JP2018122341A - 熱間鍛造用金型、熱間鍛造装置、及び熱間鍛造用金型の製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
このようなNi基金属間化合物は、高温環境下での強度が優れているため、ジェットエンジンやガスタービンのタービン部材のような用途への応用が期待されている。
即ち、請求項1記載の如く、熱間鍛造用金型は、穴が形成された補強部材と、被加工材を成形する成形部が形成され前記穴に圧入されたニブとを備え、前記ニブにおける少なくとも前記成形部が、Niを主成分とし、2〜13原子%のAl、及び10〜17原子%のVを含む合計100原子%の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して10〜1000重量ppmのBとを含み、初析L12相と(L12+D022)共析組織とからなる2重複相組織を有するNi基金属間化合物からなる。
図1〜図3に示す熱間鍛造用金型1は、被加工材5を熱間鍛造する際に用いられる金型であり、テーパ穴20aが形成された円筒状の補強部材20と、補強部材20に圧入されたニブ10とを備えている。なお、熱間鍛造とは、再結晶温度以上に加熱した被加工材5に対して行う鍛造加工のことをいう。
テーパ穴20aの上端における内径はR1であり、テーパ穴20aのテーパ角度はθ1である。テーパ角度θ1は、例えば0°〜5°の範囲に設定することができる。
第1ニブ11には、被加工材5を成形するための凹部である成形部11aと、上下方向に貫通する貫通穴11bとが形成されている。成形部11aは第1ニブ11の上端部に形成されており、貫通穴11bは成形部11aの底部から第1ニブ11の下端にかけて形成されている。
第2ニブ12には、上下方向に貫通する貫通穴12aが形成されている。貫通穴12aと貫通穴11bとは同径に形成され、同軸上に配置されていて、互いに連通している。
本実施形態における被加工材5は円柱形状の棒状部材であり、例えばステンレス鋼にて形成されている。(図4参照)。被加工材5の外径寸法は、貫通穴11b、12aの内径寸法と略同じに形成されており、被加工材5を貫通穴11b、12a内に摺動可能に挿入することが可能となっている。
外径R2は、例えば内径R1よりも内径R1の0%〜2.0%だけ大きな寸法に設定することができる。つまり、第1ニブ11の外径R2は、内径R1に、内径R1の0%〜2.0%の大きさの締め代αを加えた寸法に設定することができる。
これにより、第1ニブ11を補強部材20に圧入した際における、補強部材20のニブ10に対する締め量を、テーパ穴20aの内径R1の0%〜2.0%の範囲とすることができる。
また、常温の補強部材20に対して常温のニブ10をプレス機にて圧入することも可能である。常温の補強部材20に対して常温のニブ10を圧入した場合、圧入後の補強部材20及びニブ10を480℃〜550℃程度の温度で1hr〜2hr程度加熱処理を行った後、3hr程度自然冷却することで、ニブ10の補強部材20に対する圧入状態を強固に保持することが可能となる。これは、加熱処理を行った際に、ニブ10と補強部材20との接触部の界面で合金化が進むことに起因するものである。
また、本実施形態における補強部材20の穴は上下方向に貫通する穴に形成されているが、例えば下端部が閉じた補強部材20を貫通しない穴に形成することもできる。
また、本実施形態のニブ10は、テーパ穴20aの軸に沿った方向へ2分割されて第1ニブ11と第2ニブ12とを有しているが、ニブ10は複数に分割されていない構成とすることもできる。さらに、ニブ10は、テーパ穴20aの軸に沿った方向へ3以上に分割した構成とすることもできる。
このように構成される熱間鍛造用金型1は、被加工材5を熱間鍛造する熱間鍛造装置Pに用いることができる。
図4に示すように、熱間鍛造装置Pは、熱間鍛造用金型1と、熱間鍛造用金型1の上方に配置され、熱間鍛造用金型1に対してテーパ穴20aの軸方向に沿った方向へ移動可能なポンチ3とを備えている。ポンチ3は、テーパ穴20aの軸方向に沿った方向へ移動することにより、熱間鍛造用金型1に対して近接離間する。例えば、ポンチ3は、テーパ穴20aの軸方向に沿って下降させると熱間鍛造用金型1に近接し、テーパ穴20aの軸方向に沿って上昇させると熱間鍛造用金型1から離間する。
被加工材5のプレスが完了した後は、第2ニブ12の貫通穴12aへ下方から押出しピンと挿入することにより被加工材5を上方へ押出し、被加工材5を熱間鍛造用金型1から取り出す。被加工材5のプレスが完了してから、被加工材5を熱間鍛造用金型1から取り出すまでの間は、例えば2sec〜3sec程度である。
つまり、熱間鍛造用金型1とポンチ3とが相対的に近接離間可能に構成されていればよい。
補強部材20は、例えばSKD61等の熱間工具鋼にて形成されている。補強部材20を熱間工具鋼にて形成した場合、例えば1000℃〜1050℃の温度で焼入れ処理を行った後に、550℃〜650℃の温度で焼き戻し処理を行う。これにより、補強部材20の硬さを、ロックウェル硬さHRC46〜48程度とすることができる。
第1ニブ11は、例えば初析L12相と(L12+D022)共析組織とからなる2重複相組織を有するNi基金属間化合物にて形成されている。
このように、第1ニブ11を構成するNi基金属間化合物の材料的な特性による割れ防止作用と、第1ニブ11が補強部材20のテーパ穴20aに圧入されているという構造による割れ防止作用とが合わさることによって、熱間鍛造用金型1は、その高温耐久性を大きく向上させることが可能となっている。
ニブ10においては、第2ニブ12は被加工材5と直接接触しないため、第1ニブ11に比べてさほど高温になることがない。従って、第2ニブ12は、WC−Co等の超硬合金や、低温での強度が高いSKD61等の熱間工具鋼といったように、2重複相組織を有するNi基金属間化合物以外の金属を用いることができる。
2重複相組織を有するNi基金属間化合物は他の金属に比べて高価であるため、第1ニブ11のみを2重複相組織を有するNi基金属間化合物にて形成した場合は、ニブ10全体(第1ニブ11及び第2ニブ12)を、2重複相組織を有するNi基金属間化合物にて形成した場合に比べて、熱間鍛造用金型1を低コストにて構成することが可能となる。
但し、当然のことではあるが、第2ニブ12を、2重複相組織を有するNi基金属間化合物にて形成するとこも可能である。
具体的には、図6に示すように、温度が常温から上昇していくにつれて2重複相組織を有するNi基金属間化合物の引張強度が高くなっていき、850℃程度の温度をピークとして950℃程度の温度まで、常温時よりも大きな引張強度を示している。
単相のNi3Alにおいても、温度が上昇するにつれて引張強度が高くなっているが、引張強度の値は、2重複相組織を有するNi基金属間化合物よりも小さくなっている。
ハステロイXは、常温では2重複相組織を有するNi基金属間化合物と略同等の引張強度を示すものの、温度が上昇するにつれて引張強度が低下していき、高温域においては2重複相組織を有するNi基金属間化合物の引張強度よりも大幅に低い値を示している。
特に、熱間鍛造装置Pでの熱間鍛造を無冷却、即ち水等による熱間鍛造用金型1の冷却を行わずに実施した場合には、冷却を行った場合よりも第1ニブ11の温度が上昇するため、第1ニブ11に発生する割れをさらに効果的に抑制することができる。
また、前記Ni基金属間化合物にTaとWの少なくとも一方を含有させて、前記Ni基金属間化合物の硬さを向上させることで、例えば熱間鍛造用金型を補強部材20を有しないニブ10のみの構成とした場合でも、熱間鍛造用金型をTa及びWの少なくとも一方を含有した前記Ni基金属間化合物にて構成することで、熱間鍛造時に熱間鍛造用金型付与される引張応力に抗することができ成形部に割れが生じにくい構成とすることに寄与できる。
前記Ni基金属間化合物のロックウェル硬さをHRC40〜HRC60程度の範囲内とすることで、高温環境下での耐衝撃性を向上させることができる。このように前記Ni基金属間化合物の硬さを設定することも、高温耐久性に優れた熱間鍛造用金型1を構成する上で有効である。
前記Ni基金属間化合物におけるCの含有量は、0.01〜1.0原子%とすることができる。
前記Ni基金属間化合物におけるCoの含有量は、0〜5原子%とすることができる。
前記Ni基金属間化合物におけるCrの含有量は、0〜5原子%とすることができる。
前記Ni基金属間化合物におけるTiの含有量は0〜5原子%とすることができ、Nbの含有量は0〜5原子%とすることができる。
但し、熱間鍛造装置Pによる熱間鍛造はこれに限るものではなく、上金型と下金型の間に入れた被加工材5をパンチによって上下から圧縮することで半径方向への押出しを行い、被加工材5を金型内に充満させる閉塞鍛造等の他の鍛造加工を行うように構成することもできる。この場合、前記上金型及び下金型を前記Ni基金属間化合物にて形成することで、前記上金型及び下金型を高温耐久性に優れた金型とすることができる。
つまり、本実施形態のように、前記Ni基金属間化合物を用いて構成した熱間鍛造用金型1は、閉塞鍛造用金型等の他の金型にも適用することができる。
Niを主成分とし、Al、V、及びBを含み、初析L12相と(L12+D022)共析組織とからなる2重複相組織を有するNi基金属間化合物にTa、又はWを添加した場合の常温におけるビッカース硬さを測定した。
試料1は、70.5原子%のNi、10原子%のAl、10.5原子%のVを含む合計100原子%の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して0.005重量%のBとを含み、初析L12相と(L12+D022)共析組織とからなる2重複相組織を有するNi基金属間化合物である。試料1は、Ta及びWの何れも含んでいない(Ta=0原子%、W=0原子%)。
試料3は、75原子%のNi、6原子%のAl、13原子%のV、3原子%のTaを含む合計100原子%の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して0.005重量%のBを含み、初析L12相と(L12+D022)共析組織とからなる2重複相組織を有するNi基金属間化合物である。試料3は、3原子%のTaを含有している。
試料4は、75原子%のNi、7原子%のAl、13原子%のV、5原子%のTaを含む合計100原子%の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して0.005重量%のBを含み、初析L12相と(L12+D022)共析組織とからなる2重複相組織を有するNi基金属間化合物である。試料4は、5原子%のTaを含有している。
試料5は、75原子%のNi、6原子%のAl、12原子%のV、7原子%のTaを含む合計100原子%の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して0.005重量%のBを含み、初析L12相と(L12+D022)共析組織とからなる2重複相組織を有するNi基金属間化合物である。試料5は、7原子%のTaを含有している。
また、2原子%のWを含んだ試料6では、ビッカース硬さがHV640程度に上昇している。
このように、Ni、Al、V、及びBを含んだ2重複相組織を有するNi基金属間化合物にTa又はWを添加することにより、前記Ni基金属間化合物の硬さが向上している。
図8には、試料1、試料4、試料6のビッカース硬さを示している。また、比較例として、超硬合金(WC−Co)、SUS440C、SKD61のビッカース硬さも示してある。
5原子%のTaを含んだ試料4、及び2原子%のWを含んだ試料6は、高温においても、Ta及びWを含まない試料1よりも高いビッカース硬さを示している。
SKD61は、常温では試料1と同等の値を示しているが、高温では試料1よりも低い値を示している。
また、Taを含んだ試料4及びWを含んだ試料6は、常温から高温に至るまでTa及びWを含まない試料1よりも高いビッカース硬さを有している。
Ni、Al、V、及びBを含んだ2重複相組織を有するNi基金属間化合物にて第1ニブ11が形成された熱間鍛造用金型1を備える熱間鍛造装置Pにより被加工材5の熱間鍛造を行った際の、熱間鍛造用金型1の寿命評価試験を行った。
寿命評価試験は、実施例1、実施例2、及び比較例に係る熱間鍛造用金型1について行った。
実施例2は、69.5原子%のNi、10原子%のAl、6.5原子%のV、4原子%のCr、3原子%のCo、2原子%のTi、3原子%のNb、2原子%のW、0.1原子%のCを含む合計100原子%の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して0.005重量%のBを含んだ、2重複相組織を有するNi基金属間化合物にて第1ニブ11を形成した熱間鍛造用金型1である。
比較例は、超硬合金(マコトロイGL90(「マコトロイ」は登録商標))にて第1ニブ11を形成した熱間鍛造用金型1である。
熱間鍛造装置は、250トンクランクプレスを用いた。熱間鍛造を施す被加工材5としては、SUS304にて形成されたものを用いた。熱間鍛造時における被加工材5の加熱温度は1150℃であった。潤滑剤としては、フッ素系水溶性潤滑剤を用いた。鍛造速度は8ショット/minであった。
また、実施例1、実施例2、及び比較例に対して、それぞれ水による冷却有りでの熱間鍛造、冷却無しでの熱間鍛造を行った。
寿命評価試験における評価としては、50ショット毎に熱間鍛造用金型1の温度を測定するとともに、熱間鍛造用金型1に割れが発生しているか否かについて行った。
実施例1(冷却無)については、熱間鍛造を800回まで行ったところ、熱間鍛造用金型1に割れは発生しなかった。実施例1(冷却無)に係る熱間鍛造用金型1の温度は、熱間鍛造の回数が増加するにつれて上昇する傾向を示しており、500℃程度まで上昇した。
実施例2(冷却無)については、熱間鍛造を300回まで行ったところ、熱間鍛造金型1に割れは生じなかった。実施例2(冷却無)に係る熱間鍛造装置1の温度は、熱間鍛造の回数が増加するにつれて上昇する傾向を示しており、570℃程度まで上昇した。
実施例1(冷却無)よりも実施例2(冷却無)の方が高温になっているが、これは、実施例2(冷却無)に用いられるNi基金属間化合物の熱伝導率が、実施例1(冷却無)に用いられるNi基金属間化合物の熱伝導率よりも小さいことに起因すると考えられる。
なお、実施例1(冷却無)に用いられるNi基金属間化合物の熱伝導率は11.9W/m・Kであり、実施例2(冷却無)に用いられるNi基金属間化合物の熱伝導率は8.4W/m・Kである。
実施例2(冷却有)については、熱間鍛造を300回まで行ったところ、熱間鍛造金型1に割れが生じた。実施例1(冷却有)に係る熱間鍛造装置1の温度は、270℃程度まで上昇した。実施例2(冷却有)においては、熱間鍛造時に熱間鍛造装置1が水冷されているため、実施例2(冷却無)よりも低温となっている。
一方、比較例については、冷却有の場合、及び冷却無の場合の両方において、熱間鍛造回数が300回に達すると熱間鍛造金型1に割れが発生しており、実施例1(冷却無)及び実施例2(冷却無)と比較すると寿命が短く、高温耐久性が劣っている。
熱間鍛造用金型1は、例えば、次のような工程により製造することができる。
まず、Ni基金属間化合物からなる素材を鋳造により得る。この場合、Ni基金属間化合物は、例えばNiを主成分とし、2〜13原子%のAl、及び10〜17原子%のVを含む合計100原子%の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して10〜1000重量ppmのBとを含み、初析L12相と(L12+D022)共析組織とからなる2重複相組織を有するNi基金属間化合物を用いることができる。
この鋳造工程により得られた前記素材をワイヤー加工により成形して、成形素材を得る。得られた前記成形素材に切削工具にて切削加工することにより、切削加工素材を得る。この切削工程により得られた前記切削加工素材は、第1ニブ11の外径形状を同様の形状に切削加工されている。
補強部材20に圧入された前記切削加工素材に対して型掘り放電加工を施し、成形部11aを形成することにより、第1ニブ11を形成する。その後、第1ニブ11における成形部11aの成形面に対して、ラップ加工により研磨を施す。最後に、熱間鍛造用金型1が所定の仕様を充たしているかの検査を行う。
また、前記Ni基金属間化合物は、焼き入れ加工をしなくても第1ニブ11として使用できるので、第1ニブ11を製造する上で焼き入れ加工の必要がなく、製造プロセスの簡略化を図ることが可能である。
第1ニブ11を形成する前記Ni基金属間化合物が、常温での切削性に優れることは、図10に示すグラフからもわかる。
図10には、被削材をNi基金属間化合物、SKD、及びSKHとし、被削材を切削工具により切削した際の切削工具の摩耗量を示している。具体的には、Ni基金属間化合物は、Niを主成分とし、2〜13原子%のAl、及び10〜17原子%のVを含む合計100原子%の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して10〜1000重量ppmのBとを含み、初析L12相と(L12+D022)共析組織とからなる2重複相組織を有するNi基金属間化合物であり、SKDは熱間工具鋼SKD61であり、SKHはハイスSKH51である。
また、図10に示す摩耗量は、切削工具としてTNGG160404 AC510Uを用い、80m/min、100m/min、及び120m/minの切削速度、0.2mmの切り込み深さ、0.1mm/revの送り速度の条件にて切削加工を行った場合の摩耗量である。
3 ポンチ
5 被加工材
10 ニブ
11 第1ニブ
11a 成形部
12 第2ニブ
20 補強部材
20a テーパ穴
P 熱間鍛造装置
Claims (13)
- 穴が形成された補強部材と、被加工材を成形する成形部が形成され前記穴に圧入されたニブとを備え、
前記ニブにおける少なくとも前記成形部が、Niを主成分とし、2〜13原子%のAl、及び10〜17原子%のVを含む合計100原子%の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して10〜1000重量ppmのBとを含み、初析L12相と(L12+D022)共析組織とからなる2重複相組織を有するNi基金属間化合物からなる、
ことを特徴とする熱間鍛造用金型。 - 前記Ni基金属間化合物は、0.5〜8原子%のTa、及び/又は0〜5原子%のWをさらに含む、
ことを特徴とする請求項1に記載の熱間鍛造用金型。 - 前記Ni基金属間化合物は、0.01〜1.0原子%のCをさらに含む、
ことを特徴とする請求項1又は請求項2に記載の熱間鍛造用金型。 - 前記Ni基金属間化合物は、0〜5原子%のCoをさらに含む、
ことを特徴とする請求項1〜請求項3の何れか一項に記載の熱間鍛造用金型。 - 前記Ni基金属間化合物は、0〜5原子%のCrをさらに含む、
ことを特徴とする請求項1〜請求項4の何れか一項に記載の熱間鍛造用金型。 - 前記Ni基金属間化合物は、0〜5原子%のTi、及び/又は0〜5原子%のNbをさらに含む、
ことを特徴とする請求項1〜請求項5の何れか一項に記載の熱間鍛造用金型。 - 前記Ni基金属間化合物の硬さが、HRC40〜HRC60である、
ことを特徴とする請求項1〜請求項6の何れか一項に記載の熱間鍛造用金型。 - 前記補強部材の前記ニブに対する締め量が、前記穴の内径寸法の0〜2.0%の範囲である、
ことを特徴とする請求項1〜請求項7の何れか一項に記載の熱間鍛造用金型。 - 前記ニブは、前記穴の軸に沿った方向へ複数に分割されており、
複数に分割された前記ニブのうち、前記成形部が形成された前記ニブが、前記Ni基金属間化合物にて構成される、
ことを特徴とする請求項1〜請求項8の何れか一項に記載の熱間鍛造用金型。 - 請求項1〜9の何れか一項に記載の熱間鍛造用金型と、
前記熱間鍛造用金型に対して、前記穴の軸方向に沿った方向へ相対的に移動可能なポンチとを備え、
前記ポンチを前記熱間鍛造用金型に対して相対的に近接させて、再結晶温度以上に加熱された前記被加工材を、前記熱間鍛造用金型と前記ポンチとにより無冷却にて挟み込んでプレスする、
ことを特徴とする熱間鍛造装置。 - 請求項1〜9の何れか一項に記載の熱間鍛造用金型を製造する方法であって、
前記ニブを、
前記Ni基金属間化合物からなる素材に切削工具にて切削加工を施す切削工程を含む工程により製造する、
ことを特徴とする熱間鍛造用金型の製造方法。 - 熱間鍛造用金型の製造方法であって、
被加工材を成形する成形部が形成されるニブを、
Niを主成分とし、2〜13原子%のAl、及び10〜17原子%のVを含む合計100原子%の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して10〜1000重量ppmのBとを含み、初析L12相と(L12+D022)共析組織とからなる2重複相組織を有するNi基金属間化合物からなる素材を鋳造により得る鋳造工程と、
前記素材に切削工具にて切削加工を施す切削工程とを含む工程により製造する、
ことを特徴とする熱間鍛造用金型の製造方法。 - Niを主成分とし、2〜13原子%のAl、10〜17原子%のV、並びに0.5〜8原子%のTa及び/又は0〜5原子%のWを含む合計100原子%の組成の金属と、前記組成の金属の合計重量に対して10〜1000重量ppmのBとを含み、初析L12相と(L12+D022)共析組織とからなる2重複相組織を有するNi基金属間化合物からなる、
ことを特徴とする熱間鍛造用金型。
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