JPH05163505A - 粉末超合金の鍛造法 - Google Patents
粉末超合金の鍛造法Info
- Publication number
- JPH05163505A JPH05163505A JP32777591A JP32777591A JPH05163505A JP H05163505 A JPH05163505 A JP H05163505A JP 32777591 A JP32777591 A JP 32777591A JP 32777591 A JP32777591 A JP 32777591A JP H05163505 A JPH05163505 A JP H05163505A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- forging
- superalloy
- powder
- hip
- grain
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Forging (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 ＬＣＦ特性等の機械的性質が良好で、特性値
のばらつきが少ない粉末超合金製の成形品を鍛造により
成形する。 【構成】 超合金粉末の焼結材からなる荒地に粉末粒1
の変形を伴う高速鍛造を施す。その後、超塑性鍛造を施
して製品に近似した形状の成形品を得る。
のばらつきが少ない粉末超合金製の成形品を鍛造により
成形する。 【構成】 超合金粉末の焼結材からなる荒地に粉末粒1
の変形を伴う高速鍛造を施す。その後、超塑性鍛造を施
して製品に近似した形状の成形品を得る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高温で熱疲労を受け易
い部品、例えばジェットエンジンのタービン部品の成形
に適用される超合金（超耐熱合金）の鍛造法に関する。
い部品、例えばジェットエンジンのタービン部品の成形
に適用される超合金（超耐熱合金）の鍛造法に関する。
【０００２】
【従来の技術】ジェットエンジンのタービンディスクに
要求される機械的性質として、低サイクル疲労特性（Ｌ
ＣＦ特性）がある。かかる特性を付与するため、従来、
ディスクは疲労特性の良好な超合金の粉末を封缶脱気
し、熱間等方圧加圧（ＨＩＰ）により焼結固化して短円
柱形状の荒地を得、ＨＩＰ用カプセルを機械加工により
除去した後、超塑性を発現する温度域で、10-4〜10-3／
Ｓ程度の歪速度で超塑性鍛造を行ない、製品に近似した
形状の成形品を得る。その後、該成形品に結晶粒の調整
や所期の特性を発現させるための熱処理および仕上加工
を付与し、製品とされる。
要求される機械的性質として、低サイクル疲労特性（Ｌ
ＣＦ特性）がある。かかる特性を付与するため、従来、
ディスクは疲労特性の良好な超合金の粉末を封缶脱気
し、熱間等方圧加圧（ＨＩＰ）により焼結固化して短円
柱形状の荒地を得、ＨＩＰ用カプセルを機械加工により
除去した後、超塑性を発現する温度域で、10-4〜10-3／
Ｓ程度の歪速度で超塑性鍛造を行ない、製品に近似した
形状の成形品を得る。その後、該成形品に結晶粒の調整
や所期の特性を発現させるための熱処理および仕上加工
を付与し、製品とされる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】超合金粉末が焼結一体
化した超合金 (粉末超合金という。) を超塑性鍛造した
場合、歪速度が非常に小さいため、焼結の際に残留した
粉末粒自体は変形せず、粉末粒の配置が変わることによ
って所定形状に成形される。このため、成形体のＬＣＦ
特性等の機械的性質は粉末粒の粒界の結合の強さに左右
される。ところが、粉末超合金では、アトマイズ法等に
よる粉末製造時に粒子表面に酸化膜等のコンタミネーシ
ョンが付着するため、どうしても粒子相互の結合が弱く
なる。その結果、その超合金が本来持っているＬＣＦ特
性等の機械的性質が発揮されなかったり、特性値にばら
つきが生じるという問題があった。
化した超合金 (粉末超合金という。) を超塑性鍛造した
場合、歪速度が非常に小さいため、焼結の際に残留した
粉末粒自体は変形せず、粉末粒の配置が変わることによ
って所定形状に成形される。このため、成形体のＬＣＦ
特性等の機械的性質は粉末粒の粒界の結合の強さに左右
される。ところが、粉末超合金では、アトマイズ法等に
よる粉末製造時に粒子表面に酸化膜等のコンタミネーシ
ョンが付着するため、どうしても粒子相互の結合が弱く
なる。その結果、その超合金が本来持っているＬＣＦ特
性等の機械的性質が発揮されなかったり、特性値にばら
つきが生じるという問題があった。
【０００４】本発明はかかる問題に鑑みなされたもので
あって、ＬＣＦ特性等の機械的性質が良好で、特性値の
ばらつきが少ない粉末超合金の成形品が得られる粉末超
合金の鍛造法を提供することを目的とする。
あって、ＬＣＦ特性等の機械的性質が良好で、特性値の
ばらつきが少ない粉末超合金の成形品が得られる粉末超
合金の鍛造法を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の粉末超合金の鍛
造法は、超合金粉末の焼結材からなる荒地に超塑性鍛造
を施して製品に近似した形状の成形品を得る粉末超合金
の鍛造法において、前記荒地に粉末粒の粒変形を伴う高
速鍛造を施した後、粒変形後の荒地を超塑性鍛造する。
造法は、超合金粉末の焼結材からなる荒地に超塑性鍛造
を施して製品に近似した形状の成形品を得る粉末超合金
の鍛造法において、前記荒地に粉末粒の粒変形を伴う高
速鍛造を施した後、粒変形後の荒地を超塑性鍛造する。
【０００６】
【作用】超塑性鍛造を施す前に、荒地に超合金粉末の粒
変形を伴う高速鍛造を施すと、粉末粒自体ひいては粒内
の凝固組織が急激に変形し、この後に実施される超塑性
鍛造、熱処理によって粉末粒が分解し、微細な結晶とな
る。このような現象は荒地を形成する粉末粒の大部分に
おいて生じるため、新たに生じた金属結晶によって構成
された新しい面同士が強力に結合するようになる。ま
た、粉末粒変形に伴い結晶粒も変形するので粒界面積が
増すため、平均の結晶粒間距離が短くなり、新生面同士
が結合するチャンスが増え、強力な結合ひいては良好な
機械的性質が得られる。
変形を伴う高速鍛造を施すと、粉末粒自体ひいては粒内
の凝固組織が急激に変形し、この後に実施される超塑性
鍛造、熱処理によって粉末粒が分解し、微細な結晶とな
る。このような現象は荒地を形成する粉末粒の大部分に
おいて生じるため、新たに生じた金属結晶によって構成
された新しい面同士が強力に結合するようになる。ま
た、粉末粒変形に伴い結晶粒も変形するので粒界面積が
増すため、平均の結晶粒間距離が短くなり、新生面同士
が結合するチャンスが増え、強力な結合ひいては良好な
機械的性質が得られる。
【０００７】
【実施例】粉末超合金によるタービンディスクの鍛造成
形例について説明する。タービンディスク用素材として
は、良好なＬＣＦ特性を有するRene95、ＩＮ100 、ＡＦ
115 等の超合金が使用される。まず、これらの超合金粉
末をＨＩＰ処理用のカプセルに充填し、脱気密封し、Ｈ
ＩＰ処理を施し、素材となる荒地を作製する。ＨＩＰ条
件は、叙上の合金では1050〜1170℃、1000〜2000atm 程
度である。
形例について説明する。タービンディスク用素材として
は、良好なＬＣＦ特性を有するRene95、ＩＮ100 、ＡＦ
115 等の超合金が使用される。まず、これらの超合金粉
末をＨＩＰ処理用のカプセルに充填し、脱気密封し、Ｈ
ＩＰ処理を施し、素材となる荒地を作製する。ＨＩＰ条
件は、叙上の合金では1050〜1170℃、1000〜2000atm 程
度である。
【０００８】次に、ＨＩＰ処理用のカプセルを荒地から
除去することなく、超塑性が発現する温度域 (通常、10
00〜1050℃以上で超合金の融点未満) で高速鍛造を施
し、粉末粒の粒内変形を生じさせ、これによって生じた
新生面同士を接合させる。カプセルを付けたまま鍛造す
るのは温度低下の防止、割れ発生の防止のためである。
図１は、高速鍛造による粉末粒子の変形の様子を模式的
に示したもので、ＨＩＰ処理後の粒子（Ａ）は上下方向
の加圧による高速鍛造により偏平状粒子（Ｂ）とされ、
更に超塑性鍛造、熱処理により（Ｃ）のような粉末粒と
されている。尚、1 は粉末粒、2 は結晶粒である。
除去することなく、超塑性が発現する温度域 (通常、10
00〜1050℃以上で超合金の融点未満) で高速鍛造を施
し、粉末粒の粒内変形を生じさせ、これによって生じた
新生面同士を接合させる。カプセルを付けたまま鍛造す
るのは温度低下の防止、割れ発生の防止のためである。
図１は、高速鍛造による粉末粒子の変形の様子を模式的
に示したもので、ＨＩＰ処理後の粒子（Ａ）は上下方向
の加圧による高速鍛造により偏平状粒子（Ｂ）とされ、
更に超塑性鍛造、熱処理により（Ｃ）のような粉末粒と
されている。尚、1 は粉末粒、2 は結晶粒である。
【０００９】図２は、ＡＦ115 合金粉末を1100℃×1500
atm でＨＩＰ処理した荒地を、1100℃で種々の歪速度で
鍛造した場合の変形抵抗を測定した結果を示すグラフ図
である。同図より、歪速度が10-2／Ｓ以上の高速鍛造を
施した場合、変形抵抗が著しく増大しており、これ以上
の歪速度を与えることにより、粒内変形が生じることが
分かる。これに対して、10-3／Ｓ程度以下では変形抵抗
の増大は緩慢であり、超塑性を示すことが分かる。尚、
Rene95、ＩＮ100 についても同様の傾向が認められた。
atm でＨＩＰ処理した荒地を、1100℃で種々の歪速度で
鍛造した場合の変形抵抗を測定した結果を示すグラフ図
である。同図より、歪速度が10-2／Ｓ以上の高速鍛造を
施した場合、変形抵抗が著しく増大しており、これ以上
の歪速度を与えることにより、粒内変形が生じることが
分かる。これに対して、10-3／Ｓ程度以下では変形抵抗
の増大は緩慢であり、超塑性を示すことが分かる。尚、
Rene95、ＩＮ100 についても同様の傾向が認められた。
【００１０】高速鍛造が施された荒地は、機械加工によ
りＨＩＰカプセルが除去された後、従来と同様、製品形
状に近似した形状に超塑性鍛造された後、溶体化処理お
よび時効処理が施され、仕上加工されて製品とされる。
次に具体的実施例を示す。 (1) ＡＦ115 合金粉末を1100℃、1500atm でＨＩＰ処
理した後、カプセルを付けたまま同温度で歪速度10-1/S
で高速鍛造し、機械加工によりカプセルを除去し、同温
度で超塑性鍛造 (歪速度10-3〜10-4／Ｓ) を施して、デ
ィスク状成形体を得た。該成形体に溶体化処理 (1170℃
×3Hr)および時効処理 (760℃×16Hr) を施して実施例
のディスク素材を得た。一方、高速鍛造した点を除き同
条件で従来例のディスク素材を得た。 (2) 実施例および従来例のディスク素材より疲労試験
片を採取し、所定の温度・負荷応力の下で疲労寿命を測
定した。その結果を図３に示す。同図中○は実施例、●
は従来例であり、左右に延びた線分はばらつきの範囲を
示している。 (3) 同図より、ＲＴ（室温）では実施例と従来例とは
大差がないが、高温になるほど疲労寿命に大きな差が生
じ、650 ℃では実施例は従来例に対して30〜40％の寿命
の増大が認められ、またばらつきも小さくなっているこ
とが認められる。
りＨＩＰカプセルが除去された後、従来と同様、製品形
状に近似した形状に超塑性鍛造された後、溶体化処理お
よび時効処理が施され、仕上加工されて製品とされる。
次に具体的実施例を示す。 (1) ＡＦ115 合金粉末を1100℃、1500atm でＨＩＰ処
理した後、カプセルを付けたまま同温度で歪速度10-1/S
で高速鍛造し、機械加工によりカプセルを除去し、同温
度で超塑性鍛造 (歪速度10-3〜10-4／Ｓ) を施して、デ
ィスク状成形体を得た。該成形体に溶体化処理 (1170℃
×3Hr)および時効処理 (760℃×16Hr) を施して実施例
のディスク素材を得た。一方、高速鍛造した点を除き同
条件で従来例のディスク素材を得た。 (2) 実施例および従来例のディスク素材より疲労試験
片を採取し、所定の温度・負荷応力の下で疲労寿命を測
定した。その結果を図３に示す。同図中○は実施例、●
は従来例であり、左右に延びた線分はばらつきの範囲を
示している。 (3) 同図より、ＲＴ（室温）では実施例と従来例とは
大差がないが、高温になるほど疲労寿命に大きな差が生
じ、650 ℃では実施例は従来例に対して30〜40％の寿命
の増大が認められ、またばらつきも小さくなっているこ
とが認められる。
【００１１】
【発明の効果】以上説明した通り、本発明の粉末超合金
の鍛造法は、粉末超合金の荒地を超塑性鍛造する前に粉
末粒の変形を伴う高速鍛造を施すので、粉末粒の粒内の
凝固組織が変形し、この後に実施される超塑性鍛造およ
び熱処理により粉末粒が分解し、新生面同士が強固に結
合するため、ＬＣＦ特性等の機械的性質の優れた、また
ばらつきが抑制された超合金成形品を得ることができ
る。
の鍛造法は、粉末超合金の荒地を超塑性鍛造する前に粉
末粒の変形を伴う高速鍛造を施すので、粉末粒の粒内の
凝固組織が変形し、この後に実施される超塑性鍛造およ
び熱処理により粉末粒が分解し、新生面同士が強固に結
合するため、ＬＣＦ特性等の機械的性質の優れた、また
ばらつきが抑制された超合金成形品を得ることができ
る。
【図１】超塑性鍛造前の高速鍛造による粉末超合金の粉
末粒子の変形状態を示す模式図である。
末粒子の変形状態を示す模式図である。
【図２】粉末超合金の歪速度と変形抵抗との関係を示す
グラフ図である。
グラフ図である。
【図３】実施例および従来例の粉末超合金の疲労寿命を
比較したグラフ図である。
比較したグラフ図である。
1 粉末粒 2 結晶粒
Claims (1)
- 【請求項１】 超合金粉末の焼結材からなる荒地に超塑
性鍛造を施して製品に近似した形状の成形品を得る粉末
超合金の鍛造法において、 前記荒地に粉末粒の変形を伴う高速鍛造を施した後、粒
変形後の荒地を超塑性鍛造することを特徴とする粉末超
合金の鍛造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32777591A JPH05163505A (ja) | 1991-12-11 | 1991-12-11 | 粉末超合金の鍛造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32777591A JPH05163505A (ja) | 1991-12-11 | 1991-12-11 | 粉末超合金の鍛造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05163505A true JPH05163505A (ja) | 1993-06-29 |
Family
ID=18202844
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP32777591A Pending JPH05163505A (ja) | 1991-12-11 | 1991-12-11 | 粉末超合金の鍛造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05163505A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6059904A (en) * | 1995-04-27 | 2000-05-09 | General Electric Company | Isothermal and high retained strain forging of Ni-base superalloys |
| WO2013018714A1 (ja) * | 2011-07-29 | 2013-02-07 | 国立大学法人東北大学 | 遷移金属炭化物入り合金の製造方法、遷移金属炭化物入りタングステン合金及び前記製造方法により製造された合金 |
| CN103586391A (zh) * | 2013-11-11 | 2014-02-19 | 沈阳黎明航空发动机(集团)有限责任公司 | 一种材料为gh2787的高温合金叶片挤压成形方法 |
-
1991
- 1991-12-11 JP JP32777591A patent/JPH05163505A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6059904A (en) * | 1995-04-27 | 2000-05-09 | General Electric Company | Isothermal and high retained strain forging of Ni-base superalloys |
| WO2013018714A1 (ja) * | 2011-07-29 | 2013-02-07 | 国立大学法人東北大学 | 遷移金属炭化物入り合金の製造方法、遷移金属炭化物入りタングステン合金及び前記製造方法により製造された合金 |
| JPWO2013018714A1 (ja) * | 2011-07-29 | 2015-03-05 | 国立大学法人東北大学 | 遷移金属炭化物入り合金の製造方法、遷移金属炭化物入りタングステン合金及び前記製造方法により製造された合金 |
| CN103586391A (zh) * | 2013-11-11 | 2014-02-19 | 沈阳黎明航空发动机(集团)有限责任公司 | 一种材料为gh2787的高温合金叶片挤压成形方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US3975219A (en) | Thermomechanical treatment for nickel base superalloys | |
| US4329175A (en) | Products made by powder metallurgy and a method therefore | |
| JP3884618B2 (ja) | 凝集した球形金属粉を単軸圧縮する方法 | |
| JP6957682B2 (ja) | 超硬合金材料の製造方法 | |
| CA1284450C (en) | Nickel base superalloy articles and method for making | |
| US3671230A (en) | Method of making superalloys | |
| CA1068133A (en) | Thermoplastic powder | |
| US5061324A (en) | Thermomechanical processing for fatigue-resistant nickel based superalloys | |
| US3639179A (en) | Method of making large grain-sized superalloys | |
| JP2007031836A (ja) | タービンエンジン用の粉末金属回転構成部品及びその処理方法 | |
| US3698962A (en) | Method for producing superalloy articles by hot isostatic pressing | |
| US4534808A (en) | Method for refining microstructures of prealloyed powder metallurgy titanium articles | |
| JPH05163505A (ja) | 粉末超合金の鍛造法 | |
| US3865575A (en) | Thermoplastic prealloyed powder | |
| US3328139A (en) | Porous tungsten metal shapes | |
| US4536234A (en) | Method for refining microstructures of blended elemental powder metallurgy titanium articles | |
| EP3492198A1 (en) | Non-equilibrium alloy cold spray feedstock powders, manufacturing processes utilizing the same, and articles produced thereby | |
| US4073648A (en) | Thermoplastic prealloyed powder | |
| JP4326110B2 (ja) | Ｔｉ−Ａｌ金属間化合物部材の製造方法 | |
| JPS5884901A (ja) | 粉末治金法による耐熱超合金の製造方法 | |
| JPH0598316A (ja) | 超合金複合材の製造法 | |
| JP2971720B2 (ja) | 酸化物分散強化型Ｃｒ基耐熱焼結合金の製法 | |
| JPH04131304A (ja) | Ａｌ―Ｓｉ系合金焼結鍛造部材の製造法 | |
| JPH08225864A (ja) | 高温特性が優れたＮｉ基耐熱合金及びその製造方法 | |
| US9206495B2 (en) | Superalloy powder, method of processing, and article fabricated therefrom |