JPH05508194A - 超合金鍛造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 超合金鍛造プロセス及び関連する組成物皮否芳！ 本発明は、ある特定の範囲の組成を有する超合金（５ｕｐｅｒａｌｌｏｙ）を鍛 造する方法に関する。結果として得られた材料は微細な結晶粒度を有し、かつ良 好な中間温度の機械的性質を有する。この微細な結晶粒度の材料はまた更に恒温 （ｉｓｏｔｈｅｒｍａｌ）鍛造によって処理゛されてもよい。

１１且ｌ ニッケルをベースとした超合金は、ガスタービンエンジンで広く用いられており 、かつ過去５０年間で非常に発達した。ここで用いられるように超合金という言 葉は、かなりの量のガンマプライム（Ｎ　Ｉ　３Ａ　Ｉ　）強化相、好ましくは およそ３０重量％からおよそ５０重量％のガンマプライム相を含むニッケルをベ ースとする超合金を意味する。

超合金の処理技術も発達したが、新しい処理方法の多くは非常にコスト高である 。

米国特許第３，５１９，５０３号明細書は、複雑な超合金の形を製造するための 恒温鍛造方法を開示している。この方法は一般に広く用いられ、がっ一般に実施 されたとき、粉末冶金技術によって生み出された開始材料（ｓｔａｒｔｉｎｇ　 ｍａｔｅｒｉａｌ）を必要とする。粉末冶金技術に依存することにより、この方 法は高価なものになる。

米国特許第４，５７４，０１５号明細書は、合金内に過時効された顕微鏡組織を 製造することによって超合金の可鍛性を改良する方法を開示している。ガンマプ ライム相の粒子の大きさは、通常観察されるガンマプライムの粒子の大きさより も非常に増加されたものである。

米国特許第４，５７９，６０２号明細書は、過時効熱処理を含む超合金鍛造シー ケンスを開示している。

米国特許第４，７６９，０８７号明細書は、過時効過程を含む、超合金の更なる 鍛造シーケンスを開示している。

米国特許第４，６１２，０６２号明細書は、ニッケルを、ベースとした超合金か ら微細な粒子の物品を製造する鍛造シーケンスを開示している。そのシーケンス は、ガンマプライムソルバス温度よりも高い温度での第１の変形過程と、特定さ れたひずみ率及び変形量を伴う、ガンマプライムソルバス温度よりも低い温度で の第２の変形過程を有する。

米国特許第４，４５３，９８５号明細書は、微細な粒子の生産品を製造する恒温 鍛造過程を開示している。

米国特許第２．９７７．２２２号明細書は、その発明の過程が特定な適応性を有 する超合金の種類を開示している。

免匪葛盟ｊ 本発明は、微細な結晶粒度の物品を生みだし、かつ特定の範囲の合金の組成につ いて用いられるのに特に適した過程を提供する。結果として得られた微細な結晶 粒度の材料は、高い強度、特に中間の温度での高い降伏強さが要求される物品の ためのその微細な結晶状態に於て用いられ、またこの微細な結晶の材料は、恒温 または熱間ダイ鍛造によって複雑な形に変形するための鍛造のプレフォームとし て用いられる。表１は広い、中間の及び好適な組成の範囲を示している。− （以下余白） 表１ 組成範囲（重量パーセント） 広い範囲　中間の範囲　好適な範囲 Ｃｒ　１２−２０　１２−２０　１３−１８Ｃｏ　１０−２０　１０−２０　１ ０−１５Ｍ　ｏ　２−５．５　２−５．５　３−５Ｔ　ｉ　３−７　３．５−７ 　３．６−５．６Ａｌ　１．２−３．５　１．２−３．５　１．７−２．７ＣＯ ，００５−０，２５（１１０，００５−０，１５”ｌ　０．０１−０．１３′１ １Ｂ　０．００５−０．０５　０．００５−０．０５　０．００５−０．０５Ｚ 　ｒ　Ｏ，Ｑｌ−０，１０，０１−０，１０，０１−０，１Ｔ　ａ　０−１ Ｗ　Ｏ−４，５０−２，５ Ｎｂ　０−１ Ｆ　ｅ　Ｏ−２，００−２，００−０，５（１）約０．０１３％のＣ（炭素）の 上限は、疲労抵抗が重要な用途に好適である。

米国特許第２，９７７．２２２号、第４．　０８３．　７３４号及び第４．９５ ７，５６７号を含む特許明細書に開示されたＷａｓｐａｌｏｙ、　Ｕｄｉｍｅｔ 　７２０．　Ａｓｔｒｏｌｏｙ及びＲｅｎｅ　８８として知られた超合金材料を 含む、関連する組成物が公知となっている。

好適な組成物は、　（名目上の組成が、１９．５重量％のＣｒ、１３．５重量％ の（：ｏ、４．２重量％のＭｏ、３゜０重Ｊ１％〕Ｔｉ、１．　４重量％ノＡ１ ．０．０５重量％のＣ，０，００７重量％のＢ、０．　０７重量％のＺｒ、０重 量％〜２重量％のＦｅ及び残量のＮｉである）ワスバロイ（Ｗａｓｐａ　ｔｏｙ ）として知られる製品化された合金の派生物と見ることができる。ワスバロイは 、最も広く用いられた超合金であり、本発明の好適な組成物が、多量のワスバロ イのスクラップまたは復元した（　ｒｅｖｅｒｔ）材料を用いて製造し得ること は重要な経済的利点である。

ワスバロイと本発明に基づく好適な組成物との主な違いは、好適な組成物がより 多くの量のガンマプライムフォー７　（ｇａｍｍａ　ｐｒｉｍｅ　ｆｏｒｍｅｒ ｓ）　（Ａ　Ｉ及びＴｉ）を含み、従ってワスパロイの約１．３倍のガンマプラ イム（体積では約４０％増し）を含むことである。増加されたガンマプライムレ ベルは、増加された強度特性を生み出す。その材料は更に、より高いガンマプラ イムソルバス（ｇａｍｍａ　ｐｒｉｍｅ　ｓ。

１１５）　温度を有し、これによって、この材料を、ガンマプライムソルバス温 度以下で、しかし鍛造設備の能力を超過しない十分高い温度で処理することが可 能になる。この好適な材料は、我々の知ると限りでは、このレベルのガンマプラ イム及び強度として、クラックの成長に対する最良な抵抗力を有する。

第１図は、本発明の方法を概略的に示すブロック図である。第１図に示されたよ うに、この方法は、好ましくは比較的微細な結晶粒度を有する所望の組成の鋳物 をもって開始する。拡散加熱の後、鋳物は、２つの主な手順またはそれらの組合 せに基づいて処理される。ある手順即ち第１図の左側の枝に基づけば、ガンマプ ライム相の溶解が最少にされるかまたは溶解が起こらないようにするべく、鋳物 は、高温度で、しかしガンマプライムソルバス温度よりも低い温度で変形される 。サブソルバスでの、即ちソルバス温度以下での焼きなましまたは再加熱処理は 、ビレット温度を保持し、再結晶化に影響を及ぼすために用いることができ、同 時ガンマプライム相の溶解を回避または最少にすることができる。さらに、スー パーソルバスでの、即ちソルバス温度以上での焼きなましまたは再加熱処理は、 広範囲に亘るまたは完全な再結晶と共に広範囲に亘るまたは完全なガンマプライ ム相の溶解を生み出すために使用することができる。必要とされる加工の合計量 は、累積的真ひずみの少なくとも０．　５または好ましくは少なくとも０．　９ を生じるために必要とされる量と等しくなる。この累積的真ひずみは、アップセ ット加工と引き抜き加工とを含む組み合わされた熱間変形工程がら得られるもの であって良い。アップセット加工の間では、少なくともおよそ０．　１　ｃｍ／ 　ｃｍ／分（０，１インチ／インチ／分）のひずみ速度が適切である。引き抜き 加工の間では、少なくともおよそ０．　５ｃｍ／ａｍ／分（０，５インチ／イン チ／分）のひずみ速度が適切である。ガンマプライムソルバス温度より低い温度 での鋳造超合金材料に対するこの加工を実施するためには、クラックを防ぐため に、ガンマプライムソルバス温度より高い温度での中間の焼きなましを伴った複 合変形過程を用いることが当然必要となる。

第１図の右側の枝に基づけば、鋳造材料は、代わりにガンマプライムソルバス温 度より高い温度での熱間加工を施されても良い。

もちろん、中間のハイパーソルバス（ｈｙｐｅｒｓｏｌｖｕｓ）処理またはサブ ソルバス（５ｕｂｓｏｌｖｕｓ）処理の適切な組合せと共に、ガンマプライムソ ルバス温度よりも高い温度または低い温度の過程の組合せを用いてこの最初の熱 間加工工程を実施することもまた可能である。

鋳造材料が、０．　５の累積的真ひずみを超過する量をもって変形された後、普 通の状態で存在するよりも大きい、非常に拡大されたガンマプライムの結晶粒度 を生み出すように過時効処理される。その結果得られる顕微鏡組織は、°過時効 された（ａｖｅｒａｇｅｄ）”と呼ばれる。この過時効処理は、米国特許第４， ５７４．０１５号に開示された処理と同様のもので、ガンマプライムソルバス温 度を通過して、１時間におよそ１００°Ｆまたは好ましくは５０°ＦＣ最も好ま しくは２０°Ｆ以下）の速度で材料を冷却する過程からなる。結果としての粗大 化されたガンマブイラムの結晶粒度は１μｍを超過するか、または好ましくは２ μｍを超過することとなる。

この過時効された材料は、０．　９の累積的真ひずみまたは、好ましくは１．６ の累積的真ひずみを生み出すのに必要な量を超える度合いをもって更に熱間変形 される。このひずみは、過時効処理の前に被ったものを含まない。少なくともお よそ０．　１ｃｍ／ｃｍ／分（０，１インチ／インチ／分）のひずみ速度が用い られる。この更なる変形は、ガンマプライムソルバス温度よりも低い（しかしな がら２０００Ｆ以内の）温度で、中間の焼き鈍しを伴わずに実施される。中間の 再加熱を、ガンマプライムソルバス温度よりも低い、しかしながら２００°Ｆ以 内の温度で実施することができる。結果として生じた材料は、ＡＳＴＭＩＯの粒 子サイズよりも著しく細かく、普通は、ＡＳＴＭ１４の結晶粒度のオーダかそれ よりも細かい、非常に微細な結晶粒度を有することになる。ＡＳＴＭの結晶粒度 は表２に示されている。

（以下余白） 表２ 粒子の直径の ＡＳＴＭ　ｊすＩＬエユエ工 １２　、００６ １４　、００３ １６　．００１５ １８　、０００７ 物品のサイズと外形によっては、完全な再結晶を引き起こすためには有効変形量 が不十分な物品の中心には、いくつかの大きい再結晶化されていない粒子が残る こともある。

そのような再結晶化されていない粒子は、普通、材料の体積の１０％よりも少な い。

本発明の方法とと好適な組成物との組合せは、信頼性をもって、ＡＳＴＭ１２− １８の結晶粒度を有する材料を生成することができるが、これは、生産された超 合金の内では最も微細な結晶粒度である。この微細な結晶粒度は、少なくとも１ ２００’Ｆよりも高い温度での強度、延性及び靭性の強化に寄与する。この微細 な結晶粒度はまた、超音波非破壊検査の感度を非常に高める。粗い粒子の材料に 比べ、より深い部位の小さな欠陥を検出することができる。

この非常に微細な粒子の超合金材料はおよそ１２００’Ｆよりも高い温度で使用 されるのに適している。

ＡＳＴＭＩＯの結晶粒度及びより微細な結晶粒度のこの材料の他の利点は、容易 に電子ビーム溶接可能な点である。

これに対して、通常の（粗い粒子を有する）ワスバロイは、より少ないガンマプ ライムを有し、より強度が低いうえに、晶屓目に見ても、電子ビーム溶接がかろ うじて可能な程度である。

この微細な粒子の材料はまた、米国特許第３，５１９゜５０３号の技術に基づく 複雑な物品を製造するべく、恒温でまたは熱間ダイ鍛造されることに適している 。米国特許第３，５１９，５０３号は、言及したことによって本出願の一部とさ れたい。これまで本出願で述べられた処理過程は、米国特許第３，５１９，５０ ３号で述べられたように“条件づけられ（ｃｏｎｄｉｔｉｏｎｅｄ）”、その特 許の技術に基づいて鍛造される材料を提供する。

鍛造及び本発明の他の特徴と利点は、以下の記述と添付の請求項とからいりそう 明かになる。

乱瓦Δ蓼！ム１１ 第１図は、本発明の方法の主要な過程を示すブロック図である。

第２図は、本発明の好適実施例の過程を示すブロック図である。

第３図は、本発明の材料と、数個の従来技術による材料の応力対温度の関係を表 すグラフである。

第４図は、微細な粒子状態の本発明の材料の流れ応力対温度の棒グラフである。

第５図は、微細な粒子状態の本発明の材料の伸び対温度の棒グラフである。

日を　するのに最良のニ態 本発明の１つの好適な形態を、ガスタービンのシャフト及びディスクのプレフォ ームを製造するのに特に適した方法のブロック図を示す第２図を参照しながら以 下に詳しく説明する。

第２図に示された方法によれば、表１の範囲内の組成を有する材料が、先ず、高 周波真空溶解（ｖａｃｕｕｍ　ｉｎｄｕｃｔｉｏｎｍｅｌｔｅｄ）される。ある 特定の具体例では、高周波真空溶解される材料が、５３．３４ｃｍ（２１インチ ）の直径の円柱として製造される。続いて、この材料は、６０．　９５ｃｍ（２ ４インチ）の直径と０．１６ｃｍから０．３２ｃｍ（１７１６インチから１／８ インチ）の範囲の結晶粒度を有する円柱形の鋳物を製造するべく、真空アーク再 溶解（ｖａｃｕｕｍａｒｃ　ｒｅｍｅｌｔｅｄ）される。この点に関して、好適 な組成物は、結晶粒度が微細で、偏析していない（ｕｎｓｅｇｒｅｇａｔｅｄ） 材料の製造を妨げる可能性のあるタングステンやタンタルのような耐火重金属を 殆ど含まないことに留意されたい。

好適実施例では、この直径６０．９６ｃｍ（２４インチ）の真空アーク再溶解さ れた材料は、次に硝子セラミック塗料（Ｃｅｒａｍｇｕａｒｄ　１１、ケンタラ キー州フローレンスのＡ。

Ｄ、スミス社の製品）によって被覆される。この被覆された鋳物は、温度２１７ ５°Ｆで２７時間に亘って均熱（拡散加熱）さね、０．６４ｃｕ＋（１／４イン チ）の厚みを有する軟鋼の缶の中に密封される。硝子セラミック塗料は潤滑油と して作用し、軟鋼の缶が超合金材料と互いに影響し合うことを防止する。軟鋼の 缶がダイによるワークピース表面の冷却を抑えるので、軟鋼の缶は、初期の熱間 変形過程に於けるクラックを部分的に減少させる。被覆、拡散加熱及び密封操作 の順番は、被覆操作が密封操作に先行する限り、それほど重要ではない。もし軟 鋼が缶を形成するために用いられるならば、軟鋼が拡散加熱状態に耐えられない ことから、拡散加熱操作が密封操作に先行しなければならない。

次に、鋳物は、円柱形の長手方向の長さを減少し、円柱形の直径を６０．９６ｃ ｍから８１．２８ｃ＋＋＋（２４インチから３２インチ）に増加するべく、およ そ０．５ｃｍ／Ｃｍ／分（０，５インチ／インチ／分）のひずみ速度で、２１７ ５０Ｆの温度で、平らな台の間で軸方向にアップセットされる。その結果、−０ ，５８の真ひずみが得られる。

使用された金属に於けるガンマプライムソルバス温度が、２０３０’　Ｆから２ ０５０°Ｆの間であることから、均熱及びアップセット操作は、ガンマプライム ソルバス温度よりも高い温度で実行される。直径８１．２８ｃｍ（３２インチ） の材料は、直径を８１．２８ｃｍから６０．９８ｃｍ（３２インチから２２イン チ）に減少させるべく、およそ０゜５ｃｍ／ｃｍ／分（０，５インチ／インチ／ 分）のひずみ速度で、２０００°Ｆ（ガンマプライムソルバス温度よりも低い温 度）で、平らなダイの間で半径方向に加圧鍛造される。

この時の直径は、最初の直径と等しいが、材料は、およそ１．１６の合計の累積 的真ひずみを加えられたことになる。

冗長なひずみは必要な顕微鏡組織を得るために役立つので、ひずみの絶対値は加 算される。次に、材料は、２１５０゜Ｆ（ガンマプライムソルバス温度よりも高 い温度）に加熱され、この温度で４時間均熱される。次に、熱間鍛造された材料 は、温度１９７５’Ｆで素早く他の炉に移され、その炉内に６時間に亘って保持 される。より低い温度の炉内に保持される間、　（ガンマプライム相を伴わない 単−相の材料として始まった）材料は、およそ２０°Ｆ／時の速度でガンマプラ イムソルバス温度を通過して徐々に冷却され、ガンマプライム粒子が析出される 。高温度及び長時間を用いたことにより、析出されたガンマプライム粒子は、１ μｍを超過するサイズに粗大化している。結果的な構造は大幅に過時効された状 態となっているが、これは、ガンマプライム粒子のサイズと間隔が、最適な機械 的特性を提供するサイズ及び間隔を大幅に上回っていることを意味する。

２つの異なる温度の炉が用いられるが、プログラム可能な１つの炉を用いたり、 炉の温度を手動で下げたりしても同じ結果が得られることは言うまでもない。

直径６０．９５ｃ＋＋＋（２４インチ）の過時効された鍛造物は、次に、０．８ １の真ひずみを生みだし、直径を４０゜６４ｃｍ（１６インチ）にするべく、温 度１９７５’Ｆでおよそ０．　５　ｃｒｎ／　ｃｍ／分（０，５インチ／インチ ／分）のひずみ速度で、フラットダイを用いて加圧鍛造される。鍛造物は次に、 温度１９７５°Ｆで再加熱され、最終的な１７゜７８ｃｍ（フインチ）の直径と なるまで、中間の温度１９５０’Ｆで回転（ｒｏｔａｒｙ）鍛造される。回転鍛 造は、米国特許第４，４３０，８８１号、第３．８８９，５１４号及び第３，８ ７１，２２３号に開示された、オーストリアのＧＦＭ　Ｈｏｌｄｉｎｇｓ　ｏｆ 　５ｔｅｙｒの製品である回転鍛造機械（ｒｏｔａｒｙ　ｆｏｒｇｉｎｇ　ｏｒ 　ｓｗａｇｉｎｇ　ｍａｃｈｉｎｅ）によって、ＧＦＭ機械内で実行される。対 角方向で向かい合った一対のハンマは、ワークピースが回転しているとき、ワー クピースを繰り返し叩く。その他の変形技術も使用することもできる。インゴッ トを直径４０．６４ｃｍ（１６インチ）から１７．７８ｃｍ（フインチ）に変更 することの結果である真ひずみは、およそ１．６５であり、ひずみ速度は少なく とも３ｃｍ／ｃｍ／分（３インチ／インチ／分）である。直径１７．７８ｃｍ（ フインチ）のビレットは、中心部から５．０８ｃｍ〜７゜６２ｃｍ（２インチか ら３インチ）の、およそ１０％大きい、結晶化していない粒子の存在する範囲を 除いて、およそＡＳＴＭＩ２からＡＳＴＭＩ　４と等しい結晶粒度を有する。

直径１７．　８ｃｍ（フインチ）の結果物は、更なる機械的処理及び熱処理を施 された後に、高推力のガスタービンエンジンの中空シャフトとしての使用に理想 的に適している。そのようなシャフトは、タービン部から圧縮部へ向かう力の伝 達のために用いられ、高いトルク伝達能力を得るために必要となる。

このタイプの応用例のトルク伝達能力に最も関係のある重要な性質は、降伏強さ である。第３図は、数個のニッケルをベースにした超合金と、通常ガスタービン エンジンのシャフトに用いられる一つの高張力鋼材料（１７−２２Ａ）の降伏強 さを温度の関数として表している。

本発明の方法によって作られた材料は、およそ１００００Ｆよりも高い温度では 、試験された他の何れの材料よりも高い降伏強さを有することが分かる。Ｉ　Ｎ ｌ　００として示された材料は、１２重量％のＣｒ、１８重量％のＣ０１３２重 量％のＭｏ、４．　３重量％のＴｉ、５．０重量％のＡｔ、０．８重量％のＶ、 ０．０７重量％のＣ，Ｏ，Ｏ２重量％のＢＳ　０．０６重量％のＺｒ及び残量の Ｎｉという公称の組成を有し、一般に用いられる最も高強度の超合金の一つであ る。ｌＮ４００は、およそ６５重量％のガンマプライム部分を有し、本発明によ って確実には処理するこができず、替わりにより高コストの粉末冶金技術を用い て処理されなければならない。Ｉｎｃｏｎｅ　１７１８として示された材料は、 １９重量％のＣｒ、３．１重量％のＭｏ１５３重量％の（Ｃｂ　＋Ｔ　ａ　）、 ０．９重量％のＴｉ。

０．６重量％のＡ１．１９重量％のＦｅ及び残量のＮｉの公称の組成を有し、か つ本発明で処理された材料よりも２０ｋｓ　ｉ小さい降伏強さを有し、しかも温 度が上昇するに従ってその差が増加するという欠点を有することが分かる。

粗い粒子のワスバロイ（Ｗａｓｐａｌｏｙ）と呼ばれる材料は、１９．５重量％ のＣｒ、１３．５重量％のＣｏ、４．　２重量％のＭｏ１３，０重量％のＴｉ、 １．　４重量％のＡｔ、０゜０５重量％のＣ，０，００６重量％のＢ、０．００ ７重量％のＺｒ及び残量のＮｉの公称の組成と、ＡＳＴＭ４はぼ等しい結晶粒度 とを有し、かつ本発明で処理された材料よりもほぼ３０ｋｓｉ小さい降伏強さを 有する。但し、温度が上昇するに従ってその差は減少する。鋼として示された材 料は、０．４５重量％のＣ，０，５５重量％のＭｎ、０゜２８重量％のＳｉ、０ ．９５重量％のＣｒ、０．５５重量％のＭＯｌｏ、３重量％のＶ及び残量のＦｅ からなる公称組成を有し、焼きならし及び焼きもどしくＮ＋Ｔ）された状態と、 焼入れ及び焼きもどしくＱ＋Ｔ）された状態で試験された。焼きならし及び焼き もどしされた材料は、本発明の材料の降伏強さよりもおよそ６０ｋｓ　ｉから７ ０ｋｓｉ小さく、かつおよそ６００’Ｆよりも高い温度で急速に減少する降伏強 さを有することが分かる。焼入れ及び焼きもどしされた材料の降伏強さは４００ °Ｆよりも高い温度で急速に減少する。従って、これらの候補として上げられた 材料の内で、本発明の材料が、広い範囲の温度に亘って優れた降伏強さを示し、 少なくとも１２００°Ｆの温度に至るまで有用であることが分かる。

微細な結晶の形状をした本発明の材料は、かなり広い温度範囲に亘って有用な超 塑性（ｓｕｐｅｒ　ｐｌａｓｔｉｃ　ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ）を表し、複雑な形 を形成するために、かなり低い鍛造応力（ｆｏｒｇｉｎｇ　５ｔｒｅｓｓｅｓ） で恒温または熱間ダイ鍛造されることが可能である。第４図は、幾つかの異なる 温度での、ｏ。

ｌｅｍ／ａｍ／分（０，１インチ／インチ／分）のひずみ速度の引っ張り試験で 測定されたときのこの材料の流れ応力（ｆｌｏｗ　５ｔｒｅｓｓ）を示し、１８ ５０’Ｆと２０２５°Ｆとの間の温度では、本発明で処理された材料は、およそ １０ｋｓｉより小さい流れ応力を有する。第５図は、０．　１ｃｍ／ａｍ／分（ ０，１インチ／インチ／分）のひずみ速度で引っ張り試験を実施したときの、材 料の引っ張り伸び率の結果を示し、１８５０°Ｆと１９７５°Ｆとの間の温度で は、本発明の材料は、およそ１５０％よりも大きい引っ張り伸び率を示している ことが分かる。これは、クラックが生ずることなしに複雑な形に変形される能力 を示す。

ここで、熱間ダイ鍛造とは、鍛造ダイか鍛造温度からおよそ５００°Ｆ以内の温 度に加熱される工程を意味し、恒温鍛造は、ダイか鍛造温度から２００’Ｆ以内 の温度に加熱される工程を意味する。

好適な組成は、有用な温度範囲に亘って、熱間ダイ鍛造または恒温鍛造に必要と される超塑性の性質を生み出すように選択される。広い範囲の全ての組成が、そ の性質を生み出すとは限らないが、当業者であれば、簡単な熱間引っ張り試験に よって、特定の組成がその性質を有するがどうかを容易に測定することができる 。

本発明の実用的な実施例のフローチャートである第２図では、ＧＦＭ鍛造操作の 後、その材料は、ガスタービンエンジンのディスクのような複雑な形を形成する ためのおよそ０．　０５　ｃｍ／　ｃｍ／分から０．　２　ｃｍ／　ｃｍ／分（ ０，０５インチ／インチ／分から０．２インチ／インチ／分）のひずみ速度での 熱間ダイ鍛造または恒温鍛造に適したものになっている。

本発明は、その詳細な実施例に関して記述されたが、実施例の形式及び細部の種 々の変形、変更が、本発明の技術的視点を逸脱すること無しに可能であることは 当業者には明らかである。

Ｆ／（３，３ 要約書 中間の温度の高い降伏強さを有する微細な結晶の鍛造された超合金物品を製造す るための方法に関する。好適な始めの組成は、１５重量％のＣｒ、１３．６重量 ％のＣｏ。

４．１重量％のＭＯ１４，６重量％のＴｉ、２．２重量％のＡｌ、０．０１重量 ％のＣ，０，０７重量％のＺｒ及び残量のＮｉからなる。この材料は、ガンマプ ライムソルバス温度よりも高い温度及び少なくとも０．　５の真ひずみに於て鍛 造される。代わりに、この材料は、中間のスーパソルバス焼きなましを伴って、 ガンマプライムソルバス温度よりも低い温度で鍛造されても良い。次に、過時効 された材料が、ガンマプライムソルバス温度以下の温度で加工される。結果的に 得られた微細な結晶の材料は、次に、複雑な形を製造するための加熱処理に先だ って加熱処理されるか更に恒温鍛造焼き入れされることも可能である。

１＋−、、＝　ＰＣＴ／ＵＳ　９２１０３０８３

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １．実質的に１２重量％〜２０重量％のＣｒ、１０重量％〜２０重量％のＣ、２ 重量％〜５．５重量％のＭｏ、３重量％〜７重量％のＴｉ、１．２重量％〜３． ５重量％のＡｌ、０．００５重量％〜０．２５重量％のＣ、０．００５重量％〜 ０．０５重量％のＢ、０．０１重量％〜０．１重量％のＺｒ、０重量％〜１重量 ％のＴａ、０重量％〜４．５重量％のＷ、０重量％〜１重量％のＮｂ、０重量％ 〜２．０重量％のＦｅ、０重量％〜０．３重量％のＨｆ、０重量％〜０．０２重 量％のＹ、０重量％〜０．１重量％のＶ、０重量％〜１．０重量％のＲｅ及び残 量のＮｉからなり、かつガンマプライム（Ｇａｍｍａ　ｐｒｉｍｅ）ソルバス温 度を有する鋳物の材料を伴って始まり、かつ約１２００°Ｆ未満の温度で微細な 結晶粒度及び良好な機械的特性を有する超合金物品を製造する方法であって、 （ａ）約１０時間から約１００時間の期間に亘って前記ガンマプライムソルバス 温度よりも高い温度で前記鋳物を拡散加熱する過程と、 （ｂ）中間の鍛造物を製造するべく前記ガンマプライムソルバス温度よりも高い 温度で拡散加熱された前記鋳物を加工する過程と、 （ｃ）総計が少なくともおよそ０．９の真ひずみに達する、過程（ｂ）とこの過 程（ｃ）とによって生み出されたひずみの組合せを伴って、前記ガンマプライム ソルバス温度よりも低い温度で前記鍛造物を加工する過程と、（ｄ）過時効され た顕微鏡組織を製造するべく、ガンマプライム相を溶かし、かつ再結晶させるた めに前記鍛造物を前記ガンマプライムソルバス温度よりも高い温度に加熱し、か つ約１００°Ｆ／時間よりも遅い速度で前記ガンマプライムソルバス温度を通過 してゆっくりと前記鍛造物を冷却する過程と、 （ｅ）前記過時効された鍛造物を、前記ガンマプライムソルバス温度より低く、 しかし該ガンマプライムソルバス温度から２００°Ｆ以下でない温度で更に加工 する過程と、（ｆ）少なくともおよそ０．９の真ひずみに等しい、過程（ｅ）及 び（ｆ）の前記加工によって生み出されたひずみの組合せを伴って、前記ガンマ プライムソルバス温度よりも低い温度で前記鍛造物を回転鍛造する過程と、（ｇ ）前記鍛造物を前記ガンマプライムソルバス温度よりも低い温度で加熱処理し、 得られた加熱処理された前記鍛造物がＡＳＴＭ１２よりも微細な結晶粒度を有す るようにする過程とを有することを特徴とする超合金物品を製造する方法。