'outils de forgeage a chaud, et outils obtenus par ce procede
JP2001071086A (ja) * 1999-09-01 2001-03-21 Hitachi Metals Ltd 高速四面鍛造装置用金敷および高速四面鍛造装置
JP4203222B2 (ja) 2000-12-21 2008-12-24 本田技研工業株式会社 鍛造成形用金型およびその製造方法
US7805971B2 (en) 2007-09-17 2010-10-05 General Electric Company Forging die and process
WO2009100583A1 (zh) * 2008-02-05 2009-08-20 Guizhou Anda Aviation Forging Co., Ltd. 近等温锻造镍基高温合金盘形锻件的大型锻模
JP4877293B2 (ja) * 2008-07-31 2012-02-15 住友金属工業株式会社 鍛造用金敷の製造方法
WO2010074017A1 (ja) 2008-12-25 2010-07-01 日立金属株式会社 鋼の焼入方法
JP5565692B2 (ja) * 2010-07-20 2014-08-06 日立金属株式会社 金敷の製造方法及び金敷
JP5816941B2 (ja) * 2011-09-16 2015-11-18 株式会社ソフイア 遊技機

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006255767A (ja) * 2005-03-18 2006-09-28 Sanyo Special Steel Co Ltd 熱間で使用する金型用Ｎｉ基肉盛粉末および熱間用金型
CN101224484A (zh) * 2007-12-20 2008-07-23 贵州安大航空锻造有限责任公司 近等温锻造盘形锻件的大型锻模

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