JPS6362577B2 - - Google Patents
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- JPS6362577B2 JPS6362577B2 JP19397884A JP19397884A JPS6362577B2 JP S6362577 B2 JPS6362577 B2 JP S6362577B2 JP 19397884 A JP19397884 A JP 19397884A JP 19397884 A JP19397884 A JP 19397884A JP S6362577 B2 JPS6362577 B2 JP S6362577B2
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Description
産業上の利用分野
本発明は超塑性鍛造用Ni基合金及びその製造
法に関するものである。 Ni基超合金を用いてガスタービンデイスクな
どの大型で複雑な形状の製品を成形する方法とし
て超塑性鍛造法が知られている。これは金属材料
があたかも粘土のように小さい力で数百％以上も
塑性変形する現象すなわち超塑性現象を利用する
ものである。 従来技術 従来の超塑性鍛造用Ni基合金としては、例え
ばRen′e95（G.E社製）のNi基合金が知られてい
る。しかし、この合金は実施例において比較合金
として示すように、結晶粒径も大きく、特に超塑
性鍛造時の変形抵抗が大きすぎる問題点があつ
た。変形抵抗が大きすぎると大型製品や複雑形状
製品の成形が困難となり、たとえ成形が可能であ
つたとしても、そのためには大型のプレスが必要
となり、生産性の点で好ましくない。 この超塑性変形抵抗を小さくするには、押出加
工によつて結晶粒を微細化することが効果的であ
ることは知られているが、前記既存のNi基合金
では、結晶粒を小さくするのも限度があつた。 発明の目的 本発明は既存の超塑性鍛造用Ni基合金の問題
点を解消すべくなされたもので、その目的は結晶
粒の微細化が容易で、つ超塑性変形抵抗の小さい
Ni基合金を提供するにある。 発明の構成 本発明は前記目的を達成するために、結晶粒を
微細化するのに最適なNi基合金を見出すべく検
討を行つた。 Ni基合金中のガンマプライム相の量とこれが
押出し加工時の結晶粒微細化との関係について調
べた。 ここで言うガンマプライム相とは、Ni元素３
に対してAl元素１の比の金属間化合物Ni3Alを基
本組成とするものである。このNi3AlはCo，Cr，
Mo，Ｗ，Ti，Nb，Ta，Hf、その他多くの元素
を固溶し得る。この場合、例えばCoは主にNiに
置換し、Crは約半分のNi、残部がAlと置換し、
Crは約半分のNi、残部がAlと置換し、またTi、
Nb、Ta、Hf、Mo、Ｗは主にAlと置換する。こ
のような、Ni3Al及びこれに他の元素が固溶した
もの全体をガンマプライム相と総称する。 先ず、押出加工温度の平衡状態において含有す
るガンマプライム相の量が種々異なるNi基合金
粉末を作つた。これらの合金粉をそれぞれ予備焼
結した後、押出加工して再結晶を起させ微細化し
たところ、ガンマプライム体積の多い合金ほど再
結晶粒がより微細となり、また再結晶粒の微細な
程超塑性変形抵抗が小さいことを確認した。 この知見に基いて本発明を完成した。 本発明の超塑性鍛造用Ni基合金は、1100℃の
温度での熱力学的平衡状態において、70体積％以
上のガンマプライム相を含有したものからなる
Ni基合金である。ガンマプライム相の量が70体
積％より少ないと、押出加工により結晶粒を極め
て微細化しえなく、従つて超塑性変形抵抗が大き
くなる。 本発明のNi基合金の組成は、原子％で、Al28
％以下、Ti16.5％以下、Nb8％以下、Mo6％以
下、W6％以下、Cr14％以下、C1％以下、B0.2％
以下、Zr0.1％以下を含有し、Al＋Ti＋Nb＋Mo
＋Ｗ＝19〜28％、Ti／16.5＋Nb／８＋Mo／６＋Ｗ／６
1.2 ％であり、残部は実質的にNiあるいはその20％
までをCoで置換した組成である。 Alはガンマプライム相を生成するために必須
の元素である。しかし、その量が28％（原子％以
下同じ）を超えると、ガンマプライム相が不安定
になつてベータ相が生成し、押出加工時に粗大な
割れを生ずる原因となる。そのため28％以下であ
ることが必要である。 Ti、Nb、Mo、Ｗの元素はガンマプライム相
中で、Alと置換し、Alと同様にガンマプライム
相の量を増加させる作用をし、押出加工時の結晶
粒微細化を促進する作用をする。しかし、いずれ
の元素も過剰に加えるとガンマプライム相を不安
定にし、有害相が生成する。すなわちTi含有量
が16.5％を超えるとNi3Ti型化合物が生成し、Nb
含有量が８％を超えるとNi3Nb型化合物が生成
し、Mo含有量が６％を超えるとアルフアMo相
が生成し、Ｗ含有量が６％を超えるとアルフアＷ
相が生成し、Cr含有量が14％を超えるとシグマ
相が生成し、いずれの場合も押出加工の時に粗大
な割れが生成し易くなる欠点が生ずる。 Al＋Ti＋Nb＋Mo＋Ｗの値が19％未満である
と1100℃に２時間以上加熱して得られる熱力学的
平衡状態において含有するガンマプライム相の量
が70体積％以上とならない。そのため押出加工に
よる再結晶微細粒化が不十分となる。一方その値
が28％を超えるとベータ相が生成し、押出加工時
に粗大な割れが生成し易くなる。従つて、Al＋
Ti＋Nb＋Mo＋Ｗ＝19〜28％であることが必要
である。 Ti／16.5＋Nb／８＋Mo／６＋Ｗ／６≦1.2であること
が必 要である。この値が1.2を超えるとシグマ相など
の有害相が生成し、押出加工時に粗大な割れを生
ずる原因となる。なお、Niの一部をCoで置換す
ることができる。その置換量が20％を超えるとシ
グマ相などの有害相が生成し、押出加工時に粗大
な割れを生ずる原因となる。従つてCoでの置換
量の限度は20％以下であることが必要である。こ
れらの原料粉末から超塑性鍛造用合金を製造する
には、これらの粉末を容器に入れ、800〜2000気
圧下で1025〜1250℃で30〜200分高温高圧処理
（以下HIP処理と言う）する。 このHIP処理は超塑性変形抵抗の低下には直接
結びつかないが、粉末が焼結するため、その後の
押出加工の操作が容易となる利点がある。例えば
押出用容器に挿入する際減圧処理や封入処理が必
要としなくなり、作業性が向上する。 HIP処理の条件は、温度1025〜1250℃、圧力
800〜2000気圧、処理時間は30〜200分であること
が好ましい。 処理温度が1025℃より低いと粉末が十分焼結し
なく、1250℃を超えると合金が一部溶融して有害
組織を生成し、押出加工の際割れを生ずる原因と
なる。処理圧力が800気圧未満では粉末が十分焼
結固化しなく、2000気圧を超えるとそれに相当す
る高圧装置を必要とし、実質的に不利である。処
理時間が30分未満では粉末が十分焼結固化しな
く、200分を超えると生産能率を下げる欠点が生
ずる。 次に得られた焼結体を容器に入れ、押出加工す
る。押出加工条件は押出温度1050〜1225℃、押出
比４〜15であることが最も好ましい。押出温度が
1050℃未満では押出しによつて割れが生じ、実用
的なものが得られなく、その温度が1225℃を超え
ると結晶粒の微細化が不十分となり、超塑性変形
抵抗が小さくならない。押出比が４より小さいと
結晶粒の微細化が不十分で、超塑性変形抵抗が小
さくならなく、その値が15を超えると押出しがで
きなくなる。 実施例 表１に示す組成の本発明のNi基合金及びガン
マプライム量の少ない既存合金のRen′e95合金他
２合金で試験片を作つた。 その試験片の作成条件は下記の通り一定とし
た。 合金粉末を容器に入れ、1100℃、900気圧下で
120分HIP処理して焼結した後、1100℃、押出比
５で押出加工し、切削により試験片を作つた。 試験片の大きさは、平行部長さ20mm、平行部直
径3.5mmとした。 これらの試験片を1050℃で初期歪速度１×
10-3／秒の変形速度で引張超塑性変形させた。そ
の結果は表１に示す通りであつた。 1100℃の熱力学的平衡状態におけるガンマプラ
イム量と再結晶粒径の関係は第１図の通りであ
る。また、再結晶粒径と超塑性変形抵抗の関係は
第２図の通りである。 この結果から明らかなように、Al＋Ti＋Nb＋
Mo＋Ｗが19〜28の間である本発明合金が70体積
％以上のガンマプライム相を含有し、これは既存
合金に比べてガンマプライム量が多く、そのため
法に関するものである。 Ni基超合金を用いてガスタービンデイスクな
どの大型で複雑な形状の製品を成形する方法とし
て超塑性鍛造法が知られている。これは金属材料
があたかも粘土のように小さい力で数百％以上も
塑性変形する現象すなわち超塑性現象を利用する
ものである。 従来技術 従来の超塑性鍛造用Ni基合金としては、例え
ばRen′e95（G.E社製）のNi基合金が知られてい
る。しかし、この合金は実施例において比較合金
として示すように、結晶粒径も大きく、特に超塑
性鍛造時の変形抵抗が大きすぎる問題点があつ
た。変形抵抗が大きすぎると大型製品や複雑形状
製品の成形が困難となり、たとえ成形が可能であ
つたとしても、そのためには大型のプレスが必要
となり、生産性の点で好ましくない。 この超塑性変形抵抗を小さくするには、押出加
工によつて結晶粒を微細化することが効果的であ
ることは知られているが、前記既存のNi基合金
では、結晶粒を小さくするのも限度があつた。 発明の目的 本発明は既存の超塑性鍛造用Ni基合金の問題
点を解消すべくなされたもので、その目的は結晶
粒の微細化が容易で、つ超塑性変形抵抗の小さい
Ni基合金を提供するにある。 発明の構成 本発明は前記目的を達成するために、結晶粒を
微細化するのに最適なNi基合金を見出すべく検
討を行つた。 Ni基合金中のガンマプライム相の量とこれが
押出し加工時の結晶粒微細化との関係について調
べた。 ここで言うガンマプライム相とは、Ni元素３
に対してAl元素１の比の金属間化合物Ni3Alを基
本組成とするものである。このNi3AlはCo，Cr，
Mo，Ｗ，Ti，Nb，Ta，Hf、その他多くの元素
を固溶し得る。この場合、例えばCoは主にNiに
置換し、Crは約半分のNi、残部がAlと置換し、
Crは約半分のNi、残部がAlと置換し、またTi、
Nb、Ta、Hf、Mo、Ｗは主にAlと置換する。こ
のような、Ni3Al及びこれに他の元素が固溶した
もの全体をガンマプライム相と総称する。 先ず、押出加工温度の平衡状態において含有す
るガンマプライム相の量が種々異なるNi基合金
粉末を作つた。これらの合金粉をそれぞれ予備焼
結した後、押出加工して再結晶を起させ微細化し
たところ、ガンマプライム体積の多い合金ほど再
結晶粒がより微細となり、また再結晶粒の微細な
程超塑性変形抵抗が小さいことを確認した。 この知見に基いて本発明を完成した。 本発明の超塑性鍛造用Ni基合金は、1100℃の
温度での熱力学的平衡状態において、70体積％以
上のガンマプライム相を含有したものからなる
Ni基合金である。ガンマプライム相の量が70体
積％より少ないと、押出加工により結晶粒を極め
て微細化しえなく、従つて超塑性変形抵抗が大き
くなる。 本発明のNi基合金の組成は、原子％で、Al28
％以下、Ti16.5％以下、Nb8％以下、Mo6％以
下、W6％以下、Cr14％以下、C1％以下、B0.2％
以下、Zr0.1％以下を含有し、Al＋Ti＋Nb＋Mo
＋Ｗ＝19〜28％、Ti／16.5＋Nb／８＋Mo／６＋Ｗ／６
1.2 ％であり、残部は実質的にNiあるいはその20％
までをCoで置換した組成である。 Alはガンマプライム相を生成するために必須
の元素である。しかし、その量が28％（原子％以
下同じ）を超えると、ガンマプライム相が不安定
になつてベータ相が生成し、押出加工時に粗大な
割れを生ずる原因となる。そのため28％以下であ
ることが必要である。 Ti、Nb、Mo、Ｗの元素はガンマプライム相
中で、Alと置換し、Alと同様にガンマプライム
相の量を増加させる作用をし、押出加工時の結晶
粒微細化を促進する作用をする。しかし、いずれ
の元素も過剰に加えるとガンマプライム相を不安
定にし、有害相が生成する。すなわちTi含有量
が16.5％を超えるとNi3Ti型化合物が生成し、Nb
含有量が８％を超えるとNi3Nb型化合物が生成
し、Mo含有量が６％を超えるとアルフアMo相
が生成し、Ｗ含有量が６％を超えるとアルフアＷ
相が生成し、Cr含有量が14％を超えるとシグマ
相が生成し、いずれの場合も押出加工の時に粗大
な割れが生成し易くなる欠点が生ずる。 Al＋Ti＋Nb＋Mo＋Ｗの値が19％未満である
と1100℃に２時間以上加熱して得られる熱力学的
平衡状態において含有するガンマプライム相の量
が70体積％以上とならない。そのため押出加工に
よる再結晶微細粒化が不十分となる。一方その値
が28％を超えるとベータ相が生成し、押出加工時
に粗大な割れが生成し易くなる。従つて、Al＋
Ti＋Nb＋Mo＋Ｗ＝19〜28％であることが必要
である。 Ti／16.5＋Nb／８＋Mo／６＋Ｗ／６≦1.2であること
が必 要である。この値が1.2を超えるとシグマ相など
の有害相が生成し、押出加工時に粗大な割れを生
ずる原因となる。なお、Niの一部をCoで置換す
ることができる。その置換量が20％を超えるとシ
グマ相などの有害相が生成し、押出加工時に粗大
な割れを生ずる原因となる。従つてCoでの置換
量の限度は20％以下であることが必要である。こ
れらの原料粉末から超塑性鍛造用合金を製造する
には、これらの粉末を容器に入れ、800〜2000気
圧下で1025〜1250℃で30〜200分高温高圧処理
（以下HIP処理と言う）する。 このHIP処理は超塑性変形抵抗の低下には直接
結びつかないが、粉末が焼結するため、その後の
押出加工の操作が容易となる利点がある。例えば
押出用容器に挿入する際減圧処理や封入処理が必
要としなくなり、作業性が向上する。 HIP処理の条件は、温度1025〜1250℃、圧力
800〜2000気圧、処理時間は30〜200分であること
が好ましい。 処理温度が1025℃より低いと粉末が十分焼結し
なく、1250℃を超えると合金が一部溶融して有害
組織を生成し、押出加工の際割れを生ずる原因と
なる。処理圧力が800気圧未満では粉末が十分焼
結固化しなく、2000気圧を超えるとそれに相当す
る高圧装置を必要とし、実質的に不利である。処
理時間が30分未満では粉末が十分焼結固化しな
く、200分を超えると生産能率を下げる欠点が生
ずる。 次に得られた焼結体を容器に入れ、押出加工す
る。押出加工条件は押出温度1050〜1225℃、押出
比４〜15であることが最も好ましい。押出温度が
1050℃未満では押出しによつて割れが生じ、実用
的なものが得られなく、その温度が1225℃を超え
ると結晶粒の微細化が不十分となり、超塑性変形
抵抗が小さくならない。押出比が４より小さいと
結晶粒の微細化が不十分で、超塑性変形抵抗が小
さくならなく、その値が15を超えると押出しがで
きなくなる。 実施例 表１に示す組成の本発明のNi基合金及びガン
マプライム量の少ない既存合金のRen′e95合金他
２合金で試験片を作つた。 その試験片の作成条件は下記の通り一定とし
た。 合金粉末を容器に入れ、1100℃、900気圧下で
120分HIP処理して焼結した後、1100℃、押出比
５で押出加工し、切削により試験片を作つた。 試験片の大きさは、平行部長さ20mm、平行部直
径3.5mmとした。 これらの試験片を1050℃で初期歪速度１×
10-3／秒の変形速度で引張超塑性変形させた。そ
の結果は表１に示す通りであつた。 1100℃の熱力学的平衡状態におけるガンマプラ
イム量と再結晶粒径の関係は第１図の通りであ
る。また、再結晶粒径と超塑性変形抵抗の関係は
第２図の通りである。 この結果から明らかなように、Al＋Ti＋Nb＋
Mo＋Ｗが19〜28の間である本発明合金が70体積
％以上のガンマプライム相を含有し、これは既存
合金に比べてガンマプライム量が多く、そのため
【表】
押出加工による再結晶粒径が小かくなつており、
超塑性変形抵抗が大幅に低下している。 発明の効果 本発明のNi基合金は押出加工により、結晶粒
径を極めて微細なものとなし得、また超塑性変形
抵抗が小さく、大型製品や複雑な形状品も容易に
鍛造し得られる優れた効果を有し、また、この合
金も極めて容易に製造し得られる効果も有する。
超塑性変形抵抗が大幅に低下している。 発明の効果 本発明のNi基合金は押出加工により、結晶粒
径を極めて微細なものとなし得、また超塑性変形
抵抗が小さく、大型製品や複雑な形状品も容易に
鍛造し得られる優れた効果を有し、また、この合
金も極めて容易に製造し得られる効果も有する。
第１図は1100℃の熱力学的平衡状態におけるガ
ンマプライム量と再結晶粒径の関係図、第２図は
再結晶粒径と超塑性変形抵抗の関係図である。
ンマプライム量と再結晶粒径の関係図、第２図は
再結晶粒径と超塑性変形抵抗の関係図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 原子％で、Al28％以下、Ti16.5％以下、Nb8
％以下、Mo6％以下、W6％以下、Cr14％以下、
C1％以下、B0.2％以下、Zr0.1％以下を含有し、
Al＋Ti＋Nb＋Mo＋Ｗ＝19〜28％、かつTi／16.5＋ Nb／８＋Mo／６＋Ｗ／６≦1.2であり、残部が実質的にN
i あるいはその20％までをCoで置換した組成を有
しており、1100℃の温度での熱力学的平衡状態に
おいて、70体積％以上のガンマプライム相を含有
したものからなる超塑性鍛造用Ni基合金。 ２ 原子％で、Al28％以下、Ti16.5％以下、Nb8
％以下、Mo6％以下、W6％以下、Cr14％以下、
C1％以下、B0.2％以下、Zr0.1％以下を含有し、
Al＋Ti＋Nb＋Mo＋Ｗ＝19〜28％で、Ti／16.5＋ Nb／８＋Mo／６＋Ｗ／６≦1.2％であり、残部が実質的
に Niあるいはその20％までをCoで置換した組成の
粉末を、800〜2000気圧下で、1025〜1250℃で30
〜200分高温高圧処理した後、1025〜1250℃、押
出し比４〜15で押出すことを特徴とする1100℃の
温度での熱力学平衡状態において70体積％以上の
ガンマプライム相を含有する超塑性鍛造用Ni基
合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19397884A JPS6173852A (ja) | 1984-09-18 | 1984-09-18 | 超塑性鍛造用Ｎｉ基合金及びその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19397884A JPS6173852A (ja) | 1984-09-18 | 1984-09-18 | 超塑性鍛造用Ｎｉ基合金及びその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6173852A JPS6173852A (ja) | 1986-04-16 |
| JPS6362577B2 true JPS6362577B2 (ja) | 1988-12-02 |
Family
ID=16316938
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19397884A Granted JPS6173852A (ja) | 1984-09-18 | 1984-09-18 | 超塑性鍛造用Ｎｉ基合金及びその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6173852A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8944543B2 (en) | 1999-12-23 | 2015-02-03 | Pergo (Europe) Ab | Process for the manufacturing of surface elements |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6447828A (en) * | 1987-08-12 | 1989-02-22 | Agency Ind Science Techn | Turbin disk by super plastic forging of different alloys |
-
1984
- 1984-09-18 JP JP19397884A patent/JPS6173852A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8944543B2 (en) | 1999-12-23 | 2015-02-03 | Pergo (Europe) Ab | Process for the manufacturing of surface elements |
| US8950138B2 (en) | 1999-12-23 | 2015-02-10 | Pergo (Europe) Ab | Process for the manufacturing of surface elements |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6173852A (ja) | 1986-04-16 |
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