JPH0331402A - Ｎｉ↓３Ａｌ基金属間化合物の恒温鍛造方法 - Google Patents
Ｎｉ↓３Ａｌ基金属間化合物の恒温鍛造方法Info
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- JPH0331402A JPH0331402A JP16776489A JP16776489A JPH0331402A JP H0331402 A JPH0331402 A JP H0331402A JP 16776489 A JP16776489 A JP 16776489A JP 16776489 A JP16776489 A JP 16776489A JP H0331402 A JPH0331402 A JP H0331402A
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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、ＮｉＪ！基金属間化合物の恒温鍛造方法に関
し、詳細には、熱間静水圧プレス（以下ＨＩＰと言う）
等によるＮｉ３Ａｌ基金属間化合物からなる粉末の焼結
体を、均一な微細等軸晶を有し且つ品質特性に優れた中
間素材または製品に加工するための恒温鍛造方法に関す
るものである。
し、詳細には、熱間静水圧プレス（以下ＨＩＰと言う）
等によるＮｉ３Ａｌ基金属間化合物からなる粉末の焼結
体を、均一な微細等軸晶を有し且つ品質特性に優れた中
間素材または製品に加工するための恒温鍛造方法に関す
るものである。
近年、Ｎ１Ｊ１基金属間化合物は、Ｂ、 Ｉｆｆ、 Ｍ
ｎ等の第三元素を添加することによって常温延性は改善
されているが、熱間加工は未だ困難なままであ従って、
Ｎ１５ＡＩ基金属間化合物からなる微細等軸晶を有する
中間素材または製品は、従来通り、常温での延性能を生
かして冷間加工を行い、その後の熱処理によって再結晶
させる方法によるか、あるいは微粉末をＨＩＰ等により
焼結する粉末冶金法によるかして製造されている。
ｎ等の第三元素を添加することによって常温延性は改善
されているが、熱間加工は未だ困難なままであ従って、
Ｎ１５ＡＩ基金属間化合物からなる微細等軸晶を有する
中間素材または製品は、従来通り、常温での延性能を生
かして冷間加工を行い、その後の熱処理によって再結晶
させる方法によるか、あるいは微粉末をＨＩＰ等により
焼結する粉末冶金法によるかして製造されている。
しかしながら、上述の製造方法において、前者の方法は
、熱処理によって再結晶させても、全て微細等軸晶にな
らず未再結晶が残る混粒になったり、または部分的に再
結晶後の粒成長の度合いが異なるために粒径に差が生じ
たりして、均一な微細等軸晶が得にくい問題がある。一
方、後者の方法は、均一な微細等軸晶を得ることは可能
であるが、ＨＩＰ等の処理前に十分脱気を行っても微粉
末の表面に吸着されていたガス成分等によって生成した
介在物が結晶粒界に存在することは避けられず、その後
の品質特性に悪影響を及ぼす問題がある。
、熱処理によって再結晶させても、全て微細等軸晶にな
らず未再結晶が残る混粒になったり、または部分的に再
結晶後の粒成長の度合いが異なるために粒径に差が生じ
たりして、均一な微細等軸晶が得にくい問題がある。一
方、後者の方法は、均一な微細等軸晶を得ることは可能
であるが、ＨＩＰ等の処理前に十分脱気を行っても微粉
末の表面に吸着されていたガス成分等によって生成した
介在物が結晶粒界に存在することは避けられず、その後
の品質特性に悪影響を及ぼす問題がある。
本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであって、
均一な微細等軸晶を有し且つ結晶粒界に介在物が存在し
ない品質特性に優れた中間素材または製品を得るための
Ｎｉ５Ａｌ基金属間化合物の恒温鍛造方法を提供するこ
とを目的とするものである。
均一な微細等軸晶を有し且つ結晶粒界に介在物が存在し
ない品質特性に優れた中間素材または製品を得るための
Ｎｉ５Ａｌ基金属間化合物の恒温鍛造方法を提供するこ
とを目的とするものである。
上記目的を達成するために、本発明に係わるＮ１ｚＡｌ
基金属間化合物の恒温鍛造方法は、Ｎ１５ＡＩ基金属間
化合物からなる粉末の焼結体を、温度１０００〜１３５
０’Ｃ１歪速慶１〜１ｘｌｏ−’／秒、加工率５０％以
上で恒温鍛造するものである。
基金属間化合物の恒温鍛造方法は、Ｎ１５ＡＩ基金属間
化合物からなる粉末の焼結体を、温度１０００〜１３５
０’Ｃ１歪速慶１〜１ｘｌｏ−’／秒、加工率５０％以
上で恒温鍛造するものである。
以下、本発明について詳細に説明する。
Ｎ１ｚＡＩ基金属間化合物からなる粉末をＨＩ Ｐ等に
より焼結した場合、焼結体の結晶粒径は鋳造材よりも細
かいものとなるが、粉末時の結晶粒径よりは大きなもの
となる。また同時に、上述したように、ＨＩＰ等の処理
前に十分脱気を行っても粉末の表面に吸着されていたガ
ス成分等によって生成した介在物が結晶粒界に存在する
ことは避けられない、このような状態のＨＩＰ等による
焼結体を、温度１０００〜１３５０°Ｃ５歪速度１〜１
ｘ １０−’／秒、加工率５０％以上の条件の元で恒
温鍛造すると、動的再結晶によって結晶粒径がより微細
になると同時に、結晶粒界に存在する介在物が破壊され
て拡散消滅し、均一な微細等軸晶を有し且つ結晶粒界に
介在物が存在しない品質特性に優れたＮ１ｚＡ１基金属
間化合物の中間素材または製品を得ることができる。
より焼結した場合、焼結体の結晶粒径は鋳造材よりも細
かいものとなるが、粉末時の結晶粒径よりは大きなもの
となる。また同時に、上述したように、ＨＩＰ等の処理
前に十分脱気を行っても粉末の表面に吸着されていたガ
ス成分等によって生成した介在物が結晶粒界に存在する
ことは避けられない、このような状態のＨＩＰ等による
焼結体を、温度１０００〜１３５０°Ｃ５歪速度１〜１
ｘ １０−’／秒、加工率５０％以上の条件の元で恒
温鍛造すると、動的再結晶によって結晶粒径がより微細
になると同時に、結晶粒界に存在する介在物が破壊され
て拡散消滅し、均一な微細等軸晶を有し且つ結晶粒界に
介在物が存在しない品質特性に優れたＮ１ｚＡ１基金属
間化合物の中間素材または製品を得ることができる。
一方、Ｎ１Ｊｌ基金属間化合物の加工性は、温度と歪速
度の影響を大きく受けるため、恒温鍛造条件の下で恒温
鍛造するのがよく、例えば温度が低すぎたり、歪速度が
早すぎる場合は割れが発生して加工ができなくなる０次
に、その恒温鍛造する隙の条件を特定した理由について
具体的に説明する。
度の影響を大きく受けるため、恒温鍛造条件の下で恒温
鍛造するのがよく、例えば温度が低すぎたり、歪速度が
早すぎる場合は割れが発生して加工ができなくなる０次
に、その恒温鍛造する隙の条件を特定した理由について
具体的に説明する。
温度を１０００〜１３５０″Ｃに特定したのは、１００
０°Ｃ未満では、歪速度を０．１７秒以上且つ加工率５
０％以上で加工すると、表面に割れが発生し恒温鍛造が
できなくなるため、また温度の上限は特に限定するもの
ではないが、１３５０’ＣＩでは、Ｎ１５ＡＩ基金属間
化合物の融点に近く結晶粒径がややもすると大きくなる
ことがあるためで、好ましくは、１０００〜１２００”
Ｃがよく、この範囲であれば、安定した加工と同時に熱
処理が十分に与えられるので、恒温鍛造後の組織は、均
一な微細再結晶となる。
０°Ｃ未満では、歪速度を０．１７秒以上且つ加工率５
０％以上で加工すると、表面に割れが発生し恒温鍛造が
できなくなるため、また温度の上限は特に限定するもの
ではないが、１３５０’ＣＩでは、Ｎ１５ＡＩ基金属間
化合物の融点に近く結晶粒径がややもすると大きくなる
ことがあるためで、好ましくは、１０００〜１２００”
Ｃがよく、この範囲であれば、安定した加工と同時に熱
処理が十分に与えられるので、恒温鍛造後の組織は、均
一な微細再結晶となる。
歪速度を１〜ｌＸｌ０−’／秒に特定したのは、１／秒
未満では、速度が早すぎ表面に割れが生じる心配がある
ため、１ｘｔｏ−７秒超では、速度が遅く恒温鍛造時間
が長くかかり生産性が損なわれる他、温度が高い場合に
は結晶粒径がややもすると大きくなることがあるためで
ある。
未満では、速度が早すぎ表面に割れが生じる心配がある
ため、１ｘｔｏ−７秒超では、速度が遅く恒温鍛造時間
が長くかかり生産性が損なわれる他、温度が高い場合に
は結晶粒径がややもすると大きくなることがあるためで
ある。
加工率を５０％以上に特定したのは、５０％未満では、
均一な微細等軸晶が得られないためである。
均一な微細等軸晶が得られないためである。
以下、本発明の実施例について説明する。
Ｎｉ５Ａｌ基金属間化合物として、特開昭５５−５８３
４６号公報に開示されているＮｉ−１２ＡＩ−０，０５
Ｂと、米国特許第４７１３２２１号公報および米国特許
第４７２２８２８号公報に開示されているＮｉ−１２Ａ
Ｉ−２，８ｔｌｆ−０，０３８との二種類のガスアトマ
イズわ）を＄ＩＬ、それぞれの粉末を粒径１００μ−以
上と１００μ復未満とに分級してＨｒ Ｐ処理を施し焼
結体とした。得られた焼結体の平均粒径は下表に示す通
りである。次いでこれらの焼結体に下表に併せて示す温
度、歪速度の条件下で、加工率５０％の恒温鍛造を施し
、恒温鍛造後の製品の粒径を調査した。調査結果を第１
表に併せて示す。
４６号公報に開示されているＮｉ−１２ＡＩ−０，０５
Ｂと、米国特許第４７１３２２１号公報および米国特許
第４７２２８２８号公報に開示されているＮｉ−１２Ａ
Ｉ−２，８ｔｌｆ−０，０３８との二種類のガスアトマ
イズわ）を＄ＩＬ、それぞれの粉末を粒径１００μ−以
上と１００μ復未満とに分級してＨｒ Ｐ処理を施し焼
結体とした。得られた焼結体の平均粒径は下表に示す通
りである。次いでこれらの焼結体に下表に併せて示す温
度、歪速度の条件下で、加工率５０％の恒温鍛造を施し
、恒温鍛造後の製品の粒径を調査した。調査結果を第１
表に併せて示す。
尚、表中の＊は、恒温鍛造中に割れが発生し製品になら
なかった場合を示す。
なかった場合を示す。
下表より明らかなように、Ｎｉ３Ａｌ基金属間化合物の
組成により多少の違いはあるけれど、温度が１０００℃
では歪速度が早い場合に恒温鍛造中に割れが発生する傾
向が窺え、一方温度が１２００°Ｃでは歪速度が遅いと
粒径の成長が窺える以外は、均一な微細等軸晶が生成さ
れており、しかも顕微鏡観察においても結晶粒界に介在
物の存在が認められず、品質特性に優れたＮｉ３Ａｌ基
金属間化合物の製品（中間素材）が得られた。
組成により多少の違いはあるけれど、温度が１０００℃
では歪速度が早い場合に恒温鍛造中に割れが発生する傾
向が窺え、一方温度が１２００°Ｃでは歪速度が遅いと
粒径の成長が窺える以外は、均一な微細等軸晶が生成さ
れており、しかも顕微鏡観察においても結晶粒界に介在
物の存在が認められず、品質特性に優れたＮｉ３Ａｌ基
金属間化合物の製品（中間素材）が得られた。
（余 白）
〔発明の効果〕
上述したように、本発明に係わるＮ１）Ａｌ基金属間化
合物の恒？ｍＲ造方法によれば、Ｎ１Ｊｌ基金属間化合
物粉末のＨＩＰ等による焼結体を元にして均一な微細等
軸晶を有し且つ結晶粒界に介在物が存在しない品質特性
に優れたＮｉ３＾ｌ基金属間化合物の中間素材または製
品を得ることができる。
合物の恒？ｍＲ造方法によれば、Ｎ１Ｊｌ基金属間化合
物粉末のＨＩＰ等による焼結体を元にして均一な微細等
軸晶を有し且つ結晶粒界に介在物が存在しない品質特性
に優れたＮｉ３＾ｌ基金属間化合物の中間素材または製
品を得ることができる。
Claims (1)
- Ｎｉ＿３Ａｌ基金属間化合物からなる粉末の焼結体を、
温度１０００〜１３５０℃、歪速度１〜１×１０＾−＾
４／秒、加工率５０％以上で恒温鍛造することを特徴と
するＮｉ＿３Ａｌ基金属間化合物の恒温鍛造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16776489A JPH0331402A (ja) | 1989-06-28 | 1989-06-28 | Ｎｉ↓３Ａｌ基金属間化合物の恒温鍛造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16776489A JPH0331402A (ja) | 1989-06-28 | 1989-06-28 | Ｎｉ↓３Ａｌ基金属間化合物の恒温鍛造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0331402A true JPH0331402A (ja) | 1991-02-12 |
Family
ID=15855665
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16776489A Pending JPH0331402A (ja) | 1989-06-28 | 1989-06-28 | Ｎｉ↓３Ａｌ基金属間化合物の恒温鍛造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0331402A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007284792A (ja) * | 2006-04-18 | 2007-11-01 | General Electric Co <Ge> | スーパーソルバス熱処理ニッケル基超合金の最終結晶粒径を制御する方法及び当該方法で形成される製品 |
| JP2009007672A (ja) * | 2007-06-28 | 2009-01-15 | General Electric Co <Ge> | スーパーソルバス熱処理ニッケル基超合金の最終結晶粒径を制御及び微細化する方法 |
-
1989
- 1989-06-28 JP JP16776489A patent/JPH0331402A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007284792A (ja) * | 2006-04-18 | 2007-11-01 | General Electric Co <Ge> | スーパーソルバス熱処理ニッケル基超合金の最終結晶粒径を制御する方法及び当該方法で形成される製品 |
| JP2009007672A (ja) * | 2007-06-28 | 2009-01-15 | General Electric Co <Ge> | スーパーソルバス熱処理ニッケル基超合金の最終結晶粒径を制御及び微細化する方法 |
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