JPH11342442A - 鍛造された鉄―ニッケル系超合金を製造する方法 - Google Patents
鍛造された鉄―ニッケル系超合金を製造する方法Info
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- JPH11342442A JPH11342442A JP10808899A JP10808899A JPH11342442A JP H11342442 A JPH11342442 A JP H11342442A JP 10808899 A JP10808899 A JP 10808899A JP 10808899 A JP10808899 A JP 10808899A JP H11342442 A JPH11342442 A JP H11342442A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 鉄−ニッケル系超合金の鍛造された物品を製
造する方法を提供する。 【解決手段】 あらかじめ合金化されたクロム、ニオ
ブ、チタン及びアルミニウムを含む鉄−ニッケル系超合
金の溶融物からの窒素微粒化粉末を、加熱均衡圧縮して
得られた完全に密な物品を、鍛造することにより該超合
金の鍛造物品を製造する。
造する方法を提供する。 【解決手段】 あらかじめ合金化されたクロム、ニオ
ブ、チタン及びアルミニウムを含む鉄−ニッケル系超合
金の溶融物からの窒素微粒化粉末を、加熱均衡圧縮して
得られた完全に密な物品を、鍛造することにより該超合
金の鍛造物品を製造する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高温静水圧圧縮さ
れ、あらかじめ合金化された窒素ガス微粉化された粒子
から作られた圧縮された物品からの鉄−ニッケル系超合
金の鍛造された物品の製造に関するものである。
れ、あらかじめ合金化された窒素ガス微粉化された粒子
から作られた圧縮された物品からの鉄−ニッケル系超合
金の鍛造された物品の製造に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】良き耐腐食を持ち高温で良き機械的性質
を要求している適応物における使用に対する鍛造物生産
に対し高く合金化された鉄−ニッケル系超合金を使用す
ることは、知られている。これらの使用は、ガスタービ
ン成分の製造及び化学加工物使用を含んでいる。
を要求している適応物における使用に対する鍛造物生産
に対し高く合金化された鉄−ニッケル系超合金を使用す
ることは、知られている。これらの使用は、ガスタービ
ン成分の製造及び化学加工物使用を含んでいる。
【０００３】現在、このタイプの合金の大きなインゴッ
トが、鋳込及び３重溶融操作の使用による加工した型に
おいて生産されている。この溶融は、真空誘導溶融（ｖ
ａｃｕｕｍ ｉｎｄｕｃｔｉｏｎ ｍｅｌｔｉｎｇ．．
ＶＩＭ）。電気スラグ再溶融（ｅｌｅｃｔｒｏｓｌａｇ
ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ．．ＥＳＲ）及び真空アーク再溶
融（ｖａｃｕｕｍ ａｒｃ ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ．．Ｖ
ＡＲ）を含んでいる。この３重溶融操作は、時間がかか
り、高価であり、それから作られた鍛造物及び部品の全
コストを重大に増加するが、要素の偏析及びそれから生
じているクラック生長反応への場所の創作のような他の
問題を避ける必要がある。偏析を最小にするため、合金
含量が、減ぜられねばならぬか、普通にビレット化と呼
ばれる過剰の予備鍛造が、物品の望まれた配置に鍛造す
るに先立ち材料の均質化を促進するため必要である。こ
れは、高価な炉時間と要求された鍛造温度に加熱する鍛
造圧時間を生じる。これらの２つは、さらに最終鍛造製
品の全コストに添加する。
トが、鋳込及び３重溶融操作の使用による加工した型に
おいて生産されている。この溶融は、真空誘導溶融（ｖ
ａｃｕｕｍ ｉｎｄｕｃｔｉｏｎ ｍｅｌｔｉｎｇ．．
ＶＩＭ）。電気スラグ再溶融（ｅｌｅｃｔｒｏｓｌａｇ
ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ．．ＥＳＲ）及び真空アーク再溶
融（ｖａｃｕｕｍ ａｒｃ ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ．．Ｖ
ＡＲ）を含んでいる。この３重溶融操作は、時間がかか
り、高価であり、それから作られた鍛造物及び部品の全
コストを重大に増加するが、要素の偏析及びそれから生
じているクラック生長反応への場所の創作のような他の
問題を避ける必要がある。偏析を最小にするため、合金
含量が、減ぜられねばならぬか、普通にビレット化と呼
ばれる過剰の予備鍛造が、物品の望まれた配置に鍛造す
るに先立ち材料の均質化を促進するため必要である。こ
れは、高価な炉時間と要求された鍛造温度に加熱する鍛
造圧時間を生じる。これらの２つは、さらに最終鍛造製
品の全コストに添加する。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的、即ち課
題は、鉄−ニッケル系超合金からこのタイプの鍛造物を
生産することに対する方法を与えることであり、それ
は、偏析が最小化され、最終製品の全コストに著しく添
加する従来技術で使用されたタイプの鍛造法及び特殊な
溶融を必要としないで均質性を増加している。
題は、鉄−ニッケル系超合金からこのタイプの鍛造物を
生産することに対する方法を与えることであり、それ
は、偏析が最小化され、最終製品の全コストに著しく添
加する従来技術で使用されたタイプの鍛造法及び特殊な
溶融を必要としないで均質性を増加している。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明により、鉄−ニッ
ケル系超合金から鍛造された物品を生産する方法が与え
られ、鉄−ニッケル系超合金の溶融物を生産することを
含んでいる。超合金は、クロム、ニオブ、チタン及びア
ルミニウムの合金添加を含んでいる。溶融物は、窒素ま
たはアルゴンを使用し微粒化され、この超合金組成のあ
らかじめ合金化された粒子を生産する。これらのあらか
じめ合金化された粒子は、高温静水圧にて圧縮され、そ
れから理論密度に限りなく近い完全に密な物品を作る。
それから、完全に密な物品は、鍛造され、望まれた鍛造
された物品を作る。
ケル系超合金から鍛造された物品を生産する方法が与え
られ、鉄−ニッケル系超合金の溶融物を生産することを
含んでいる。超合金は、クロム、ニオブ、チタン及びア
ルミニウムの合金添加を含んでいる。溶融物は、窒素ま
たはアルゴンを使用し微粒化され、この超合金組成のあ
らかじめ合金化された粒子を生産する。これらのあらか
じめ合金化された粒子は、高温静水圧にて圧縮され、そ
れから理論密度に限りなく近い完全に密な物品を作る。
それから、完全に密な物品は、鍛造され、望まれた鍛造
された物品を作る。
【０００６】鍛造された物品は、好ましくはＡＳＴＭ
ＮＯ．７から９．５の粒子サイズを持つであろう。鍛造
された物品は、鍛造の後、物品の粒子境界でチタン、ニ
オブ及びチタン／ニオブ浸炭窒化物化合物を持つであろ
う。鍛造操作は、１２０４℃（２２００°F）までの温
度で行われるであろう。鍛造された物品は、１２０４℃
（２２００°F）までの温度で焼きなまされるであろ
う。焼きなましの後、鍛造された物品は、ＡＳＴＭ Ｎ
Ｏ．６から１１の粒子サイズを示すであろう。
ＮＯ．７から９．５の粒子サイズを持つであろう。鍛造
された物品は、鍛造の後、物品の粒子境界でチタン、ニ
オブ及びチタン／ニオブ浸炭窒化物化合物を持つであろ
う。鍛造操作は、１２０４℃（２２００°F）までの温
度で行われるであろう。鍛造された物品は、１２０４℃
（２２００°F）までの温度で焼きなまされるであろ
う。焼きなましの後、鍛造された物品は、ＡＳＴＭ Ｎ
Ｏ．６から１１の粒子サイズを示すであろう。
【０００７】鉄−及びニッケル−系超合金の好ましい組
成は、重量％において、４０から４３ニッケル、１５．
５から１６．５クロム、２．８から３．２ニオブ、１．
５から１．８チタン、０．１から０．３アルミニウム、
０．１までの窒素、０．１までの炭素及び残り鉄であ
る。
成は、重量％において、４０から４３ニッケル、１５．
５から１６．５クロム、２．８から３．２ニオブ、１．
５から１．８チタン、０．１から０．３アルミニウム、
０．１までの窒素、０．１までの炭素及び残り鉄であ
る。
【０００８】
【発明の実施の形態】〔例１〕合金７０６の窒素及びア
ルゴン微粒化粉末が、−６０メッシュ（＞２５０μｍ）
及び−１４０メッシュ（＜１０６μｍ）サイズにふるわ
れ、引き続き、２つの異なる温度、１０６５℃（１９５
０°F）及び１１３０℃（２０６５°F）で高温静水圧圧
縮成形（ホットアイソレイテイングプレス．．ＨＩＰと
いう）された。異なる加工条件の要約は、表１に与えら
れている。以下において、アルゴン微粒化材料は、Ａ
７．６として記され、窒素微粒化材料は、Ｎ７０６とし
て記されるであろう。指名Ｐ／Ｍ７０６は、Ａ７０６及
びＮ７０６両者を意味している。表２は、サンプルＡ７
０６及びＮ７０６の化学組成を述べ、それは、窒素含量
に対するを除き、名目上同じ組成を持っている。
ルゴン微粒化粉末が、−６０メッシュ（＞２５０μｍ）
及び−１４０メッシュ（＜１０６μｍ）サイズにふるわ
れ、引き続き、２つの異なる温度、１０６５℃（１９５
０°F）及び１１３０℃（２０６５°F）で高温静水圧圧
縮成形（ホットアイソレイテイングプレス．．ＨＩＰと
いう）された。異なる加工条件の要約は、表１に与えら
れている。以下において、アルゴン微粒化材料は、Ａ
７．６として記され、窒素微粒化材料は、Ｎ７０６とし
て記されるであろう。指名Ｐ／Ｍ７０６は、Ａ７０６及
びＮ７０６両者を意味している。表２は、サンプルＡ７
０６及びＮ７０６の化学組成を述べ、それは、窒素含量
に対するを除き、名目上同じ組成を持っている。
【０００９】ミクロ構造研究に対するブランク及び機械
的テストは、溶体化され、２ステップエージング加熱処
理が行われた。粒子サイズ研究に対し、付加的ＨＩＰブ
ランクが、１１３５℃（２０７５°F）、１１８２℃
（２１６０°F）または１２０４℃（２２００°F）で４
時間焼きなまされた。粒子サイズは、ＡＳＴＭ Ｅ１１
２に従い測定された。張力及びシャルピー衝撃テスト
が、それぞれＡＳＴＭ Ｅ８及びＥ２３に従い行われ
た。
的テストは、溶体化され、２ステップエージング加熱処
理が行われた。粒子サイズ研究に対し、付加的ＨＩＰブ
ランクが、１１３５℃（２０７５°F）、１１８２℃
（２１６０°F）または１２０４℃（２２００°F）で４
時間焼きなまされた。粒子サイズは、ＡＳＴＭ Ｅ１１
２に従い測定された。張力及びシャルピー衝撃テスト
が、それぞれＡＳＴＭ Ｅ８及びＥ２３に従い行われ
た。
【００１０】
【表１】
【００１１】
【表２】
【００１２】微粒化された粉末の横断面が図１に示され
ている。大きな粉末粒子は、大変微細な繊維のミクロ構
造を持っている。電子分散Ｘ線試験（ＥＤＸ）は、後方
散乱電子像において光輝と見えた細胞壁が、ニオブ及び
チタンに富み、合金の全組織に比し、クロムに乏しかっ
たが、細胞の内部部分は、ニオブ及びチタンに欠乏さ
れ、クロムに富んでいた。微細粉末粒子は、特徴なく現
れた。窒素微粒化粉末において、サイズにおいて約0.５
μｍの微細黒色出現沈澱は、後方散乱電子像においても
見えた（図１）。ＥＤＸは、これらの沈澱がチタン及び
／またはニオブに富み、推定上窒化物または浸炭窒化物
であることを示した。
ている。大きな粉末粒子は、大変微細な繊維のミクロ構
造を持っている。電子分散Ｘ線試験（ＥＤＸ）は、後方
散乱電子像において光輝と見えた細胞壁が、ニオブ及び
チタンに富み、合金の全組織に比し、クロムに乏しかっ
たが、細胞の内部部分は、ニオブ及びチタンに欠乏さ
れ、クロムに富んでいた。微細粉末粒子は、特徴なく現
れた。窒素微粒化粉末において、サイズにおいて約0.５
μｍの微細黒色出現沈澱は、後方散乱電子像においても
見えた（図１）。ＥＤＸは、これらの沈澱がチタン及び
／またはニオブに富み、推定上窒化物または浸炭窒化物
であることを示した。
【００１３】ＨＩＰ（高温静水圧圧縮成形）の後、両合
金は、Ｐ／Ｍ加工材料に対し一般の大変微細なミクロ構
造タイプを示した（図２）。離散沈澱により外側をライ
ニングしている粒子が、Ｎ７０６に見られたが、Ａ７０
６には区別しがたかった。
金は、Ｐ／Ｍ加工材料に対し一般の大変微細なミクロ構
造タイプを示した（図２）。離散沈澱により外側をライ
ニングしている粒子が、Ｎ７０６に見られたが、Ａ７０
６には区別しがたかった。
【００１４】全材料が大変微細な粒子サイズを示した
が、異なる加工条件は、表３に示したように粒子サイズ
を、ある違いに導いた。ＨＩＰ材料の平均粒子サイズ
は、Ｎ７０６、−１４０メッシュＨＩＰ１０６５℃（１
９５０°F）に対する１２μｍからＡ７０６、−６０メ
ッシュＨＩＰ１１３０℃（２０６５°F）に対する１９
μｍに範囲し、それはＡＳＴＭ ＮＯ．９．５及びＮ
Ｏ．８．１にそれぞれ対応している。低ＨＩＰ温度１０
６５°（１９５０°F）は、同じメッシュサイズを持つ
材料に対し１１３０℃（２０６５°F）より微細粒子を
生じた。ＨＩＰ条件において、−１４０メッシュの微細
粉末は、同じＨＩＰ温度で−６０メッシュ部分より微細
粒子サイズを生じた。Ｎ７０６は、同じメッシュサイズ
及びＨＩＰ温度でＡ７０６より微細粒子サイズを持っ
た。
が、異なる加工条件は、表３に示したように粒子サイズ
を、ある違いに導いた。ＨＩＰ材料の平均粒子サイズ
は、Ｎ７０６、−１４０メッシュＨＩＰ１０６５℃（１
９５０°F）に対する１２μｍからＡ７０６、−６０メ
ッシュＨＩＰ１１３０℃（２０６５°F）に対する１９
μｍに範囲し、それはＡＳＴＭ ＮＯ．９．５及びＮ
Ｏ．８．１にそれぞれ対応している。低ＨＩＰ温度１０
６５°（１９５０°F）は、同じメッシュサイズを持つ
材料に対し１１３０℃（２０６５°F）より微細粒子を
生じた。ＨＩＰ条件において、−１４０メッシュの微細
粉末は、同じＨＩＰ温度で−６０メッシュ部分より微細
粒子サイズを生じた。Ｎ７０６は、同じメッシュサイズ
及びＨＩＰ温度でＡ７０６より微細粒子サイズを持っ
た。
【００１５】粒子サイズは、表３に示したように、１１
３５℃（２０７５°F）から１２０４℃（２２００°F）
への温度で４時間焼きなまし加熱処理の間わずかに適度
に増加した。１２０４℃（２２００°F）で４時間の
後、粒子サイズは、Ｎ７０６、−１４０メッシュＨＩＰ
１０６５℃（１９５０°F）に対する１７μｍ及びＡ７
０６、−６０メッシュＨＩＰ１１３０℃（２０６５°
F）に対する２８μｍの間に変わった。それは、それぞ
れＡＳＴＭ ＮＯ．８．５及びＮＯ．７．１に対応して
いる。焼きなましの間、ＨＩＰ Ｎ７０６及びＡ７０６
に存在する微細メッシュサイズを持つ微細粒子サイズに
対する傾向は、全ての条件に対し広く行き渡ったが、低
ＨＩＰ温度から生じている微細粒子サイズは、永続しな
かった。
３５℃（２０７５°F）から１２０４℃（２２００°F）
への温度で４時間焼きなまし加熱処理の間わずかに適度
に増加した。１２０４℃（２２００°F）で４時間の
後、粒子サイズは、Ｎ７０６、−１４０メッシュＨＩＰ
１０６５℃（１９５０°F）に対する１７μｍ及びＡ７
０６、−６０メッシュＨＩＰ１１３０℃（２０６５°
F）に対する２８μｍの間に変わった。それは、それぞ
れＡＳＴＭ ＮＯ．８．５及びＮＯ．７．１に対応して
いる。焼きなましの間、ＨＩＰ Ｎ７０６及びＡ７０６
に存在する微細メッシュサイズを持つ微細粒子サイズに
対する傾向は、全ての条件に対し広く行き渡ったが、低
ＨＩＰ温度から生じている微細粒子サイズは、永続しな
かった。
【００１６】
【表３】
【００１７】ＨＩＰ材料は、離散的沈澱物によるある度
合いの粉末粒子装飾を示し、離散沈澱物は、大きく、図
２に見られるようにＡ７０６に対するよりＮ７０６に対
しもっとしばしば生じた。沈澱物は、また従来の粉末内
にも存在し、Ａ７０６におけるよりＮ７０６においても
っとそのようであった。ＥＤＸは、観察された沈澱物
が、チタン、ニオブ及びニオブ−チタン化合物、推定上
浸炭窒化物であることを示した。これらの沈澱物は、粒
子境界に存在し、粒子の成長を阻止し、粒子の肥大化を
防ぎ、粒子を微細な寸法とさせる。粒子境界に存在する
これら沈澱物が粒子の成長を阻止するという現象即ち粒
界ピン化が、特に、Ｎ７０６において高温にさらされて
いる間に生じた。
合いの粉末粒子装飾を示し、離散沈澱物は、大きく、図
２に見られるようにＡ７０６に対するよりＮ７０６に対
しもっとしばしば生じた。沈澱物は、また従来の粉末内
にも存在し、Ａ７０６におけるよりＮ７０６においても
っとそのようであった。ＥＤＸは、観察された沈澱物
が、チタン、ニオブ及びニオブ−チタン化合物、推定上
浸炭窒化物であることを示した。これらの沈澱物は、粒
子境界に存在し、粒子の成長を阻止し、粒子の肥大化を
防ぎ、粒子を微細な寸法とさせる。粒子境界に存在する
これら沈澱物が粒子の成長を阻止するという現象即ち粒
界ピン化が、特に、Ｎ７０６において高温にさらされて
いる間に生じた。
【００１８】溶体化されたＨＩＰ及び時効されたＰ／Ｍ
７０６の室温機械的性質は、表４に示されている。０．
２％降伏強さは、１４９及び１６５ｋｓｉの間に変わっ
たが、ＵＴＳは１９２及び１９９ｋｓｉの間に変わっ
た。強さにおけるこの変化は、異なるバッチにおける熱
処理に対し典型的である。張力伸長は、約２０％で、面
積の減少は、約４０％であった。シャルピー衝撃強さ
は、両メッシュ部分においてＮ７０６、ＨＩＰ１１３０
℃（２０６５°F）に対し３．６０ｋｇ−ｍ（２６ｆｔ
−１ｂ）であった。Ｎ７０６ ＨＩＰ１０６５℃（２０
６５°F）に対し、両メッシュ部分及び全Ａ７０６は、
相違した。シャルピー衝撃強さは、２．７７ｋｇ−ｍ
（２０ｆｔ−１ｂ）であった。
７０６の室温機械的性質は、表４に示されている。０．
２％降伏強さは、１４９及び１６５ｋｓｉの間に変わっ
たが、ＵＴＳは１９２及び１９９ｋｓｉの間に変わっ
た。強さにおけるこの変化は、異なるバッチにおける熱
処理に対し典型的である。張力伸長は、約２０％で、面
積の減少は、約４０％であった。シャルピー衝撃強さ
は、両メッシュ部分においてＮ７０６、ＨＩＰ１１３０
℃（２０６５°F）に対し３．６０ｋｇ−ｍ（２６ｆｔ
−１ｂ）であった。Ｎ７０６ ＨＩＰ１０６５℃（２０
６５°F）に対し、両メッシュ部分及び全Ａ７０６は、
相違した。シャルピー衝撃強さは、２．７７ｋｇ−ｍ
（２０ｆｔ−１ｂ）であった。
【００１９】
【表４】
【００２０】報告されたデータ及び上に論じられたデー
タは、Ｐ／Ｍ加工に固有の早い冷却速度が、偏析を消失
し、微粒化粉末において大変微細な細胞凝固に導いたこ
とを示している。圧密材料において、熱処理の間及び熱
機械的加工の間、離散浸炭窒化物沈澱による粒界ピン化
は、大変微細粒子サイズを生じた。多くの大きな浸炭窒
化物の存在により、Ｎ７０６は、強い流界ピン化を経験
し、それによりＡ７０６より、より微細な粒子サイズを
持った。尚、これらの微細に分散された沈澱は、表４か
ら明らかなように、シャルピー衝撃靱性または延性を劣
化しなかった。類似の利益的効果が窒素微粒化合金６２
５に観察されている。
タは、Ｐ／Ｍ加工に固有の早い冷却速度が、偏析を消失
し、微粒化粉末において大変微細な細胞凝固に導いたこ
とを示している。圧密材料において、熱処理の間及び熱
機械的加工の間、離散浸炭窒化物沈澱による粒界ピン化
は、大変微細粒子サイズを生じた。多くの大きな浸炭窒
化物の存在により、Ｎ７０６は、強い流界ピン化を経験
し、それによりＡ７０６より、より微細な粒子サイズを
持った。尚、これらの微細に分散された沈澱は、表４か
ら明らかなように、シャルピー衝撃靱性または延性を劣
化しなかった。類似の利益的効果が窒素微粒化合金６２
５に観察されている。
【００２１】焼きなまし熱処理及び定量的ミクロ構造研
究は、１２０４℃（２２００°F）までの温度でＰ／Ｍ
に対し粒子生長に高い耐性を示した。微細メッシュサイ
ズ及び窒素微粒化は、低ＨＩＰ温度でより大変微細な粒
子を得ることに対しもっと効果的であると発見された。
粒子生長に対し重要な減ぜられた傾向も、ＨＩＰ及び鍛
造されたＰ／Ｍ７０６に観察された。これは、低鍛造力
に導く加工の間、高い鍛造温度を許し、それは、存在し
ている鍛造圧の限界がしばしば達せられるとき、大きな
作業片に特に重要である。また、微細粒子サイズは、減
ぜられたノイズレベルにより、改良された超音検査能力
に導く。ＡＳＴＭ ＮＯ．３からＡＳＴＭ ＮＯ．８の
粒子サイズにおける減少は、３から５倍の因子により超
音ノイズレベルを減じると発見されている。
究は、１２０４℃（２２００°F）までの温度でＰ／Ｍ
に対し粒子生長に高い耐性を示した。微細メッシュサイ
ズ及び窒素微粒化は、低ＨＩＰ温度でより大変微細な粒
子を得ることに対しもっと効果的であると発見された。
粒子生長に対し重要な減ぜられた傾向も、ＨＩＰ及び鍛
造されたＰ／Ｍ７０６に観察された。これは、低鍛造力
に導く加工の間、高い鍛造温度を許し、それは、存在し
ている鍛造圧の限界がしばしば達せられるとき、大きな
作業片に特に重要である。また、微細粒子サイズは、減
ぜられたノイズレベルにより、改良された超音検査能力
に導く。ＡＳＴＭ ＮＯ．３からＡＳＴＭ ＮＯ．８の
粒子サイズにおける減少は、３から５倍の因子により超
音ノイズレベルを減じると発見されている。
【００２２】〔例２〕Ｐ／Ｍ７０６粉末が、窒素及びア
ルゴンガス微粒化両者により作られた。窒素微粒化７０
６は、−６０メッシュサイズ（２５０μｍ）に、アルゴ
ン微粒化７０６は、−１４０メッシュサイズ（１６０μ
ｍ）にふるいわけされた。両変体は、２つの異なる温
度、１０６５℃（１９５０°F）及び１１３０℃（２０
６５°F）で加熱均衡的に圧縮（ＨＩＰ）され、引き続
き、３．８ｃｍ（１．５ｉｎ）高さ及び１４．０ｃｍ
（５．５ｉｎ）直径の包装に鍛造された。以下に、アル
ゴン微粒化材料は、Ａ７０６と、窒素微粒化材料は、Ｎ
７０６と名づけられるであろう。指名Ｐ／Ｍ７０６は、
Ｎ７０６及びＡ７０６両者を意味している。両変体の化
学組成は、表５に与えられている。Ｎ７０６とＡ７０６
は、主にその窒素含量において異なっている。
ルゴンガス微粒化両者により作られた。窒素微粒化７０
６は、−６０メッシュサイズ（２５０μｍ）に、アルゴ
ン微粒化７０６は、−１４０メッシュサイズ（１６０μ
ｍ）にふるいわけされた。両変体は、２つの異なる温
度、１０６５℃（１９５０°F）及び１１３０℃（２０
６５°F）で加熱均衡的に圧縮（ＨＩＰ）され、引き続
き、３．８ｃｍ（１．５ｉｎ）高さ及び１４．０ｃｍ
（５．５ｉｎ）直径の包装に鍛造された。以下に、アル
ゴン微粒化材料は、Ａ７０６と、窒素微粒化材料は、Ｎ
７０６と名づけられるであろう。指名Ｐ／Ｍ７０６は、
Ｎ７０６及びＡ７０６両者を意味している。両変体の化
学組成は、表５に与えられている。Ｎ７０６とＡ７０６
は、主にその窒素含量において異なっている。
【００２３】
【表５】
【００２４】ミクロ構造研究に対するブランクテスト及
び機械的テストは、溶体化され、２ステップエージング
加熱処理が行われた。粒子サイズは、ＡＳＴＭ Ｅ１１
２を使用し決定された。張力、シャルピー衝撃及び破壊
靱性テストは、それぞれＡＳＴＭ Ｅ８、Ｅ２３及びＥ
８１３を使用し行われた。ＬＣＦテストは、２０サイク
ル／分の振動数及び１の比（２８８００サイクルの後５
Hzで付加制御に切り替えられた）で三角形の波形を使用
し０．７％塑性歪みで行われた。
び機械的テストは、溶体化され、２ステップエージング
加熱処理が行われた。粒子サイズは、ＡＳＴＭ Ｅ１１
２を使用し決定された。張力、シャルピー衝撃及び破壊
靱性テストは、それぞれＡＳＴＭ Ｅ８、Ｅ２３及びＥ
８１３を使用し行われた。ＬＣＦテストは、２０サイク
ル／分の振動数及び１の比（２８８００サイクルの後５
Hzで付加制御に切り替えられた）で三角形の波形を使用
し０．７％塑性歪みで行われた。
【００２５】鍛造シュミレータ試験の後典型的であるが
大変微細なパンケーキのミクロ構造が、図３に示されて
いる。部分的に再結晶された粒子構造は、当初のＨＩＰ
ミクロ構造と似ていない。焼きなまし熱処理の間、少量
の粒子生長が生じ、等軸粒子型を生じた（図４）。定量
分析が表６に与えられている。熱圧縮テストの後、平均
粒子サイズは、９２７℃（１７００°F）で変形された
Ｎ７０６、−６０メッシュ、１１３０℃（２０６５°
F）でのＨＩＰに対する５μｍから１０３８℃（１９０
０°F）で変形されたＡ７０６、−１４０メッシュ、１
１３０℃（２０６５°F）でのＨＩＰに対する８μｍで
あり、それは、それぞれＡＳＴＭ ＮＯ．１１から１２
に対応している。１０９３℃（２０００°F）で付加的
に４時間の後、粒子サイズは、１３μｍから２２μｍに
増加した（ＡＳＴＭ ＮＯ．７．５から９．５に）。
大変微細なパンケーキのミクロ構造が、図３に示されて
いる。部分的に再結晶された粒子構造は、当初のＨＩＰ
ミクロ構造と似ていない。焼きなまし熱処理の間、少量
の粒子生長が生じ、等軸粒子型を生じた（図４）。定量
分析が表６に与えられている。熱圧縮テストの後、平均
粒子サイズは、９２７℃（１７００°F）で変形された
Ｎ７０６、−６０メッシュ、１１３０℃（２０６５°
F）でのＨＩＰに対する５μｍから１０３８℃（１９０
０°F）で変形されたＡ７０６、−１４０メッシュ、１
１３０℃（２０６５°F）でのＨＩＰに対する８μｍで
あり、それは、それぞれＡＳＴＭ ＮＯ．１１から１２
に対応している。１０９３℃（２０００°F）で付加的
に４時間の後、粒子サイズは、１３μｍから２２μｍに
増加した（ＡＳＴＭ ＮＯ．７．５から９．５に）。
【００２６】
【表６】
【００２７】等温圧縮テストから得られた高温流れ応力
カーブは、Ｐ／Ｍ７０６の流れ応力が、温度が９２７℃
（１７００°F）から１０３７℃（１９００°F）に上昇
されたので、増加している温度で３８ｋｓｉから２２．
３ｋｓｉに重要に減じた。同じテスト条件を使用し、Ｃ
／Ｗ７０６材料に比較されるとき、Ｐ／Ｍ材料は、温度
及び歪み速度（０．０５または０．５／秒）に依存し８
−２２％低い流れ応力を示した。微粒化ガス、メッシュ
サイズまたはＨＩＰ温度が変化されると、Ｐ／Ｍ材料に
対する流れ応力挙動にいかなる違いも現れなかった。
カーブは、Ｐ／Ｍ７０６の流れ応力が、温度が９２７℃
（１７００°F）から１０３７℃（１９００°F）に上昇
されたので、増加している温度で３８ｋｓｉから２２．
３ｋｓｉに重要に減じた。同じテスト条件を使用し、Ｃ
／Ｗ７０６材料に比較されるとき、Ｐ／Ｍ材料は、温度
及び歪み速度（０．０５または０．５／秒）に依存し８
−２２％低い流れ応力を示した。微粒化ガス、メッシュ
サイズまたはＨＩＰ温度が変化されると、Ｐ／Ｍ材料に
対する流れ応力挙動にいかなる違いも現れなかった。
【００２８】ＨＩＰ、鍛造された、溶体処理された及び
時効されたＰ／Ｍの機械的性質は、表７及び８に与えら
れている。降伏強さ及び最終引っ張り強さ（ＵＴＳ）
は、例１に記されたＨＩＰ Ｐ／Ｍ７０６に類似してい
るが、延性及び靱性は改良されている。
時効されたＰ／Ｍの機械的性質は、表７及び８に与えら
れている。降伏強さ及び最終引っ張り強さ（ＵＴＳ）
は、例１に記されたＨＩＰ Ｐ／Ｍ７０６に類似してい
るが、延性及び靱性は改良されている。
【００２９】
【表７】
【００３０】
【表８】
【００３１】ここに記されたように加工されたＰ／Ｍ７
０６は、完全に密で、大変微細なミクロ構造を持った。
Ｐ／Ｍ加工に固定的な早い冷却速度は、微粒化粉末にお
いて大変微細な細胞凝固を生じたが、偏析は大きく存在
しなかった。また混在物サイズは粉末ふるい分けの間メ
ッシュサイズにより限定された。ここに観察された大変
小さい粒子サイズは、微細に分散された浸炭窒化物沈澱
による熱機械的加工による粒界ピン化によった。これ
は、浸炭窒化物の多くを持つ窒素微粒化Ｐ／Ｍ７０６に
対し最大に申し渡された。類似の効果が、窒素微粒化合
金６２５において観察されている。
０６は、完全に密で、大変微細なミクロ構造を持った。
Ｐ／Ｍ加工に固定的な早い冷却速度は、微粒化粉末にお
いて大変微細な細胞凝固を生じたが、偏析は大きく存在
しなかった。また混在物サイズは粉末ふるい分けの間メ
ッシュサイズにより限定された。ここに観察された大変
小さい粒子サイズは、微細に分散された浸炭窒化物沈澱
による熱機械的加工による粒界ピン化によった。これ
は、浸炭窒化物の多くを持つ窒素微粒化Ｐ／Ｍ７０６に
対し最大に申し渡された。類似の効果が、窒素微粒化合
金６２５において観察されている。
【００３２】熱鍛造Ｐ／Ｍ７０６の焼きなまし研究は、
鋳込及び加工された（Ｃ／Ｗ）７０６に比較し、この材
料において粒子生長に高い耐性を示す。Ｐ／Ｍ７０６
は、同じ高温暴露の後Ｃ／Ｗ７０６より５から８倍小さ
な粒子を持った（図５）。これは、Ｐ／Ｍ材料に対する
ＡＳＴＭ ＮＯ．８対Ｃ／Ｗ材料に対するＮＯ．２また
はＰ／Ｍ材料に対するＮＯ．９対Ｃ／Ｗ材料に対するＮ
Ｏ．５に対応している。粒子生長に対し重要な減ぜられ
た傾向は、加工の間高い鍛造温度を許し、それゆえ、低
鍛造力を要求した。また、微細粒子サイズは、減じたノ
イズレベルにより、改良された超音検査能力に導く。Ａ
ＳＴＭ ＮＯ．１．３からＡＳＴＭ ＮＯ．８へ粒子サ
イズにおける減少は、３から５倍の因子により超音ノイ
ズレベルを減じると発見されている。
鋳込及び加工された（Ｃ／Ｗ）７０６に比較し、この材
料において粒子生長に高い耐性を示す。Ｐ／Ｍ７０６
は、同じ高温暴露の後Ｃ／Ｗ７０６より５から８倍小さ
な粒子を持った（図５）。これは、Ｐ／Ｍ材料に対する
ＡＳＴＭ ＮＯ．８対Ｃ／Ｗ材料に対するＮＯ．２また
はＰ／Ｍ材料に対するＮＯ．９対Ｃ／Ｗ材料に対するＮ
Ｏ．５に対応している。粒子生長に対し重要な減ぜられ
た傾向は、加工の間高い鍛造温度を許し、それゆえ、低
鍛造力を要求した。また、微細粒子サイズは、減じたノ
イズレベルにより、改良された超音検査能力に導く。Ａ
ＳＴＭ ＮＯ．１．３からＡＳＴＭ ＮＯ．８へ粒子サ
イズにおける減少は、３から５倍の因子により超音ノイ
ズレベルを減じると発見されている。
【００３３】ＨＩＰプラス鍛造されたＰ／Ｍ７０６の低
サイクル疲労（ＬＣＦ）結果は、優れ（表８）、３から
５の因子によりＣ／Ｗ７０６のものを越した。良き低サ
イクル疲労耐性は、大変微細なミクロ構造から一部生じ
た。全て報じられた「メッシュサイズ」は、アメリカ標
準である。明細書に記された全組成は、他に示さないな
ら、重量％である。ＡＳＴＭは、テスト材料に対してア
メリカ協会（Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｆｏ
ｒ Ｔｅｓｔｉｎｇ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ）において関
係され、公表されたテスト標準及び方法を意味してい
る。
サイクル疲労（ＬＣＦ）結果は、優れ（表８）、３から
５の因子によりＣ／Ｗ７０６のものを越した。良き低サ
イクル疲労耐性は、大変微細なミクロ構造から一部生じ
た。全て報じられた「メッシュサイズ」は、アメリカ標
準である。明細書に記された全組成は、他に示さないな
ら、重量％である。ＡＳＴＭは、テスト材料に対してア
メリカ協会（Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｆｏ
ｒ Ｔｅｓｔｉｎｇ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ）において関
係され、公表されたテスト標準及び方法を意味してい
る。
【図１】図１ａ及びｂは、ここに記された特定の例のサ
ンプル合金Ａ７０６及びＮ７０６の微粒化粉末の顕微鏡
写真である。
ンプル合金Ａ７０６及びＮ７０６の微粒化粉末の顕微鏡
写真である。
【図２】図２ａ及びｂは、ＨＩＰ条件において、表３に
示されたサンプル合金Ａ７０６、−１４０メッシュ、１
１３０℃（２０６５°F）でＨＩＰ及びＮ７０６、−６
０メッシュ、１０６５℃（１９５０°F）でＨＩＰの横
断面の顕微鏡写真である。
示されたサンプル合金Ａ７０６、−１４０メッシュ、１
１３０℃（２０６５°F）でＨＩＰ及びＮ７０６、−６
０メッシュ、１０６５℃（１９５０°F）でＨＩＰの横
断面の顕微鏡写真である。
【図３】図３ａ及びｂは、１０３８℃（１９００°F）
で変形されたＡ７０６、−１４０メッシュ、１１３０℃
（２０６５°F）でＨＩＰ及び１０３８℃（１９００°
F）で変形されたＮ７０６、−６０メッシュ、５７４℃
（１０６５°F）でＨＩＰの横断面の顕微鏡写真であ
る。
で変形されたＡ７０６、−１４０メッシュ、１１３０℃
（２０６５°F）でＨＩＰ及び１０３８℃（１９００°
F）で変形されたＮ７０６、−６０メッシュ、５７４℃
（１０６５°F）でＨＩＰの横断面の顕微鏡写真であ
る。
【図４】図４ａ及びｂは、サンプル合金の横断面の顕微
鏡写真であり、それは、圧縮され、それから１０９３℃
（２０００°F）で４時間焼きなまされている。表７に
記されたように、サンプルは、それぞれ１０３８℃（１
９００°F）で変形されたＡ７０６、−１４０メッシ
ュ、１１３０℃（２０６５°F）でＨＩＰ及び１０３８
℃（１９００°F）で変形されたＮ７０６、−６０メッ
シュ、１１３０℃（２０６５°F）でＨＩＰである。
鏡写真であり、それは、圧縮され、それから１０９３℃
（２０００°F）で４時間焼きなまされている。表７に
記されたように、サンプルは、それぞれ１０３８℃（１
９００°F）で変形されたＡ７０６、−１４０メッシ
ュ、１１３０℃（２０６５°F）でＨＩＰ及び１０３８
℃（１９００°F）で変形されたＮ７０６、−６０メッ
シュ、１１３０℃（２０６５°F）でＨＩＰである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 フランク ジェイ． リッツオ アメリカ合衆国、ペンシルヴアニア 15317 マクマーレイ ドッグウッド サ ークル 105 (72)発明者 ウルリケ ハベル アメリカ合衆国、ペンシルヴアニア 15208 ピツツバーグ カーネギー プレ イス 332
Claims (12)
- 【請求項１】 鉄−ニッケル系超合金から鍛造された物
品を製造する方法であった、該方法が、クロム、ニオ
ブ、チタン及びアルミニウムを含む鉄−ニッケル系超合
金の溶融物を作り、該溶融物を窒素ガス微粒化して該超
合金のあらかじめ合金化された粒子を作り、該粒子を高
温静水圧圧縮して、それから完全に密な物品を作り、該
完全に密な物品を鍛造して該鍛造された物品を生産する
ことを特徴とする製造方法。 - 【請求項２】 該鍛造された物品が、ＡＳＴＭ ＮＯ．
７から１２の粒子サイズを持つ請求項１の方法。 - 【請求項３】 該鍛造された物品が、その粒界でチタ
ン、ニオブ及びチタン／ニオブ浸炭窒化物化合物を持つ
請求項２の方法。 - 【請求項４】 該鍛造物品が、１２０４℃（２２００°
F）までの温度でその該鍛造を行うことにより製造され
ている請求項３の方法。 - 【請求項５】 該鍛造された物品が、１２０４℃（２２
００°F）までの温度で焼きなましされている請求項４
の方法。 - 【請求項６】 該焼きなましの後、該鍛造された物品
が、ＡＳＴＭ ＮＯ．６から１１の粒子サイズを示す請
求項５の方法。 - 【請求項７】 鉄−ニッケル系超合金から鍛造された物
品を製造する方法であって、該方法が、本質的に、重量
％で、４０から４３％のニッケル、１５．５から１６．
５％のクロム、２．８から３．２％のニオブ、１．５か
ら１．８％のチタン、０．１から０．３％のアルミニウ
ム、０．１％までの窒素、０．１％までの炭素及び残り
鉄よりなる鉄及びニッケル系超合金の溶融物を作り、該
溶融物を窒素ガス微粒化して該超合金のあらかじめ合金
化された粒子を作り、該粒子を高温静水圧圧縮して完全
に密な物品を作り、該完全に密な物品を鍛造して該鍛造
物品を作ることを特徴とする方法。 - 【請求項８】 該鍛造された物品が、ＡＳＴＭ ＮＯ．
７から１２の粒子サイズを持つ請求項７の方法。 - 【請求項９】 該鍛造された物品が、その粒界でチタ
ン、ニオブ及びチタン／ニオブ浸炭窒化物化合物を持つ
請求項８の方法。 - 【請求項１０】 該鍛造された物品が、１２０４℃（２
２００°F）までの温度でその該鍛造を行うことにより
製造されている請求項９の方法。 - 【請求項１１】 該鍛造された物品が、１２０４℃（２
２００°F）までの温度で焼きなまされている請求項１
０の方法。 - 【請求項１２】 該焼きなましの後、該鍛造された物品
がＡＳＴＭ ＮＯ．６から１１の粒子サイズを示す請求
項１１の方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US6258598A | 1998-04-20 | 1998-04-20 | |
| US09/062585 | 1998-04-20 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11342442A true JPH11342442A (ja) | 1999-12-14 |
Family
ID=22043449
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10808899A Pending JPH11342442A (ja) | 1998-04-20 | 1999-04-15 | 鍛造された鉄―ニッケル系超合金を製造する方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0953653A1 (ja) |
| JP (1) | JPH11342442A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN113290178A (zh) * | 2021-05-21 | 2021-08-24 | 东莞市诺德金属科技有限公司 | 一种高Nb含量Ti-Nb合金铸锭开坯锻造方法 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN113969380B (zh) * | 2020-07-23 | 2022-07-15 | 宝武特种冶金有限公司 | 一种核级镍基合金高性能棒材的制造方法、棒材及应用 |
| WO2023144592A1 (en) * | 2022-01-31 | 2023-08-03 | Arcelormittal | Ferrous alloy powder for additive manufacturing |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4731117A (en) * | 1986-11-04 | 1988-03-15 | Crucible Materials Corporation | Nickel-base powder metallurgy alloy |
| FR2744046B1 (fr) * | 1996-01-30 | 1998-04-30 | Framatome Sa | Procede de fabrication d'un materiau metallique de grande durete et utilisations |
-
1999
- 1999-04-15 JP JP10808899A patent/JPH11342442A/ja active Pending
- 1999-04-20 EP EP99810326A patent/EP0953653A1/en not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN113290178A (zh) * | 2021-05-21 | 2021-08-24 | 东莞市诺德金属科技有限公司 | 一种高Nb含量Ti-Nb合金铸锭开坯锻造方法 |
| CN113290178B (zh) * | 2021-05-21 | 2022-04-19 | 东莞市诺德金属科技有限公司 | 一种高Nb含量Ti-Nb合金铸锭开坯锻造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0953653A1 (en) | 1999-11-03 |
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