JPH0364435A - Ni基超合金の鍛造方法 - Google Patents
Ni基超合金の鍛造方法Info
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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、Ni基超合金の改良された鍛造方法に関する
。
。
従来の技術
従来、Ni基超合金の鍛造するには、1120℃ないし
1140°Cで所定の鍛造比まで鍛造を行った後、固溶
化処理および時効処理を行っている。近年、高温におい
て使用するガスタービンなどの分野では、特に高強度化
及び疲労特性等の改善が要求されているが、従来の鍛造
方法で得られた鍛造品は、十分な特性を有するものでは
なく、」1記の要求を十分満足するものではなかった。
1140°Cで所定の鍛造比まで鍛造を行った後、固溶
化処理および時効処理を行っている。近年、高温におい
て使用するガスタービンなどの分野では、特に高強度化
及び疲労特性等の改善が要求されているが、従来の鍛造
方法で得られた鍛造品は、十分な特性を有するものでは
なく、」1記の要求を十分満足するものではなかった。
近年、これらの要求を満足させる為の試みとして、鍛造
に際して析出結晶の微細化をはかることが提案されてい
る。
に際して析出結晶の微細化をはかることが提案されてい
る。
すなわち、所定の鍛造比まで第一次の鍛造を行った後、
最低再結晶温度以下の温度でδ相或いはη相等金属間化
合物の析出処理を行い、次いて最低再結晶温度以上ない
し第二次再結晶温度以下の温度で二次鍛造を行い、その
後固溶化処理および時効処理を行う方法が知られている
。
最低再結晶温度以下の温度でδ相或いはη相等金属間化
合物の析出処理を行い、次いて最低再結晶温度以上ない
し第二次再結晶温度以下の温度で二次鍛造を行い、その
後固溶化処理および時効処理を行う方法が知られている
。
発明が解決しようとする課題
しかしながら、上記の鍛造方法において、δ相等金属間
化合物の析出の為の加熱処理は、900℃前後の温度で
長時間の処理が必要であり、例えばδ相等の析出を十分
に行わせるためには、15時間以上、場合によっては3
0時間程度の加熱処理時間が必要であり、しかも、鍛造
と熱処理の両者のを必要とするので鍛造プロセスが繁雑
になるという問題があった。
化合物の析出の為の加熱処理は、900℃前後の温度で
長時間の処理が必要であり、例えばδ相等の析出を十分
に行わせるためには、15時間以上、場合によっては3
0時間程度の加熱処理時間が必要であり、しかも、鍛造
と熱処理の両者のを必要とするので鍛造プロセスが繁雑
になるという問題があった。
本発明は、上記のような実情に鑑みてなされたものであ
って、その目的は、δ相或いはη相等の析出の為の特別
の加熱処理を行うことなく、簡単に結晶粒の微細化をは
かることができる鍛造方法を提供することにある。
って、その目的は、δ相或いはη相等の析出の為の特別
の加熱処理を行うことなく、簡単に結晶粒の微細化をは
かることができる鍛造方法を提供することにある。
課題を解決するための手段
本発明のNi基超合金の鍛造方法は、AI及びTiを合
計を重量%以上含有するNi基超合金の1025〜((
00℃において一次鍛造を行い、次いで1030°C以
下の温度で二次鍛造を行うことを特徴とする。
計を重量%以上含有するNi基超合金の1025〜((
00℃において一次鍛造を行い、次いで1030°C以
下の温度で二次鍛造を行うことを特徴とする。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明において、Ni基超合金のしては、AI及びTi
を合計1重量%以上含有するもので、例えば、下記の組
成のものを例示することができる。
を合計1重量%以上含有するもので、例えば、下記の組
成のものを例示することができる。
N i : 50.00〜55.00%(重量、以下同
じ)、Ti:0.65−1..00%、A I : 0
.20〜0.80%、Cr :17.00〜220%、
M o : 2.80−3.30%、Nb+Ta:4.
75〜5.50%、残部:Feよりなるものがあげられ
る。
じ)、Ti:0.65−1..00%、A I : 0
.20〜0.80%、Cr :17.00〜220%、
M o : 2.80−3.30%、Nb+Ta:4.
75〜5.50%、残部:Feよりなるものがあげられ
る。
本発明において、Ni基超合金のは、TiおよびAIが
合計(重量%以上含有されることが必要である。これら
の元素の含有量が1重量%よりも少なくなると、結晶粒
界に十分なδ相或いはη相等の析出が行われなくなる。
合計(重量%以上含有されることが必要である。これら
の元素の含有量が1重量%よりも少なくなると、結晶粒
界に十分なδ相或いはη相等の析出が行われなくなる。
本発明においては、上記のNi基超合金のインボッ!・
を、まず1025〜1100°Cにおいて(,5以」二
、好ましくは2以上の鍛練比(面積比)になるように−
次鍛造を行う。−次鍛造は、高速4面鍛造機を用いて行
うのが好ましい。この−次鍛造によって鋳造組織が破壊
され、結晶粒度#4以上の均一な組織となる。加熱温度
が(025℃よりも低くなると、鋳造組織が十分破壊さ
れなく、結晶粒度が小さくならない。(第2図参照。な
お、第2図は、1025℃より低い温度で一次鍛造した
後、下記のように二次鍛造した鍛造材の金属組織の顕微
鏡写真であり、(a)は再結晶が僅かに進んた状態を示
し、(b)は粒界より再結晶が若干進んた状態を示す)
。またL 1.00℃よりも高くなると、均一な結晶粒
度の組織が得られなく、不均一な組織のものとなる(第
3図参照。なお、第3図はttoo℃より高い温度で一
次鍛造した後、下記のように二次鍛造した鍛造材の金属
組織の顕微鏡写真である。)−次鍛造により得られた被
鍛造材は、続いて、1030℃以下、好ましくは980
℃以下の温度で二次鍛造を行う。この二次鍛造は低温で
行われるため、被鍛造材の変形抵抗が上がり、内部まで
歪みがかかった状態で鍛造され、粒界にδ相或いはη相
等が析出した結晶粒度#8以上の均一な結晶粒度を有す
る組織が形成される(第1図参照。なお、第1図は、後
記実施例における二次鍛造後の鍛造材の金属組織の顕微
鏡写真である。)。加熱温度が1030℃よりも高くな
ると、粒界に析出したδ相或いはη相等が完全に固溶し
、析出物による結晶粒の粗大化抑制作用が失われてしま
う。したかって、二次鍛造は、好ましくは980℃以下
の加熱温度で行われる。また、二次鍛造の加熱温度の下
限は、930℃に設定するのか好ましい。加熱温度が9
30℃よりも低くなると、変形抵抗が高くなり、鍛造が
困難になる。
を、まず1025〜1100°Cにおいて(,5以」二
、好ましくは2以上の鍛練比(面積比)になるように−
次鍛造を行う。−次鍛造は、高速4面鍛造機を用いて行
うのが好ましい。この−次鍛造によって鋳造組織が破壊
され、結晶粒度#4以上の均一な組織となる。加熱温度
が(025℃よりも低くなると、鋳造組織が十分破壊さ
れなく、結晶粒度が小さくならない。(第2図参照。な
お、第2図は、1025℃より低い温度で一次鍛造した
後、下記のように二次鍛造した鍛造材の金属組織の顕微
鏡写真であり、(a)は再結晶が僅かに進んた状態を示
し、(b)は粒界より再結晶が若干進んた状態を示す)
。またL 1.00℃よりも高くなると、均一な結晶粒
度の組織が得られなく、不均一な組織のものとなる(第
3図参照。なお、第3図はttoo℃より高い温度で一
次鍛造した後、下記のように二次鍛造した鍛造材の金属
組織の顕微鏡写真である。)−次鍛造により得られた被
鍛造材は、続いて、1030℃以下、好ましくは980
℃以下の温度で二次鍛造を行う。この二次鍛造は低温で
行われるため、被鍛造材の変形抵抗が上がり、内部まで
歪みがかかった状態で鍛造され、粒界にδ相或いはη相
等が析出した結晶粒度#8以上の均一な結晶粒度を有す
る組織が形成される(第1図参照。なお、第1図は、後
記実施例における二次鍛造後の鍛造材の金属組織の顕微
鏡写真である。)。加熱温度が1030℃よりも高くな
ると、粒界に析出したδ相或いはη相等が完全に固溶し
、析出物による結晶粒の粗大化抑制作用が失われてしま
う。したかって、二次鍛造は、好ましくは980℃以下
の加熱温度で行われる。また、二次鍛造の加熱温度の下
限は、930℃に設定するのか好ましい。加熱温度が9
30℃よりも低くなると、変形抵抗が高くなり、鍛造が
困難になる。
本願発明において、二次鍛造は高速4面鍛造機を用いる
恒温鍛造により、通常鍛練比2以上となるように実施す
るのが好ましい。
恒温鍛造により、通常鍛練比2以上となるように実施す
るのが好ましい。
二次鍛造が終了した鍛造材は、続いて常法により固溶化
処理および時効処理が行われる。固溶化処理は通常93
0〜1010℃の範囲の温度で行われ、時効処理は62
0〜720℃の範囲の温度で行われる。
処理および時効処理が行われる。固溶化処理は通常93
0〜1010℃の範囲の温度で行われ、時効処理は62
0〜720℃の範囲の温度で行われる。
実施例
次に、本発明を実施例によって説明する。
下記の合金組成のN1基超合金を被鍛造祠として使用し
た。N i 52.93%、T i : 1.02%、
Al:0.60%、Nb+Ta:5.10%、Cr :
18.00%、Mo:3.12%、F e : 18
.82%、C: 0.04%、Si:0.09%、Mn
0.05%、P : 0.004%、S : 0.00
12%、Cu : 0.02%、Co:0.03%。
た。N i 52.93%、T i : 1.02%、
Al:0.60%、Nb+Ta:5.10%、Cr :
18.00%、Mo:3.12%、F e : 18
.82%、C: 0.04%、Si:0.09%、Mn
0.05%、P : 0.004%、S : 0.00
12%、Cu : 0.02%、Co:0.03%。
上記組成のN1基合金のインゴットを、加熱炉で105
0℃に加熱し、高速4面鍛造機によって鍛練比4の条件
で鍛造して直径200 mmの一次鍛造祠を形成した。
0℃に加熱し、高速4面鍛造機によって鍛練比4の条件
で鍛造して直径200 mmの一次鍛造祠を形成した。
続いて、温度960℃において、高速4面鍛造機により
鍛造して直径118mmの二次鍛造材を得た。
鍛造して直径118mmの二次鍛造材を得た。
得られた鍛造材を980℃で15時間固溶化処理を行い
、720℃で8時間、次いで620℃で8時間時効処理
を行った。
、720℃で8時間、次いで620℃で8時間時効処理
を行った。
比較例1
上記と同一組成のNi基超合金のついて、次の条件で鍛
造を行った。すなわち、加熱炉で1140°Cに加熱し
、油圧プレスにて同様に直径LL8mTnに鍛造した。
造を行った。すなわち、加熱炉で1140°Cに加熱し
、油圧プレスにて同様に直径LL8mTnに鍛造した。
鍛造割れを避けるために鍛造終止温度は900℃以上に
管理した。直径118mmに鍛造するのに5ヒートを要
した。なお、得られた鍛造材の金属組織の顕微鏡写真を
第4図に示す。
管理した。直径118mmに鍛造するのに5ヒートを要
した。なお、得られた鍛造材の金属組織の顕微鏡写真を
第4図に示す。
比較例2
上記と同一組成のNi基超合金のついて、次の条(’t
=で鍛造を行った。すなわち((40℃に加熱し、油圧
プレスにて直径240 mmまで鍛造した後、900℃
で30時間の析出処理を行い、その後、加熱温度を98
0℃とし、直径11.8mmまで鍛造した。鍛造終止温
度は比較例1と同様に900℃以上で管理した。
=で鍛造を行った。すなわち((40℃に加熱し、油圧
プレスにて直径240 mmまで鍛造した後、900℃
で30時間の析出処理を行い、その後、加熱温度を98
0℃とし、直径11.8mmまで鍛造した。鍛造終止温
度は比較例1と同様に900℃以上で管理した。
直径118+nmに鍛造するのに6ヒートを要した。
本発明の実施例、比較例1及び比較例2においてえらた
鍛造品について、常温及び高温(650℃)における機
械的性質(耐力、抗張力、伸び、絞り)の試験、クリー
プラブチャー試験(650°C,30,3kg/mJ)
、及び回転曲げ試験(107回での応力振幅)を行っ
た。その結果を結晶粒度と共に第1表に示す。
鍛造品について、常温及び高温(650℃)における機
械的性質(耐力、抗張力、伸び、絞り)の試験、クリー
プラブチャー試験(650°C,30,3kg/mJ)
、及び回転曲げ試験(107回での応力振幅)を行っ
た。その結果を結晶粒度と共に第1表に示す。
以下余白
発明の効果
本発明の鍛造方法は、上記のようにN1基超合金を10
25〜1100℃において一次鍛造を行い、次いで10
30°C以下の温度で二次鍛造を行うから、δ相或いは
η相等の析出の為の特別の加熱処理を行うことなく、鍛
造加工のみで簡jlに、均一で微細な結晶粒よりなる組
織を有する鍛造品を得ることができる。したがって、本
発明によれば、高強度でかつ疲労特性の優れた鍛造品を
製造することが可能である。
25〜1100℃において一次鍛造を行い、次いで10
30°C以下の温度で二次鍛造を行うから、δ相或いは
η相等の析出の為の特別の加熱処理を行うことなく、鍛
造加工のみで簡jlに、均一で微細な結晶粒よりなる組
織を有する鍛造品を得ることができる。したがって、本
発明によれば、高強度でかつ疲労特性の優れた鍛造品を
製造することが可能である。
第1図は本発明の実施例における二次鍛造後の鍛造材の
金属組織の顕微鏡写真、第2図及び第3図は、比較のた
めの鍛造材の金属組織の顕微鏡写真、第4図は、比較例
1−の鍛造材の金属組織の顕微鏡写真を示す。
金属組織の顕微鏡写真、第2図及び第3図は、比較のた
めの鍛造材の金属組織の顕微鏡写真、第4図は、比較例
1−の鍛造材の金属組織の顕微鏡写真を示す。
Claims (1)
- (1)Al及びTiを合計1重量%以上含有するNi基
超合金を1025〜1100℃において一次鍛造を行い
、次いで1030℃以下の温度で二次鍛造を行うことを
特徴とするNi基超合金の鍛造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP19805189A JPH0364435A (ja) | 1989-08-01 | 1989-08-01 | Ni基超合金の鍛造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP19805189A JPH0364435A (ja) | 1989-08-01 | 1989-08-01 | Ni基超合金の鍛造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0364435A true JPH0364435A (ja) | 1991-03-19 |
Family
ID=16384718
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP19805189A Pending JPH0364435A (ja) | 1989-08-01 | 1989-08-01 | Ni基超合金の鍛造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0364435A (ja) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2000192179A (ja) * | 1998-12-23 | 2000-07-11 | United Technol Corp <Utc> | ダイキャスト部材 |
US20100252151A1 (en) * | 2009-04-07 | 2010-10-07 | Rolls-Royce Corp. | Techniques for controlling precipitate phase domain size in an alloy |
JP2014210280A (ja) * | 2013-04-19 | 2014-11-13 | 大同特殊鋼株式会社 | ディスク形状品の鍛造加工方法 |
JP2014224310A (ja) * | 2013-04-19 | 2014-12-04 | 日立金属株式会社 | Fe−Ni基超耐熱合金及びその製造方法 |
JP2015054332A (ja) * | 2013-09-10 | 2015-03-23 | 大同特殊鋼株式会社 | Ni基耐熱合金の鍛造加工方法 |
WO2020203460A1 (ja) * | 2019-03-29 | 2020-10-08 | 日立金属株式会社 | Ni基超耐熱合金及びNi基超耐熱合金の製造方法 |
-
1989
- 1989-08-01 JP JP19805189A patent/JPH0364435A/ja active Pending
Cited By (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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US11047016B2 (en) | 2009-04-07 | 2021-06-29 | Rolls-Royce Corporation | Techniques for controlling precipitate phase domain size in an alloy |
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