JPH0328965B2 - - Google Patents
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- JPH0328965B2 JPH0328965B2 JP60274105A JP27410585A JPH0328965B2 JP H0328965 B2 JPH0328965 B2 JP H0328965B2 JP 60274105 A JP60274105 A JP 60274105A JP 27410585 A JP27410585 A JP 27410585A JP H0328965 B2 JPH0328965 B2 JP H0328965B2
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Classifications
-
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- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
- B22F3/12—Both compacting and sintering
- B22F3/1208—Containers or coating used therefor
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
- B22F3/17—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces by forging
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
- B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
-
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- C21—METALLURGY OF IRON
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- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
-
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- Y10S420/902—Superplastic
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- Powder Metallurgy (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
［産業上の利用分野］
本発明は、高強度・難加工材をその超塑性を利
用して鍛造するウオームダイ・パツク鍛造法（以
下、SWAP鍛造法という。）に関するものであ
る。 ［従来の技術］ 例えば、ガスタービン発動機工業では、発動機
の設計基準から良好な高温強度及び酸化−腐食抵
抗性をもつ合金の使用が要求される。この要求に
応えて多数の合金が開発、応用され、それによつ
て高温強度への要求は満足されたが、それは一般
に合金の成形性能を犠牲にした上で達成されたも
のであつた。しかしながら、厳密な公差に応じて
成形された複雑な形状の何千個もの部品からなる
ジエツト発動機の製作では、合金の成形性能が、
その有用性の度合を決定する上での主要なフアク
ターとなる。多くの工業では、この成形性能の問
題の解決を、便宜的に合金成分の変更によつて計
ることが可能であるが、ガスタービン発動機用合
金に賦課される関連基準は非常に多数存在するの
で、合金成分を変更するか否かにかかわらず、成
形法自体の改良は必至である。 従来、上述したような高強度・難加工材、例え
ばNi基超耐熱合金等の超塑性を利用した成形法
として、Gatorizing法が知られている。この方法
は、被成形材と成形金型との温度を等しくする恒
温成形が必要であり、またNi基高強度・難加工
材は通常1000℃以上に加熱しないと超塑性成形で
きないので、成形にあたつては、金型の材料とし
てこの温度に耐えるTZM（0.5％Tiと0.1％Zrを含
むNo合金）を使用しなければならなかつた。 しかしながら、TZMは高価であるばかりでな
く、高温で酸化され易い欠点を有するので、真空
或いは不活性ガス中で成形しなければならず、こ
のために成形装置全体が大がかりなものとなる欠
点があつた。 ［発明が解決しようとする問題点］ 本発明者らは、高強度・難加工材として、例え
ばNi基超耐熱合金を、γ′固溶温度より低いが、
それより150℃以内の温度で、70％以上の断面減
少率で押出した後、γ′固溶温度より低いが、それ
より100℃以内の温度での焼なましを施すと、結
晶粒の平均粒径が約1.5μｍ台まで超微細化するこ
と、及び通常のNi基超耐熱合金が、1050℃〜
1100℃において約２×10-3s-1のひずみ速度で最
大のひずみ速度感受性指数（以下、ｍ値という。）
を有しているのに対し、上記の結晶粒を超微細化
した材料は約2.5×10-2s-1という著しく速いひず
み速度で最大ｍ値を有することを見出した。 この2.5×10-2s-1のひずみ速度において大きな
ｍ値が得られるということは、例えば全高50mmの
試料の鍛造を考えると、これを15mm厚にまで圧縮
するのに、従来のGatorizing法によるひずみ速度
では約５分間要し、従つて1050℃から1100℃の恒
温成形にならざるを得なかつたのに対し、約30秒
間で済むことになり、通常鍛造においてこの短時
間だけ被加工材の設定温度を1050℃〜1100℃に保
持できれば、恒温成形の必要はなく、また金型と
して高価なTZMを使用する必要はなく、さらに
TZMを大気の酸化から保護するための大がかり
な真空チヤンバーも不用になることを意味してい
る。 本発明の目的は、上述した知具に基づき、結晶
粒の超微細化によつて高強度・難加工材の最大ｍ
値が得られるひずみ速度を高速化できることを利
用して、鍛造に当つてその合金を高温状態に維持
しなければならない時間の短縮化を図り、それに
より高価なTZM製の金型を必要とせず、しかも
真空あるいは不活性ガス中で成形する必要をなく
した鍛造法を提供することにある。 ［問題点を解決するための手段］ 上記目的を達成するための本発明のSWAP鍛
造法は、ひずみ速度が５×10-3s-1より速いとき
に超塑性を発現するように結晶粒を超微細化処理
した高強度・難加工材からなる被加工材を、金属
保温材で完全あるいは部分的に囲繞し、これらを
超塑性発現温度に加熱すると共に、上記被加工材
を鍛造するための金型を、鍛造が完了するまで被
加工材が必要な温度に保持されるに十分な温度範
囲で、金型の耐熱温度以下の温度に加熱してお
き、この加熱状態にある金型を用いて上記被加工
材を鍛造することを特徴とするものである。 上述した速いひずみ速度において超塑性を発現
するように、即ち大きいｍ値を示すように結晶粒
を超微細化処理するには、高強度・難加工材にそ
れを加熱した状態において塑性変形を与えた後、
それを焼なましするなどの方法を利用することが
でき、このような方法によつて結晶粒を超微細化
処理する場合、超塑性発現ひずみ速度が少なくと
も５×10-3s-1より速くならなければ、通常鍛造
により短時間に加工を完了することができず、そ
のためには、結晶粒の粒径を一般的には数μｍ以
下、望ましくは１〜2μｍ程度以下に超微細化す
るのが適切である。 また、高強度・難加工材の鍛造を行うに際し、
それを金属保温材で完全または部分的に囲繞し
て、超塑性発現温度に加熱し、且つ一般的には金
型を200〜950℃の範囲でそれ自体の耐熱温度以下
に加熱して加工を行うが、このような処理は、鍛
造を完了するまで被加工材をその鍛造に必要な温
度に保持するためのものであり、このような観点
から、高強度・難加工材をどの程度の金属保温材
でどの程度囲繞するのか、金型を何度に加熱する
のかなどの諸条件が決定される。 而して、本発明の鍛造法は、上述したNi基超
耐熱合金ばかりでなく、高速度工具鋼、過共析
鋼、α／γ2相ステンレス鋼などにも適用するこ
とができる。 ［作用］ 上記のように、結晶粒の超微細化処理により、
高強度・難加工材の最大ｍ値の得られるひずみ速
度が高速化する。この合金は、超塑性発現温度に
加熱した後、金型で鍛造されるが、上記合金は保
温材で完全あるいは部分的に囲繞され且つ金型も
加熱された状態にあるため、上記ひずみ速度の高
速化に伴つて鍛造時間が短縮されることと相俟つ
て、合金は鍛造時間内においてそんなに冷却され
ることなく、鍛造に十分な温度に保たれる。 ［実施例］ 以下に本発明のSWAP鍛造法の実施例につい
て説明する。 Ni基超耐熱合金の試料は、第１表に示す米国
Homogeneous Metals Inc.製の325メツシユ
Mod.IN−100のアトマイズ粉を用いた。この粉
末を大気中でSUS 304のカプセル（肉厚1.5mm〜
2.5mm）に真密度比60〜65％で充填し、５×
10-3Torrの脱気を行い、その後密封した。次い
で、このカプセルに1100℃×91.2 Mpa×1hの
HIP（熱間静水圧プレス）処理を施した後、粉末
界面に付着したArを粉末界面の３重点に凝集さ
せる目的でTIP（Thermal Induced Porosity）
テストを1180℃×1h加熱後空冷なる条件で行い、
HIP成形時にArガスが微量侵入したかどのかの
チエツクを行つた。その後、SUS 304のカプセ
ルを機械加工により除去し、押出し時の加工度の
調整及びダイスの保護のために、第１図に示すよ
うに、再度これに
用して鍛造するウオームダイ・パツク鍛造法（以
下、SWAP鍛造法という。）に関するものであ
る。 ［従来の技術］ 例えば、ガスタービン発動機工業では、発動機
の設計基準から良好な高温強度及び酸化−腐食抵
抗性をもつ合金の使用が要求される。この要求に
応えて多数の合金が開発、応用され、それによつ
て高温強度への要求は満足されたが、それは一般
に合金の成形性能を犠牲にした上で達成されたも
のであつた。しかしながら、厳密な公差に応じて
成形された複雑な形状の何千個もの部品からなる
ジエツト発動機の製作では、合金の成形性能が、
その有用性の度合を決定する上での主要なフアク
ターとなる。多くの工業では、この成形性能の問
題の解決を、便宜的に合金成分の変更によつて計
ることが可能であるが、ガスタービン発動機用合
金に賦課される関連基準は非常に多数存在するの
で、合金成分を変更するか否かにかかわらず、成
形法自体の改良は必至である。 従来、上述したような高強度・難加工材、例え
ばNi基超耐熱合金等の超塑性を利用した成形法
として、Gatorizing法が知られている。この方法
は、被成形材と成形金型との温度を等しくする恒
温成形が必要であり、またNi基高強度・難加工
材は通常1000℃以上に加熱しないと超塑性成形で
きないので、成形にあたつては、金型の材料とし
てこの温度に耐えるTZM（0.5％Tiと0.1％Zrを含
むNo合金）を使用しなければならなかつた。 しかしながら、TZMは高価であるばかりでな
く、高温で酸化され易い欠点を有するので、真空
或いは不活性ガス中で成形しなければならず、こ
のために成形装置全体が大がかりなものとなる欠
点があつた。 ［発明が解決しようとする問題点］ 本発明者らは、高強度・難加工材として、例え
ばNi基超耐熱合金を、γ′固溶温度より低いが、
それより150℃以内の温度で、70％以上の断面減
少率で押出した後、γ′固溶温度より低いが、それ
より100℃以内の温度での焼なましを施すと、結
晶粒の平均粒径が約1.5μｍ台まで超微細化するこ
と、及び通常のNi基超耐熱合金が、1050℃〜
1100℃において約２×10-3s-1のひずみ速度で最
大のひずみ速度感受性指数（以下、ｍ値という。）
を有しているのに対し、上記の結晶粒を超微細化
した材料は約2.5×10-2s-1という著しく速いひず
み速度で最大ｍ値を有することを見出した。 この2.5×10-2s-1のひずみ速度において大きな
ｍ値が得られるということは、例えば全高50mmの
試料の鍛造を考えると、これを15mm厚にまで圧縮
するのに、従来のGatorizing法によるひずみ速度
では約５分間要し、従つて1050℃から1100℃の恒
温成形にならざるを得なかつたのに対し、約30秒
間で済むことになり、通常鍛造においてこの短時
間だけ被加工材の設定温度を1050℃〜1100℃に保
持できれば、恒温成形の必要はなく、また金型と
して高価なTZMを使用する必要はなく、さらに
TZMを大気の酸化から保護するための大がかり
な真空チヤンバーも不用になることを意味してい
る。 本発明の目的は、上述した知具に基づき、結晶
粒の超微細化によつて高強度・難加工材の最大ｍ
値が得られるひずみ速度を高速化できることを利
用して、鍛造に当つてその合金を高温状態に維持
しなければならない時間の短縮化を図り、それに
より高価なTZM製の金型を必要とせず、しかも
真空あるいは不活性ガス中で成形する必要をなく
した鍛造法を提供することにある。 ［問題点を解決するための手段］ 上記目的を達成するための本発明のSWAP鍛
造法は、ひずみ速度が５×10-3s-1より速いとき
に超塑性を発現するように結晶粒を超微細化処理
した高強度・難加工材からなる被加工材を、金属
保温材で完全あるいは部分的に囲繞し、これらを
超塑性発現温度に加熱すると共に、上記被加工材
を鍛造するための金型を、鍛造が完了するまで被
加工材が必要な温度に保持されるに十分な温度範
囲で、金型の耐熱温度以下の温度に加熱してお
き、この加熱状態にある金型を用いて上記被加工
材を鍛造することを特徴とするものである。 上述した速いひずみ速度において超塑性を発現
するように、即ち大きいｍ値を示すように結晶粒
を超微細化処理するには、高強度・難加工材にそ
れを加熱した状態において塑性変形を与えた後、
それを焼なましするなどの方法を利用することが
でき、このような方法によつて結晶粒を超微細化
処理する場合、超塑性発現ひずみ速度が少なくと
も５×10-3s-1より速くならなければ、通常鍛造
により短時間に加工を完了することができず、そ
のためには、結晶粒の粒径を一般的には数μｍ以
下、望ましくは１〜2μｍ程度以下に超微細化す
るのが適切である。 また、高強度・難加工材の鍛造を行うに際し、
それを金属保温材で完全または部分的に囲繞し
て、超塑性発現温度に加熱し、且つ一般的には金
型を200〜950℃の範囲でそれ自体の耐熱温度以下
に加熱して加工を行うが、このような処理は、鍛
造を完了するまで被加工材をその鍛造に必要な温
度に保持するためのものであり、このような観点
から、高強度・難加工材をどの程度の金属保温材
でどの程度囲繞するのか、金型を何度に加熱する
のかなどの諸条件が決定される。 而して、本発明の鍛造法は、上述したNi基超
耐熱合金ばかりでなく、高速度工具鋼、過共析
鋼、α／γ2相ステンレス鋼などにも適用するこ
とができる。 ［作用］ 上記のように、結晶粒の超微細化処理により、
高強度・難加工材の最大ｍ値の得られるひずみ速
度が高速化する。この合金は、超塑性発現温度に
加熱した後、金型で鍛造されるが、上記合金は保
温材で完全あるいは部分的に囲繞され且つ金型も
加熱された状態にあるため、上記ひずみ速度の高
速化に伴つて鍛造時間が短縮されることと相俟つ
て、合金は鍛造時間内においてそんなに冷却され
ることなく、鍛造に十分な温度に保たれる。 ［実施例］ 以下に本発明のSWAP鍛造法の実施例につい
て説明する。 Ni基超耐熱合金の試料は、第１表に示す米国
Homogeneous Metals Inc.製の325メツシユ
Mod.IN−100のアトマイズ粉を用いた。この粉
末を大気中でSUS 304のカプセル（肉厚1.5mm〜
2.5mm）に真密度比60〜65％で充填し、５×
10-3Torrの脱気を行い、その後密封した。次い
で、このカプセルに1100℃×91.2 Mpa×1hの
HIP（熱間静水圧プレス）処理を施した後、粉末
界面に付着したArを粉末界面の３重点に凝集さ
せる目的でTIP（Thermal Induced Porosity）
テストを1180℃×1h加熱後空冷なる条件で行い、
HIP成形時にArガスが微量侵入したかどのかの
チエツクを行つた。その後、SUS 304のカプセ
ルを機械加工により除去し、押出し時の加工度の
調整及びダイスの保護のために、第１図に示すよ
うに、再度これに
【表】
【表】
【表】
S35Cでケーシングを行い、ラム速度20mms-1で押
出して供試材とした。 なお、第１図において、１及び２はS35Cから
なる前蓋及び筒体、３はSUS 304からなる後蓋、
４は上記Mod.IN−100の試料である。 押出し条件及びその後の焼なまし条件は、次の
通りである。 ●1000℃−82％押出し→1150℃×1h焼なまし材 （以下、材と略記する。） ●1100℃−72％押出し→1070℃×1h焼なまし材 （以下、材と略記する。） ●1100℃−82％押出し→焼なましは無し （以下、材と略記する。） なお、材の平均粒径は1.5μｍと超微細である
のに対し、材のそれは3μｍとIN−100にしては
比較的粗大であつた。 そして、上記供試材から第２図に示す試験片を
切出した。同図において、Ａ，Ｂ，Ｃの各点は熱
電対位置を示し、温度制御はＡ点で行つた。ま
た、標点間距離はＡ，Ｃ点両側の突起間、即ち10
mmとした。上記試験片を、真空チヤンバーが取り
つけられている高周波加熱による高温用サーボパ
ルサーを用い、所定の温度1050℃に達してから
10min保持した後、一定の引張り速度で引張つ
た。 第３図は、引張試験時の変形応力を応力−ひず
み曲線のトツプピークで求め、ひずみ速度に対し
てプロツトしたもので、図中に上記ｍ値を勾配に
よつて示している。また、第４図はそのときの全
伸びを示したものである。 なお、第２図中の材はAs HIP材（以下、
材と略記する。）を850℃で80％の圧延を行い、
1150℃で1hの再結晶を施した材料で、その平均
粒径は3μｍである。 これらの図から、変形応力は材のグループ、
及び材のグループ、及び材のグループの
順に低下し、延性は逆に向上しているのがわか
る。 このことは、良好な超塑性を得るには、プリフ
オーム時の押出温度は1150℃を越えてはならない
ことを意味し、更に再結晶のための焼なまし温度
が1150℃を越えるような条件によるプリフオーム
を施してはならないことをを意味するものであ
る。特に、1150℃を経験した、材のグループ
の高ひずみ速度側では、極端に延性が低下し、脆
性的な様相を示し始めるようになるのは、実際の
超塑性鍛造を行う上で致命傷となる。これに対
し、及び材のグループの高ひずみ速度側で
は、低ひずみ速度側と同様、殆ど延性の低下は見
られず、逆に材にいたつてはｍ値が向上してい
るため、更に全延びが増し、2.5×10-2s-1付近で
ピークを持つことが予想される。従来のIN−100
の最大ｍ値が、、材と同様、２〜４×
10-2s-1であるのに比し、これは注目に値するも
のである。材と材におけるこの大きな相違
は、1070℃×1hの焼なましの有無から生じるも
ので、引張試験時に所定の温度に達してから
10minの保持ではなく、材に限り1h以上の保持
を行つていれば、材、材における以上のよう
な大きな相違は見られなかつたものと思われる。
いずれにせよ、材は2.5×10-2s-1付近の初期ひ
ずみ速度で最大ｍ値を有するが、第２図に示した
ように流動応力が118.4MPaと若干大きい。 そこで、これを下げる意味で1100℃における
材のｍ値及び全延びを求めることにした。結果を
第５図に示す。これより、1100℃においてもｍ値
は2.5×10-2s-1付近で最大となり、そのときの変
形応力は52.7MPaと非常に小さくなることがわか
る。 このひずみ速度による全高50mmの試料の鍛造を
考えると、これを15mm厚にするのに、従来の超塑
性恒温鍛造によるひずみ速度では約５分間要する
のが、約30秒間で済むことになり、この短時間に
おける材の1100℃が通常鍛造で保持されれば、
金型として高価なTZMを使用する必要はなく、
さらにTZMを大気の酸化から保護するための大
がかりな真空チヤンバーも不用になる。 そこで、上記被加工材の保温が、 (1) 被加工材を鉄系合金等からなる金属保温材
（S35C）で囲繞（パツク）し、加工中の温度低
下を抑制する。 (2) 金型材にInco713Cを用い、これを200〜900
℃程度の温度に加熱しておく。 の２点で解決できるのではないかと考え、次の方
法で実験を進めることにした。 実験には、大気中で使用されるドーナツ型電気
炉を用い、それをNi基合金Inco713Cを金型材と
した200tonプレスのクロスヘツドとベツド間にセ
ツトし、あらかじめ金型を上記電気炉で約600℃
付近まで加熱保持しておき、第６図に示すS35C
の保温材でパツクされた材料（この側面は押出し
時のケーシングをそのまま利用した）を別の電気
炉で1100℃×10分間保持した後、ただちに（２〜
３秒間以内に）上記金型間にこれを装入し、1.8
×10-2s-1の初期ひずみ速度一定で鍛造を行つた。 なお、試料の潤滑にはガラス系循環剤（アチソ
ン株式会社製DG 347M）を用い、上下面、側面
とも１mmの厚さに塗布した。また金型の潤滑も試
料と同じ潤滑剤を用い、１mmの厚さとした。 本発明の実施例として使用した被加工材は、
材（高ひずみ速度側で超塑性を示す材料）で、比
較のために1100℃−72％押出し材（高ひずみ速度
側で若干の延性を示す材料：以下、材と略記す
る。）及び材の1275℃×15分間焼なまし材（結
晶粒の平均粒径は59μｍで、高ひずみ速度側で脆
性を示す材料：以下、材と略記する。）も用い
ることにした。 第７図は、鍛造後の材、材及び材の断面
のスケツチ図を示したもので、図中の値は、ビツ
カース硬さをそれぞれの場所での５点平均（300
ｇｆ×10S）で測定したものである。なお、図中
のB.F.値は、鍛造前のビツカース値を示すもので
ある。 また、第８図、第９図及び第１０図は、材、
材、及び材の荷重−変位曲線をそれぞれ示し
たもので、図中の破線は非接触温度計で測定した
被加工材の側面温度を示し、Ｄ TU及びＤ TB
は上部金型及び下部金型の鍛造前後における内部
温度を熱電対（PR）で測定した結果をそれぞれ
示したものである。 なお、ベツド移動速度は、材、材及び材
ともに本装置の限界である0.9mms-1であつた。こ
の速度は、被加工材の高さを50mmとすれば、1.8
×10-2s-1のひずみ速度に相当する。 一般に、３種類の材料ともに座屈によるずり変
形が見られ、その度合は材→材→材の順に
大きくなつている。このずり変形は、パツク材料
であるS35CとMod.IN−100の変形応力の相違か
ら生じるもので、Mod.IN−100の変形応力が大
きいほど生じるずり変形が大きくなる。即ち、
材では、材、材と同様に、鍛造初期に、第８
図に示したように、側面の温度低下は認められな
いが、金型による上下面の温度低下のため、上下
面のS35Cの変形応力が増大すること、及び1.8×
10-2s-1の初期ひずみ速度でMod.IN−100の変形
応力が、第５図に示したように、非常に小さいこ
とから、上下面のS35Cが金型として作用するこ
とによつて、被加工材の高さと直径の比が第６図
から約40：30となるため、それほど大きな座屈は
生じなかつたものと考えられる。 また、変形は、第７図に示すように、完全ステ
イツク（stick）の状態で進んだため、Mod.IN−
100には変形中大きなバレリング（Barreling）が
生じている。しかしながら、それに伴う欠陥は全
く観察されなかつた。S35Cの側面にはバレリン
グが全く見られないこと、及び第８図に示したよ
うに側面温度が鍛造中期付近で著しく低下するこ
とから、これは側面のS35Cの変形応力がMod.IN
−100のそれを上回つて静水圧効果を生じたため
と考えられ、またMod.IN−100が依然と高延性
を有していることから、その変形がバレリングに
よる大きなひずみに何らクラツクの発生を伴うこ
となく追随していつたためであると思われる。そ
して、このバレリングに伴う大きなひずみは、第
７図に示したように、飽和に近いビツカース値と
なつて現われる。 さらに、第７図に見られるように、１本のクラ
ツクが下部のS35CとMod.IN−100の境界中央付
近に生じている。もし、このクラツクが鍛造初期
に発生していたならば、クラツクは変形の進展に
つれてかなり生長していたはずで、そのためこの
クラツクの発生時期は鍛造後期と考えざるを得な
い。従つて、このクラツクは第８図で示す荷重−
変位曲線が矢印付近が不連続点を有することか
ら、この矢印付近で発生したものと考えられる。
しかしながら、第６図に示すMod.IN−100と
S35Cの上下境界面にセラミツク耐火物（カオウ
ール〔イソライト・バブコツク耐火株式会社の商
品名〕）をおおよそ１mmの厚さで封入すると、上
記クラツクが全く生じることなく、完全な健全材
が得られた。 次に、材におけるずり変形について見ると、
これは金型による上下面の温度低下に伴う増大し
たS35Cの変形応力が、1.8×10-2s-1の初期ひずみ
速度におけるMod.IN−100の変形応力と同程度
になつたため、被加工材の高さと直径の比が約
50：21となり、限界である２をはるかに越えるこ
とになつて、座屈による大きなずり変形が第４図
の対角線方向に鍛造初期から生じたものと考えら
れる。 また、第９図からわかるように、押出し後、
S35CとMod.IN−100の側面間にもともと存在し
ていたSUS304の変形が、材に比し非常に少な
いことは、Mod.IN−100の側面におけるひずみ
量がそんなに大きくなかつたことを意味してお
り、このことは第９図で示すビツカース硬度が側
面で小さく、ずり変形の生じた対角線方向で大き
な値を示していることからも明らかである。しか
しながら、この小さなひずみにもかかわらず、側
面でのSUS304とMod.IN−100の間に大きな空洞
が生じたのは問題である。 なお、第７図に見られる被加工材下部のS35C
とMod.IN−100の境界に生じたクラツクについ
ては、材と同様であると思われる。 最後に、材では、たとえ金型による上下面の
温度低下によるS35Cの変形応力が増大しても、
1.8×10-2s-1の初期ひずみ速度におけるMod.IN
−100の変形応力がそれをはるかに越えるため、
材に見られたずり変形はMod.IN−100の中で
はなく、上下面のS35Cの中で生じることになり、
結果としてMod.IN−100は横倒しを受けること
になつて、第１０図で示す荷重−変位曲線に一つ
の山となつて現われたものと考えられる。よつ
て、材及び材同様の100トンの荷重が加わつ
ても、第７図に示すビツカース値が小さいことか
ら、Mod.IN−100は鍛造中それほど大きなひず
みは受けていないと考えられる。そして、もとも
とこのMod.IN−100は脆性材料であるため、こ
の僅かなひずみによつて第７図に見られるような
対角線方向での大きな亀裂が生じることからも、
材はSWAP鍛造には全く適していないと断定
せざるを得ない。 いずれにせよ、材が一定量変形を受けるのに
材及び材（もし、材が鍛造中に倒れなかつ
たならば、第１０図からその時の変形荷重は相当
大きくなつていたものと思われる）に比し、変形
荷重が非常に少なくても済むこと、及び大きなバ
レリングにもかかわらず何ら欠陥を発生すること
なく大変形したことは、従来の高価なTZMを使
つた恒温鍛造を、これまでの安価な金型材でスワ
ツプ（SWAP）即ち置換でできる可能性を示す
もので、そのメリツトは非常に大きいと思われ
る。 ［発明の効果］ このように、本発明のSWAP鍛造法によれば、
金型としと高価なTZMを用いることなく鍛造す
ることができ、且つTZMの酸化を防ぐための大
形の真空装置等を用いることなしに、大気中にお
いて鍛造を実施することができる。
出して供試材とした。 なお、第１図において、１及び２はS35Cから
なる前蓋及び筒体、３はSUS 304からなる後蓋、
４は上記Mod.IN−100の試料である。 押出し条件及びその後の焼なまし条件は、次の
通りである。 ●1000℃−82％押出し→1150℃×1h焼なまし材 （以下、材と略記する。） ●1100℃−72％押出し→1070℃×1h焼なまし材 （以下、材と略記する。） ●1100℃−82％押出し→焼なましは無し （以下、材と略記する。） なお、材の平均粒径は1.5μｍと超微細である
のに対し、材のそれは3μｍとIN−100にしては
比較的粗大であつた。 そして、上記供試材から第２図に示す試験片を
切出した。同図において、Ａ，Ｂ，Ｃの各点は熱
電対位置を示し、温度制御はＡ点で行つた。ま
た、標点間距離はＡ，Ｃ点両側の突起間、即ち10
mmとした。上記試験片を、真空チヤンバーが取り
つけられている高周波加熱による高温用サーボパ
ルサーを用い、所定の温度1050℃に達してから
10min保持した後、一定の引張り速度で引張つ
た。 第３図は、引張試験時の変形応力を応力−ひず
み曲線のトツプピークで求め、ひずみ速度に対し
てプロツトしたもので、図中に上記ｍ値を勾配に
よつて示している。また、第４図はそのときの全
伸びを示したものである。 なお、第２図中の材はAs HIP材（以下、
材と略記する。）を850℃で80％の圧延を行い、
1150℃で1hの再結晶を施した材料で、その平均
粒径は3μｍである。 これらの図から、変形応力は材のグループ、
及び材のグループ、及び材のグループの
順に低下し、延性は逆に向上しているのがわか
る。 このことは、良好な超塑性を得るには、プリフ
オーム時の押出温度は1150℃を越えてはならない
ことを意味し、更に再結晶のための焼なまし温度
が1150℃を越えるような条件によるプリフオーム
を施してはならないことをを意味するものであ
る。特に、1150℃を経験した、材のグループ
の高ひずみ速度側では、極端に延性が低下し、脆
性的な様相を示し始めるようになるのは、実際の
超塑性鍛造を行う上で致命傷となる。これに対
し、及び材のグループの高ひずみ速度側で
は、低ひずみ速度側と同様、殆ど延性の低下は見
られず、逆に材にいたつてはｍ値が向上してい
るため、更に全延びが増し、2.5×10-2s-1付近で
ピークを持つことが予想される。従来のIN−100
の最大ｍ値が、、材と同様、２〜４×
10-2s-1であるのに比し、これは注目に値するも
のである。材と材におけるこの大きな相違
は、1070℃×1hの焼なましの有無から生じるも
ので、引張試験時に所定の温度に達してから
10minの保持ではなく、材に限り1h以上の保持
を行つていれば、材、材における以上のよう
な大きな相違は見られなかつたものと思われる。
いずれにせよ、材は2.5×10-2s-1付近の初期ひ
ずみ速度で最大ｍ値を有するが、第２図に示した
ように流動応力が118.4MPaと若干大きい。 そこで、これを下げる意味で1100℃における
材のｍ値及び全延びを求めることにした。結果を
第５図に示す。これより、1100℃においてもｍ値
は2.5×10-2s-1付近で最大となり、そのときの変
形応力は52.7MPaと非常に小さくなることがわか
る。 このひずみ速度による全高50mmの試料の鍛造を
考えると、これを15mm厚にするのに、従来の超塑
性恒温鍛造によるひずみ速度では約５分間要する
のが、約30秒間で済むことになり、この短時間に
おける材の1100℃が通常鍛造で保持されれば、
金型として高価なTZMを使用する必要はなく、
さらにTZMを大気の酸化から保護するための大
がかりな真空チヤンバーも不用になる。 そこで、上記被加工材の保温が、 (1) 被加工材を鉄系合金等からなる金属保温材
（S35C）で囲繞（パツク）し、加工中の温度低
下を抑制する。 (2) 金型材にInco713Cを用い、これを200〜900
℃程度の温度に加熱しておく。 の２点で解決できるのではないかと考え、次の方
法で実験を進めることにした。 実験には、大気中で使用されるドーナツ型電気
炉を用い、それをNi基合金Inco713Cを金型材と
した200tonプレスのクロスヘツドとベツド間にセ
ツトし、あらかじめ金型を上記電気炉で約600℃
付近まで加熱保持しておき、第６図に示すS35C
の保温材でパツクされた材料（この側面は押出し
時のケーシングをそのまま利用した）を別の電気
炉で1100℃×10分間保持した後、ただちに（２〜
３秒間以内に）上記金型間にこれを装入し、1.8
×10-2s-1の初期ひずみ速度一定で鍛造を行つた。 なお、試料の潤滑にはガラス系循環剤（アチソ
ン株式会社製DG 347M）を用い、上下面、側面
とも１mmの厚さに塗布した。また金型の潤滑も試
料と同じ潤滑剤を用い、１mmの厚さとした。 本発明の実施例として使用した被加工材は、
材（高ひずみ速度側で超塑性を示す材料）で、比
較のために1100℃−72％押出し材（高ひずみ速度
側で若干の延性を示す材料：以下、材と略記す
る。）及び材の1275℃×15分間焼なまし材（結
晶粒の平均粒径は59μｍで、高ひずみ速度側で脆
性を示す材料：以下、材と略記する。）も用い
ることにした。 第７図は、鍛造後の材、材及び材の断面
のスケツチ図を示したもので、図中の値は、ビツ
カース硬さをそれぞれの場所での５点平均（300
ｇｆ×10S）で測定したものである。なお、図中
のB.F.値は、鍛造前のビツカース値を示すもので
ある。 また、第８図、第９図及び第１０図は、材、
材、及び材の荷重−変位曲線をそれぞれ示し
たもので、図中の破線は非接触温度計で測定した
被加工材の側面温度を示し、Ｄ TU及びＤ TB
は上部金型及び下部金型の鍛造前後における内部
温度を熱電対（PR）で測定した結果をそれぞれ
示したものである。 なお、ベツド移動速度は、材、材及び材
ともに本装置の限界である0.9mms-1であつた。こ
の速度は、被加工材の高さを50mmとすれば、1.8
×10-2s-1のひずみ速度に相当する。 一般に、３種類の材料ともに座屈によるずり変
形が見られ、その度合は材→材→材の順に
大きくなつている。このずり変形は、パツク材料
であるS35CとMod.IN−100の変形応力の相違か
ら生じるもので、Mod.IN−100の変形応力が大
きいほど生じるずり変形が大きくなる。即ち、
材では、材、材と同様に、鍛造初期に、第８
図に示したように、側面の温度低下は認められな
いが、金型による上下面の温度低下のため、上下
面のS35Cの変形応力が増大すること、及び1.8×
10-2s-1の初期ひずみ速度でMod.IN−100の変形
応力が、第５図に示したように、非常に小さいこ
とから、上下面のS35Cが金型として作用するこ
とによつて、被加工材の高さと直径の比が第６図
から約40：30となるため、それほど大きな座屈は
生じなかつたものと考えられる。 また、変形は、第７図に示すように、完全ステ
イツク（stick）の状態で進んだため、Mod.IN−
100には変形中大きなバレリング（Barreling）が
生じている。しかしながら、それに伴う欠陥は全
く観察されなかつた。S35Cの側面にはバレリン
グが全く見られないこと、及び第８図に示したよ
うに側面温度が鍛造中期付近で著しく低下するこ
とから、これは側面のS35Cの変形応力がMod.IN
−100のそれを上回つて静水圧効果を生じたため
と考えられ、またMod.IN−100が依然と高延性
を有していることから、その変形がバレリングに
よる大きなひずみに何らクラツクの発生を伴うこ
となく追随していつたためであると思われる。そ
して、このバレリングに伴う大きなひずみは、第
７図に示したように、飽和に近いビツカース値と
なつて現われる。 さらに、第７図に見られるように、１本のクラ
ツクが下部のS35CとMod.IN−100の境界中央付
近に生じている。もし、このクラツクが鍛造初期
に発生していたならば、クラツクは変形の進展に
つれてかなり生長していたはずで、そのためこの
クラツクの発生時期は鍛造後期と考えざるを得な
い。従つて、このクラツクは第８図で示す荷重−
変位曲線が矢印付近が不連続点を有することか
ら、この矢印付近で発生したものと考えられる。
しかしながら、第６図に示すMod.IN−100と
S35Cの上下境界面にセラミツク耐火物（カオウ
ール〔イソライト・バブコツク耐火株式会社の商
品名〕）をおおよそ１mmの厚さで封入すると、上
記クラツクが全く生じることなく、完全な健全材
が得られた。 次に、材におけるずり変形について見ると、
これは金型による上下面の温度低下に伴う増大し
たS35Cの変形応力が、1.8×10-2s-1の初期ひずみ
速度におけるMod.IN−100の変形応力と同程度
になつたため、被加工材の高さと直径の比が約
50：21となり、限界である２をはるかに越えるこ
とになつて、座屈による大きなずり変形が第４図
の対角線方向に鍛造初期から生じたものと考えら
れる。 また、第９図からわかるように、押出し後、
S35CとMod.IN−100の側面間にもともと存在し
ていたSUS304の変形が、材に比し非常に少な
いことは、Mod.IN−100の側面におけるひずみ
量がそんなに大きくなかつたことを意味してお
り、このことは第９図で示すビツカース硬度が側
面で小さく、ずり変形の生じた対角線方向で大き
な値を示していることからも明らかである。しか
しながら、この小さなひずみにもかかわらず、側
面でのSUS304とMod.IN−100の間に大きな空洞
が生じたのは問題である。 なお、第７図に見られる被加工材下部のS35C
とMod.IN−100の境界に生じたクラツクについ
ては、材と同様であると思われる。 最後に、材では、たとえ金型による上下面の
温度低下によるS35Cの変形応力が増大しても、
1.8×10-2s-1の初期ひずみ速度におけるMod.IN
−100の変形応力がそれをはるかに越えるため、
材に見られたずり変形はMod.IN−100の中で
はなく、上下面のS35Cの中で生じることになり、
結果としてMod.IN−100は横倒しを受けること
になつて、第１０図で示す荷重−変位曲線に一つ
の山となつて現われたものと考えられる。よつ
て、材及び材同様の100トンの荷重が加わつ
ても、第７図に示すビツカース値が小さいことか
ら、Mod.IN−100は鍛造中それほど大きなひず
みは受けていないと考えられる。そして、もとも
とこのMod.IN−100は脆性材料であるため、こ
の僅かなひずみによつて第７図に見られるような
対角線方向での大きな亀裂が生じることからも、
材はSWAP鍛造には全く適していないと断定
せざるを得ない。 いずれにせよ、材が一定量変形を受けるのに
材及び材（もし、材が鍛造中に倒れなかつ
たならば、第１０図からその時の変形荷重は相当
大きくなつていたものと思われる）に比し、変形
荷重が非常に少なくても済むこと、及び大きなバ
レリングにもかかわらず何ら欠陥を発生すること
なく大変形したことは、従来の高価なTZMを使
つた恒温鍛造を、これまでの安価な金型材でスワ
ツプ（SWAP）即ち置換でできる可能性を示す
もので、そのメリツトは非常に大きいと思われ
る。 ［発明の効果］ このように、本発明のSWAP鍛造法によれば、
金型としと高価なTZMを用いることなく鍛造す
ることができ、且つTZMの酸化を防ぐための大
形の真空装置等を用いることなしに、大気中にお
いて鍛造を実施することができる。
第１図は押出し前のビレツトの形状を示す断面
図、第２図は超塑性試験片の形状を示す正面図、
第３図は1050℃における変形応力に及ぼすひずみ
速度の影響を示す線図、第４図は1050℃における
全伸びに及ぼすひずみ速度の影響を示す線図、第
５図は1100℃における変形応力及び全伸びに及ぼ
すひずみ速度の影響を示す線図、第６図は本発明
に係る鍛造前のビレツトの形状を示す断面図、第
７図イ〜ハは上記鍛造後のビレツトを示す断面
図、第８図〜第１０図は材、材及び材の鍛
造時の荷重−変位を示す線図である。
図、第２図は超塑性試験片の形状を示す正面図、
第３図は1050℃における変形応力に及ぼすひずみ
速度の影響を示す線図、第４図は1050℃における
全伸びに及ぼすひずみ速度の影響を示す線図、第
５図は1100℃における変形応力及び全伸びに及ぼ
すひずみ速度の影響を示す線図、第６図は本発明
に係る鍛造前のビレツトの形状を示す断面図、第
７図イ〜ハは上記鍛造後のビレツトを示す断面
図、第８図〜第１０図は材、材及び材の鍛
造時の荷重−変位を示す線図である。
Claims (1)
- １ ひずみ速度が５×10-3s-1より速いときに超
塑性を発現するように結晶粒を超微細化処理した
高強度・難加工材からなる被加工材を、金属保温
材で完全あるいは部分的に囲繞し、これらを超塑
性発現温度に加熱すると共に、上記被加工材を鍛
造するための金型を、鍛造が完了するまで被加工
材が必要な温度に保持されるに十分な温度範囲
で、金型の耐熱温度以下の温度に加熱しておき、
この加熱状態にある金型を用いて上記被加工材を
鍛造することを特徴とする高強度・難加工材の超
塑性ウオームダイ・パツク鍛造法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60274105A JPS62134130A (ja) | 1985-12-05 | 1985-12-05 | 高強度・難加工材の超塑性ウオ−ムダイ・パツク鍛造法 |
| GB8629180A GB2185430B (en) | 1985-12-05 | 1986-12-05 | Method for superplastic warm-die and pack forging of high-strength low-ductility material |
| US06/938,468 US4867807A (en) | 1985-12-05 | 1986-12-05 | Method for superplastic warm-die and pack forging of high-strength low-ductility material |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60274105A JPS62134130A (ja) | 1985-12-05 | 1985-12-05 | 高強度・難加工材の超塑性ウオ−ムダイ・パツク鍛造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62134130A JPS62134130A (ja) | 1987-06-17 |
| JPH0328965B2 true JPH0328965B2 (ja) | 1991-04-22 |
Family
ID=17537070
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60274105A Granted JPS62134130A (ja) | 1985-12-05 | 1985-12-05 | 高強度・難加工材の超塑性ウオ−ムダイ・パツク鍛造法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4867807A (ja) |
| JP (1) | JPS62134130A (ja) |
| GB (1) | GB2185430B (ja) |
Families Citing this family (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3544759A1 (de) * | 1985-12-18 | 1987-06-19 | Zapp Robert Werkstofftech | Verfahren zum herstellen von werkzeugen |
| EP0408313B1 (en) * | 1989-07-10 | 1995-12-27 | Nkk Corporation | Titanium base alloy and method of superplastic forming thereof |
| US5362441A (en) * | 1989-07-10 | 1994-11-08 | Nkk Corporation | Ti-Al-V-Mo-O alloys with an iron group element |
| US5256369A (en) * | 1989-07-10 | 1993-10-26 | Nkk Corporation | Titanium base alloy for excellent formability and method of making thereof and method of superplastic forming thereof |
| US5201966A (en) * | 1989-08-31 | 1993-04-13 | Hitachi Powdered Metals, Co., Ltd. | Method for making cylindrical, iron-based sintered slugs of specified porosity for subsequent plastic deformation processing |
| JP2612072B2 (ja) * | 1989-08-31 | 1997-05-21 | 日立粉末冶金株式会社 | 塑性加工用の筒状鉄系焼結スラグ、およびその製造方法 |
| US5217548A (en) * | 1990-09-14 | 1993-06-08 | Seiko Instruments Inc. | Process for working β type titanium alloy |
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