JPH07331364A - 近似γチタンアルミナイド合金で形作られた製造物を熱機械的に処理するための方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 γチタンアルミナイド合金で形作られた製造
物を熱機械的に処理する方法を提供する。 【構成】 上記の方法は、ａ）近似γチタンアルミナイ
ド合金インゴットを鋳造するステップ３２、ｂ）インゴ
ットを高温静水圧圧縮（ＨＩＰ処理）して鋳造欠陥を封
止するステップ３４、ｃ）ＨＩＰ処理されたインゴット
を間に均質化熱処理を行なって、または行なわずに適切
な鍛造予備成形物になるように準備するステップ、ｄ）
鍛造予備成形物を等温鍛造してα＋γ相およびα２＋γ
相領域間の相線に十分に近い温度で適切な最終製造物の
予備成形物とし、インゴット微細構造を分解して非常に
等軸のγ微細構造をもたらすステップ３８、ｅ）最終製
造物の予備成形物を制御された圧延プロセスまたは型鍛
造動作によって所望の形作られた最終製造物になるよう
に処理するステップ３９を含む。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【政府の関与に関する説明】本発明は米国空軍によって
定められた規約Ｆ３３６５７−８６−Ｃ−２１２７号に
基づき米国政府の支持を伴って行なわれた。米国政府は
この発明にある一定の権利を有するものである。

【０００２】

【発明の背景】本発明は一般に近似γチタンアルミナイ
ドの処理に関し、より特定的には微細構造の部分的また
は完全な均質化を伴ってインゴットの粗い微細構造を分
解し、非常に等軸のγ微細構造をもたらすように、近似
γチタンアルミナイドを熱機械的に処理するための方法
に関する。

【０００３】２相の近似γチタンアルミナイドは、高温
下で低い密度と高い強度を必要とする応用には魅力的な
候補である。それらの応用を制限している主要な短所の
１つは、それらの室温での引張り延性が低いことであ
る。延性を向上させるための主要な方法の１つは、これ
らの材料のγ結晶粒の大きさを微細にし、均質化する
（調質する）ことであることが知られている。

【０００４】図１は近似γチタンアルミナイド（原子パ
ーセントで、Ｔｉ−４８Ａｌ−２．５Ｎｂ−０．３Ｔａ
が目標の組成）のためのこの調査において得られた引張
りデータの図であって、重要な傾向を示すものである。
データはシートサンプルのためのものであって、それら
はすべて公称の等軸γ結晶構造を含むが、粗い結晶粒を
含むものもあれば（低延性データ）、より細かい結晶粒
を含むものもある（高延性値）。正確には、０．３％前
後の延性値は５０μｍの最も大きい結晶粒サイズを除い
ては２つの態様の結晶構造を備えるサンプルについての
ものであって、一方０．８％前後の延性を備えるサンプ
ルは、１５μｍの均質な細かい結晶粒サイズを有する。

【０００５】現在、近似γチタンアルミナイドの一次強
化のためには２つの主要な技術が存在する。これらはす
なわち、粉末冶金プロセスおよびインゴット冶金プロセ
スである。粉末冶金プロセスは、粉末を生成する何らか
の方法からなっており、この粉末はその後高温（熱間）
静水圧圧縮（ＨＩＰ処理）によって強化され、その後押
出しなどが続く。このような技術は高価につくものであ
って、このようなプロセスにより合金元素および合金相
（すなわち近似γチタンアルミナイドにおけるα２と
γ）の偏析が回避されるとはいえ、それらは特性を損な
う高レベルの格子間原子（Ｃ、Ｏ、Ｈ、Ｎ）や、トラッ
プされた不活性ガス（たとえばＨｅ）、および熱的に誘
発される多孔性（ＴＩＰ）による、不都合を処理中に被
る。インゴット冶金材料は、アーク溶融、（鋳造ポロシ
ティを封止するための）ＨＩＰ処理、鋳物構造を分解す
るための等温鍛造または押出し、および仕上げの処理
（たとえば圧延、超塑性成形、型鍛造）によって製造さ
れる。

【０００６】インゴット冶金プロセスはずっと安価であ
って、格子間侵入物のレベルがもっと低減されるという
さらなる利点を有している。

【０００７】近似γチタンアルミナイドのインゴット冶
金プロセスにおける主要な短所は、鋳造後の冷却がゆっ
くりであることと、その結果の微細な（およびときには
巨視的な）尺度での偏析に関してのものである。微細偏
析は、最初の凝固製造物であるα２／γ層状（lamella
r）２層構造を備えるデンドライト領域と、単層γのみ
からなるデンドライト間領域との発達によって明らかに
される。後続する高温の変形（たとえば等温鍛造や圧
延）および熱的プロセスの間、鋳物構造は分解されて、
微細化され均質化された構造がもたらされる。しかしな
がら、変形によってさえγ相の均質化は困難なため、分
解された、または形作られた製造物には、インゴット鋳
造において発達する微細偏析の特性が見られる。

【０００８】本願発明者らによって観察された特性は、
（１）前のデンドライトの層状２相領域から発達したγ
＋α２の細かい等軸晶、および（２）単相の粗いγ結晶
粒の領域からなる。粗いγ結晶粒は前のデンドライト間
γから再結晶化されるが、第２の相（たとえばα２）が
存在しない状態で、必要とされる高い処理温度において
結晶粒の成長を経ている。２つの態様の結晶構造は、通
常は非常に望ましくないものである。

【０００９】

【発明の目的および概要】本発明の主要な目的は、イン
ゴット冶金γチタンアルミナイドを熱機械的に処理し、
これらの材料における微細偏析を軽減するか排除するか
のいずれかを行なうための新しい方法を提供することで
ある。

【００１０】他の目的は、熱機械的に処理されるインゴ
ット冶金γチタンアルミナイドの微細構造を微細にし、
均質化して、強度、延性、および疲労に対する耐性など
の機械的特性を向上させることである。

【００１１】広い局面においては、本発明のγチタンア
ルミナイド合金で形作られた製造物を熱機械的に処理す
るための方法は次のステップを含む。すなわち、ａ）近
似γチタンアルミナイド合金インゴットを鋳造するステ
ップ、ｂ）インゴットを高温静水圧圧縮（ＨＩＰ処理）
して鋳造欠陥を封止するステップ、ｃ）ＨＩＰ処理され
たインゴットが適切な鍛造のための予備成形物となるよ
うに準備するステップ、ｄ）鍛造のための予備成形物を
等温鍛造して、α＋γ相とα２＋γ相の領域間の相線に
十分に近い鍛造温度で適切な最終製造物の予備成形物に
し、インゴットの粗い微細構造を分解して非常に等軸の
γ微細構造をもたらすステップ、およびｅ）最終製造物
の予備成形物を所望の形作られた最終製造物になるよう
に処理するステップ、である。

【００１２】この発明の主要な趣旨は、完全に均質化さ
れた微細構造を部分的に扱うものであって、その一方で
この発明の第２の趣旨は制御された熱機械的処理による
近似γチタンアルミナイド合金の均質化の強化を扱うも
のである。この発明は、均一で細かく安定したγ結晶構
造を得る能力を強めるものである。本発明の方法は
（１）微細構造の制御をもたらし、γ結晶粒の成長を阻
止するために、（高温で）α相を使用することと、
（２）Ｔα−４０℃からＴα＋７０℃の温度範囲（図３
参照）内で、α相領域またはα＋γ相領域のいずれかに
おいて熱機械的処理ステップを用いることとを拠り所と
しており、ここでＴαは均質化を促進するためのαトラ
ンサス（transus ）状態図の線によって規定される。こ
の温度範囲全体のうちの好ましい実施は、次のとおりで
ある。すなわち、Ｔａ＋２０℃からＴα＋５０℃では単
相の均質化、またはＴαからＴα−２０℃では２相の均
質化である。上に示唆したように、均質化に必要な拡散
プロセスは、α（不規則）結晶においてのほうが、γ
（規則）結晶構造においてよりもかなり急速である。

【００１３】材料システムにおいてこれらの効果を達成
するためには、２つの生産経路が好ましい。これらの経
路は、近似γ合金における特定の製造物の形態、すなわ
ち圧延されたシートおよび／または等温の型鍛造された
形状（図５および６を参照して後に説明）を生じるため
の２つの個別の処理シーケンスを提供するものである。

【００１４】本発明の他の目的、利点および新規な特徴
は、次に述べるこの発明の詳しい説明を添付の図面との
関連で考慮すれば、明らかとなるであろう。

【００１５】

【好ましい実施例の詳細な説明】すべての図面につい
て、同じ要素または部分は、同じ参照符号によって示さ
れる。

【００１６】本発明の主要な趣旨は、制御された熱機械
的処理による近似γチタン合金の均質化を強化し、それ
により均一で細かく安定なγ結晶構造を得ることを扱う
ものである。（高温での）α相の使用により、微細構造
の制御がもたらされ、γ結晶粒の成長が阻止される。Ｔ
αからＴα＋７０℃（図３参照）の温度範囲内でα相領
域において、またはα＋γ→αトランサス（Ｔα−４０
℃からＴα）のすぐ下におけるα＋γ領域において、熱
機械的処理ステップを用いることで、均質化が促進され
る。上述のプロセスの実現は、次に述べる２つの処理の
道筋のいずれかによって行なわれる。

【００１７】（Ａ） 図５を参照して、シート製造物を
形成するための第１の「生産経路」が示されており、こ
の経路は包括的に３０として表される。インゴットは３
２で鋳造され、次に鋳造ポロシティを封止するために３
４で高温静水圧圧縮（ＨＩＰ処理）される。材料は切断
されて適切な予備成形物となり、α＋γ相領域において
はＴ_eut から（Ｔ_eut ＋１００℃）で好ましい範囲がＴ
_eut から（Ｔ_eut ＋５０℃）（図３参照）の低温、また
はα２＋γ相領域においてはＴ_eut から（Ｔ_{eu t} −１０
０℃）で好ましい範囲がＴ_eut から（Ｔ_eut −５０℃）
（図３参照）の高温において、微細構造を分解はするが
均質化はしないように、等温的に鍛造／パンケーキ処理
される（３６）。ここで用いられるＴ_eut は、約１３９
８°Ｋの、図２〜４に示されるα相のための、規則化温
度とも呼ばれる共析温度のことをいう。等温鍛造のため
の選択された温度範囲は、高温作業の間に非常に等軸の
γ構造をもたらす。

【００１８】制御された圧延／再加熱の実施が、後に続
く熱処理を伴って、またはそれなしで使用され得る、も
しくは超可塑性シート形成技術によってさらに製造され
得るシート材料に均質な微細構造をもたらすために利用
される。そのような制御された再加熱／圧延に先立ち、
圧延のための予備成形物は選択された被覆（canning）
材料内に被覆（can ）されて適切なパックにされ（３
８）、圧延中に環境的な保護を提供する。パックはその
後、予備加熱および内部通過再加熱サイクルを用いて制
御可能なように圧延される（３９）。このようなサイク
ルは、（ａ）最初の圧延通過と、（ｂ）最終的な圧延通
過とを含む。

【００１９】図４を参照して、最初の圧延通過はα相お
よびα＋γ相領域（Ｔα−１０℃からＴα−４０℃）間
のαトランサス相線（Ｔα）のすぐ下の温度において行
なわれる。ここでα相の百分率はおよそ５０〜８０の範
囲にある。γパックは、均一な部分温度および部分的な
均質化をもたらすが結晶粒の成長は阻止するように十分
に長い期間、通過の間で再加熱される。そのような再加
熱時間は、一般に約２から約９分の範囲内におけるもの
であって、好ましい実施では約２から４分である。

【００２０】最後の圧延通過は、α＋γ相領域（Ｔα−
４０℃からＴα−１５０℃）ではより低い温度で、かつ
材料のより短い再加熱（２から３分）で行なわれ、した
がって結晶粒を微細にし均質化することを促進するため
に部分的に均質にされる。そのような制御された条件下
で圧延されるシート製造物における例は、図７で示され
ており、これらの条件は次に示す例において説明され
る。

【００２１】図７に示した望ましい微細構造をもたらす
本発明によって開発された最適な圧延処理パラメータ例 １） 予備成形材料の公称の組成［Ｗｔ％］ …Ｔｉ−３３ Ａｌ−５ Ｎｂ−１ ＴＡ ２） 出発予備成形物の厚み …０．３８［インチ］ ３） ベルト研削前の最終的なシート厚み …０．０７８［インチ］ ４） トリミング後のサンプルの大きさ …７×１８［インチ］ ５） 平面積 …１２５［平方インチ］ ６） 圧延ミル …直径１６［インチ］×幅２４［インチ］、高さ２ ７） 被覆 …パック形状：０．２５インチ幅ＣＰ Ｔｉピクチャフ
レーム、Ｔａと予備成形物との間に厚み０．０３０イン
チのＴａ中間層および０．００２インチのＣａＯ分離剤
を備える厚み０．１２５インチＣＰ Ｔｉカバー。

【００２２】８） 圧延条件 ・予備加熱−１７００°Ｆ／１５分＋２４２０°Ｆ（＋
３０°Ｆ，−０°Ｆ）／２０分 ・各通過の間で、再加熱−２４２０°Ｆ＋３０°Ｆ、−
０°Ｆ／３分 ・圧延温度４５０°Ｆ ・通過ごとの低減−１５％ ・圧延スピード〜２８ｆｐｍ ・通過の間Ｒ．Ｄ．の周りでピースが１８０°回転され
る。

【００２３】・再加熱炉、すなわち空気の雰囲気におい
てアルゴンは使用されない ９） 最終的アニール（オプション） …２１００°Ｆ／２時間 比較のため、図８は微細構造の適切な均質化を促進する
には低すぎる温度でα＋γ相領域において圧延された微
細構造を示す。その条件は次の例において説明される。

【００２４】図８に示した望ましくないγ微細構造をも
たらす最適でない圧延処理パラメータ例 １） 予備成形物材料の公称の組成［Ｗｔ％］…Ｔｉ−
３３ Ａｌ−５ Ｎｂ−１ Ｔａ ２） 出発予備成形物の厚み…０．４３［インチ］ ３） 圧延後の最終的なパックの厚み…０．１００［イ
ンチ］ ４） 圧延ミル…直径８［インチ］×幅１２［イン
チ］、高さ２ ５） 被覆…ＣＰＴｉ被覆＝０．２５インチピクチャフ
レーム＋厚み０．１２５インチのカバー、厚み０．０３
０インチのＴａ中間層 ６） 圧延条件 ・予備加熱：１７００°Ｆ／１５〜２０分＋２４００°
Ｆ＋０°Ｆ、−２０°Ｆ／２０から３０分 ・再加熱：通過の間で２４００°Ｆ＋０°Ｆ、−２０°
Ｆ／３から５分 ・圧延温度１６００°Ｆ ・通過ごとの低減：「１０−２０％」スケジュール＝〜
１０ｐｃｔ（始めの２つの通過）、〜１２−１５ｐｃｔ
（次の２つの通過）、〜２０％（残りすべての通過） ・圧延スピード２０ｆｐｍ ７） 最終的アニール …２１００°Ｆ／２時間 （Ｂ） 図６を参照して、ビレットまたはシート製造物
を形成するための第２の「生産経路」が示される。この
経路は包括的に４０として表される。第１の場合でのよ
うに、４２でインゴットが鋳造され次に４４でＨＩＰ処
理されて、鋳造欠陥が封止される。材料は切断されて、
その後全体を通じて均質化学によって同軸のα構造を生
じるよう十分に時間をかけてＴαからＴα＋７０℃、好
ましくは約Ｔα＋２０℃からＴα＋５０℃においてα相
領域中で均質化される（単相均質化）。代替的には、均
質化処理は部分的な均質化を促進するべく、α＋γ相領
域におてＴαからＴα−４０℃、好ましくはＴαからＴ
α−２０℃で行なわれてもよい。露出の時間期間は一般
に１０分から２時間の範囲内である（不規則α相がより
多くなるとより短い時間が用いられるようになる。たと
えば、単相の均質化については露出は最小限である）。

【００２５】材料は次に共析（規則化）温度Ｔ_eut を下
回る約５から８５℃の温度まで冷却される（図３および
４参照）。この材料は、部分的ないし全体的に均一な２
相の層状α２／γ微細構造を生成するべくこの温度に保
たれる（図６の参照番号４６および４７を参照）。材料
は続いて室温まで冷却される。その後材料は再加熱され
て４８でパンケーキ処理を介して等温的に鍛造され、
［アイテム１において前に詳述したのと同じ（図３も参
照のこと）］α＋γ相領域においては低温で、または
［アイテム１において前に詳述したのと同じ（図３も参
照のこと）］α２＋γ相領域においては高温で、層状構
造が分解される。これには、構造は球状化／再結晶化す
るためにＴ_eut からＴα−４０℃の範囲の温度でα＋γ
相領域において後続のアニール処理５０が続いてもよい
し、続かなくてもよい。γ結晶粒境界においてα２を伴
う、結果として得られる等軸のγの構造を備えた材料
は、次にアイテム１（および図３）で前に注目されたも
のに類似の温度で等温的型鍛造５２によってさらに処理
し、（αの百分率が≦４０の場合にα＋γ相領域におい
て中程の温度で）仕上げられた形状を生じるか、または
シートに圧延できる（５４、５５）。

【００２６】圧延時、ならびに圧延および熱処理時の条
件の双方における圧延されたγシート塑性伸びは、室温
でのより小さい伸び値がγ相におけるより粗い最大結晶
粒サイズと関連しており（図８の例）、その一方でより
大きい伸びはより細かい最大γ結晶粒サイズに関連して
いる（図７の例）という、一般的な関係に従っているよ
うに思われる。次のことがはっきりと理解される。
（ａ）熱機械的に処理されたγにおける均一な細かい結
晶粒サイズは、（後述する）他の利点だけでなく、室温
における強度および延性のバランスを実質的に向上させ
る（図１参照）。（ｂ）そのような微細構造は、分解さ
れた近似γ合金の微細構造を備えるα２第２層の均一な
分布で達成することができる。

【００２７】本発明の熱機械的プロセスによっていくつ
かの利点が生じる。 １．「構造制御」相の均一な分布（すなわち位相変形温
度のより低い範囲ではα２、より高い範囲ではα）によ
る、サイズが安定している細かく均一な等軸のγ結晶構
造の発達。これにより、近似γチタンアルミナイドは、
そのような材料の超可塑的特性に依存する二次的プロセ
スに馴染みやすくなる。これらのプロセスは、等温的型
鍛造および超可塑性シート形成を含む。

【００２８】２．このタイプのプロセスによってもたら
された微細構造は、容易に他の特殊な応用のための強化
された特性を提供する他の微細構造の変形例（たとえば
細かいコロニーサイズを備える層状構造）を得るべく熱
処理できる。

【００２９】３．本発明のプロセスによってもたらされ
た微細構造は、強化された歩留り、ならびに最高の引張
り強さ、延性および疲労によるクラックの始まりに対す
る耐性を提供する。

【００３０】本発明はγ組成における種々の幅広い範囲
で用いることができる。たとえば、これは４６から５０
原子％の範囲内のアルミニウム含有量を備えるγ合金、
以下の元素、すなわちニオビウム、タンタル、クロム、
バナジウム、マンガンおよび／またはモリブデンのさま
ざまな組合せを、０ないし３原子％の量だけ含むさらな
る添加剤を備えたγ合金、およびバランス元素としてチ
タンを備えたγ合金とともに用いてもよい。本発明はま
た、０％から３０％の間のα２相を含むγ合金とともに
用いられてもよい。このバランスはγ相である。

【００３１】上の教示に照らして、本発明に対し多くの
修正および変形が可能であることが明らかである。した
がって、前掲の特許請求の範囲内において、本発明を特
定的に記述した以外の態様で実施してもよいということ
が理解されるべきである。

【図面の簡単な説明】

【図１】さまざまなサイズの等軸の結晶構造を備えるＴ
ｉ−４８ Ａｌ−２．５ Ｎｂ−０．３Ｔａ（原子％）
における全体の伸び、降伏力、および最高の引張り強さ
の相関を示した応力対全体の塑性伸びのグラフ図であ
る。

【図２】先行技術における近似γチタンアルミナイドの
領域でのチタン−アルミニウムの２元系平衡状態図であ
る。

【図３】図２で注目される領域を詳細に示しており、好
ましい処理温度の範囲を概略的に示す、均質化および等
温鍛造の温度範囲の図である。

【図４】図２で注目される領域を詳細に示しており、好
ましい処理温度の範囲を概略的に示す、最初および最後
の圧延温度範囲の図である。

【図５】本発明の原理に従いシート製造物が形成され
る、第１の好ましい製造の道筋を表わすフロー図であ
る。

【図６】本発明の原理に従い鍛造（ビレット、形状）ま
たはシート製造物がもたらされる第２の好ましい製造の
道筋（ここでの処理には等温的分解鍛造に先立ちα相領
域における均質化が必要である）を表わすフロー図であ
る。

【図７】本発明の制御された条件下で処理されるインゴ
ット冶金Ｔｉ−４８Ａｌ−２．５ Ｎｂ−０．３Ｔａ
［原子％］γ合金の圧延されたサンプルの顕微鏡写真の
図である。

【図８】α−γ相領域において、微細構造の均質化を促
進するには低すぎる温度で圧延されたγ合金サンプルの
顕微鏡写真の図である。

【符号の説明】

３０ 第１の生産経路 ３２ インゴットの鋳造 ３４ 高温静水圧圧縮（ＨＩＰ処理） ３６ 等温的鍛造 ３８ 圧延予備成形物の被覆 ３９ 圧延

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 サミ・エム・エル−スーダニ アメリカ合衆国、90701 カリフォルニア 州、セーリトス、バイジロゥ・ストリー ト、13232 (72)発明者 ドナルド・シィ・ボールマー アメリカ合衆国、43229 オハイオ州、コ ロンブス、ノースタウン・コート、2019 (72)発明者 クラレンス・アール・トンプソン アメリカ合衆国、43085 オハイオ州、ワ ーシントン、ガイヤー・ストリート、6600

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 近似γチタンアルミナイド合金で形作ら
   れた製造物を熱機械的に処理するための方法であって、 （ａ） 近似γチタンアルミナイド合金インゴットを鋳
   造するステップと、 （ｂ） 前記近似γチタンアルミナイド合金インゴット
   を高温静水圧圧縮（ＨＩＰ処理）して鋳造欠陥を封止す
   るステップと、 （ｃ） ＨＩＰ処理された近似γチタンアルミナイド合
   金インゴットを適切な鍛造のための予備成形物になるよ
   うに準備するステップと、 （ｄ） 前記鍛造のための予備成形物をα＋γ相および
   α２＋γ相の領域間の相線に十分に近い鍛造温度で適切
   な最終製造物の予備成形物になるように等温鍛造し、そ
   れによりインゴットの粗い微細構造を分解して非常に等
   軸のγ微細構造をもたらすステップと、 （ｅ） 前記最終製造物の予備成形物を所望の形作られ
   た最終製造物になるように処理するステップとを含む、
   近似γチタンアルミナイド合金で形作られた製造物を熱
   機械的に処理するための方法。
2. 【請求項２】 前記最終製造物の予備成形物を処理する
   前記ステップは、 （ａ） 前記最終製造物の予備成形物を切断し、圧延に
   適する選択された被覆材料のパックで被覆し、圧延中の
   環境的保護を提供するステップと、 （ｂ） 前記選択された被覆材料のパックを予備加熱お
   よび通過間再加熱サイクルによって制御可能なように圧
   延するステップとを含み、前記予備加熱および通過間再
   加熱サイクルは、 α相およびα＋γ相領域間の相線のすぐ下にある最初の
   圧延通過を含み、通過間の前記選択された被覆材料のパ
   ックを十分に長い期間再加熱して均質化を促進し、結晶
   粒の成長を阻止するものであり、前記サイクルはさら
   に、 前記α＋γ相領域において、より低温であり、かつ材料
   のより短い再加熱を伴う最後の圧延通過を含み、それに
   よって材料は、結晶粒を調質することを促進するために
   均質化される、請求項１に記載の方法。
3. 【請求項３】 ＨＩＰ処理された近似γチタンアルミナ
   イド合金インゴットを適切な鍛造のための予備成形物と
   なるように準備する前記ステップは、 （ａ） 前記ＨＩＰ処理された近似γチタンアルミナイ
   ド合金インゴットを切断するステップと、 （ｂ） 約Ｔα−４０℃からＴα＋７０℃の温度範囲に
   おいて実質的に均質化を行なうステップとを含む、請求
   項１に記載の方法。
4. 【請求項４】 前記等温鍛造のステップは、Ｔ_eut ＋１
   ００℃からＴ_eut −１００℃の間の範囲において鍛造を
   行なうステップを含む、請求項１に記載の方法。
5. 【請求項５】 前記等温鍛造のステップは、Ｔ_eut ＋５
   ０℃からＴ_eut −５０℃の間の範囲において鍛造を行な
   うステップを含む、請求項１に記載の方法。