KR890003976B1 - 열간가공에 의하여 금속재료로부터 반제품 혹은 완성 부품을 제조하는 방법 - Google Patents

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내용 없음.

Description

열간가공에 의하여 금속재료로부터 반제품 혹은 완성 부품을 제조하는 방법

도면은 시간/온도함수의 형식으로 이 방법을 순차적으로 나타낸 설명도.

* 도면의 주요부분에 대한 부호의 설명

1 : 작업편 합금의 고상선온도(T_sol) 2 : 작업편 및 공구의 최대 온도

3 : 균일화 온도

4 : 가공작업 종료까지의 작업편온도의 변화

5 : 통상 냉각 단계중의 작업편온도의 변화

6 : 가공 및 추가 열처리를 따르는 작업편 온도의 변화

7 : 균일화 열처리 중의 온도변화 8 : 예열기

9 : 가공(형성)기 10 : 균일화기

본 발명은 열간가공에 의하여 금속재료로부터 반제품 혹은 완성부품을 제조하기 위한 방법이다.

금속재료의 열간가공에는 경제적인 이유들을 위하여 한편으로는 공정단계의 수를 가급적으면 낮게 하고, 다른 한편으로는 가능하면 최종의 형태에 거의 접근시키기 위한 노력이 경주되어서, 요구되고 비용이 드는 절삭형식의 기계가공의 범위를 제한할 수 있다. 이 종류의 알려진 방법은 무엇보다도 단조(형단조)의 경우에 널리 행하여 온 바와같은 방법에서의 예를들면 등온 혹은 유사 등온 가공(가열된 공구로서의 가공)이다.

나아가서는 재료의 소위 "초소성"상태에서의 가공을 수행함에 의하여-그러한 상태가 결국 생길 수 있다고 한다면-변형저항을 감소시키고 한편 동시에 형충전 능력을 개선할 것이 시도되어졌다. (참조 G.Schroeder, Isothermal and Superplastic Working in die-forging "Werkstatt und Betrieb 113/1980/11,765~770 page ; G.H Gessinger, An economical precision forging process" Facberichte Muttenpraxis Metal-lweiterverarbeitung 11/78,954~957 page).

상술한 가공방법에서 경제적인 생산방법의 가능성은 다만 불완전하게만 사용된다. 일반적으로 종래의 등온 변형은 비교적 낮은 온도, 즉 안전상의 이유때문에 고상선 온도로부터 상당히 떨어진 온도에서 행하여진다. 이들 온도에서 변형되어질 소재의 가단성은 기대되는 것만큼 높지 않으며 필요로 하는 변형력과 변형에너지는 비교적 높다. 한편, 초소성 가공의 경우에는 소재가 초미세 입자크기를 가지며 이 입자크기는 어떤 합금첨가제와 정교한 열기구학적 공정을 통해서만 얻을 수 있다는 요구사항이 있다. 어떤 재료는 어떤 경우에도 초소성을 나타내지 않으며 그 결과, 재료의 조직구성과 관련하여 이들 요구사항들은 다시 해당되는 재질상의 한계에 부딪힌다. 그 때문에 아주 일반적으로 금속소재의 열간가공가능성의 범위를 증대시키며 공정의 세분화 및 그의 적용성을 넓힘으로서 되도록 많은 소재로 확대해야 할 커다란 필요성이 있다.

이 발명의 근거로 하고 있는 목적은 대단히 단순하지만 반제품 혹은 완성부품을 가능한한 적은 단계에서 만들어질 수 있으며 양호한 형충전 능력의 관점에서 설계관련의 한계가 확대될 수 있는 금속재료에 대한 열간 가공방법을 제시하는 것이다. 이 방법은 가능하다면 많은 재료들에 적용될 수 있을 것이다.

이 목적은 청구범위 제1항의 특징을 수단으로 하여 이 발명에 따라 해결된다.

이 발명의 중심이 되는 개념은 고상선 온도 밑에 그러나, 가능하면 그 온도 가까이에서 국부적인 용융을 피하기 위한 철저한 주위를 하면서 재료를 변형하는데 있다. 이 조처를 통하여 소재의 유동응력(변형저항)은 아주 현저하게 감소되고 그 결과, 최적의 형충전 능력이 얻어진다.

본 발명은 다음의 실시예와 설명도를 참조하여 기술되며 이 설명도는 시간/온도 함수이 형태에서 이 방법의 순차적인 도표를 보이고 있다.

도명에서, 횡축은 시간축, 종축은 온도축을 나타낸다. 변형되어질 재료(합금)의 고상선온도 T_sol는 레벨1에서 수평선에 의하여 표시되며, 어떤 사정에서도 전체의 공정순서를 통하여 어떤 시간에도 이 온도에 도달되어서는 안된다. 이 온도에 만약 도달되어진다고 하면, 초기 용융의 국부적인 부분이 생길 것이며 재료의 응집과 조절된 미시 조직이 사라질 것이다. 2는 보통 가공이 끝에서 소재와 공구가 동시에 도달되는 최고 온도이다. 이 온도는 소재의 합금과 성질 여하게 따라서 1(T_sol)밑에 어느 일정한 크기로 항상 머물러 있지 않으면 안된다. 3은 소재가 균일화 되어지는 온도를 나타내며, 초기 용융의 부분이 가공작업 중에 뒤이어 일어나지 않는 것을 안전하게 보증하기 위하여 온도 2의 경우에서와 같은 것을 이 온도에 적용을 한다. 4는 가공작업의 종료까지의 기간동안 소재 온도의 변동을 나타내며 이것은 에열기간 8과 가공기간 9로 나누어진다. 5는 실온까지의 통상적인 냉각에서 소재온도의 변화를 나타낸다. 6은 더 추가되는 열처리(즉, 인공적인 시효, 고온 소입등)를 직접 이 작업에 연속하여 행하는 경우에 대하여 가공작업 다음의 유추된 변화이다. 대부분의 경우에는 재료를 예비 균일화 처리를 하게 되는 것을 피하는 것은 불가능할 것이다. 그러나, 이것은 이 발명에 따르는 방법에 대한 필수적인 전제 조건을 나타내는 것이 아니고 유리한 안전조치를 의미한다. 균일화 10의 동안에 온도변화는 연속선 7에 의하여 나타내어진다.

[실시예 1]

Al-Cu-Mg-Ni 합금으로부터 된 원심콤푸레서 임펠러의 형단조

직경 180mm인 원심콤푸레서 임펠러는 하나의 작업공정에서 등온 고온단조에 의하여 원반모양의 원통형 소재로부터 만들어졌다. 알미늄 합금이 U.S.AA Standard 2618에 상응하여 사용되고 다음과 같은 성분을 가졌다:

Si=0.10~0.25 중량%

Fe=0.9~1.3 중량%

Cu=1.9~2.7 중량%

Mg=1.3~1.8 중량%

Ni=0.9~1.2 중량%

Zn= 0.1 중량%

Ti=0.04~1.10 중량%

Al=나머지

봉으로부터 단면 절단의 형태에 있는 원반이 출발소재로 사용되었다. 그 순서로 그 봉은 더 큰 직경을 가지는 압출 슬러그의 단면의 단면의 압출에 의하여 생산되어 왔었고 이 슬러그는 연속 주조에 의하여 생산되었다. 중간소재의 치수가 비교적 큰 경우에는 (직경 200mm 이상의 원방)에비성형으로서 자유형 단조에 의하여 제조된 작업소재가 사용될 가능성도 역시 있다. 제작하려는 콤푸레서 임펠러의 형태는 약 300mm깊게 방사형으로 위치하고 주위에서 접선 방향에서 약간 굴곡되어 있는 18개의 날개(blade)를 가지며 이들 날개의 두께는 루트부분에서는 약 4mm이고, 단부에서는 약 2mm이다. 원반 모양의 임펠러 몸체는 그 주위에서 축방향의 두께가 약 6mm를 갖는다.

종래의 프레스나 단조에 의해서는 이 종류의 복잡한 기하학적 모양을 갖는 몸체를 제작하는 것은 완전히 불가능하다는 것이 실제의 실험에서 증명되어 왔다. 실제로 얻어진 형태는 부적합한 형충전 능력의 결과로서 소기의 값으로부터 상당히 어긋났다.

가공작업전에 출발물질은 520℃의 온도에서 20시간동안 균일화 열처리를 하게 되었다. 이 처리는 변형 작업중에 최고 온도를 연달아서 통과하는 동안에 국부적인 초기 용융이나 국부적인 공극 형성의 발생을 방지하는데 역할을 한다. 위의 변형작업은 등온 고온 형단조 작업으로서 작업편 및 공구의 유도 형식이 가열을 위한 장치로 장비되고 특별히 설치된 유압프레스에서 행하여 졌다. 프레스는 0.05~5mm/s의 낮은 램(망치)속도로 조정되며 프레스 작업도중에 임의로 변경되어질 수 있다. 추가해서, 프레스력은 미리 주어진 한계값에 도달한 후에 비교적 길게 미리 설정된 기간동안 일지라도 일정하게 유지될 수 있다. 베드와 램은 냉각장치가 제공되어진다. 각각의 경우에 유도가열 장치는 작업편 소재의 가열을 위한 유도 코일과 열간 공구강으로 제조된 공구(금형)를 가열하기 위한 유도코일을 포함한다. 정확한 온도감시와 온도조절은 금형내의 열전대 사용 및 작업편 소재에서 탐촉자(probe)의 사용에 의하여 보증된다.

특별히 설계된 장치가 작업편을 가열대로 운반하고 나아가서는 금형의 구역으로 그리고, 가공작업의 완성시에 그것을 금형으로부터 배출시키고 적치 장소까지 운반하는데 사용된다.

원반모양인 작업편 소재는 부속되어 있는 유도코일로 밀어넣는 것에 의하여 480°±10℃의 온도로 계속하여 시초로 가열된다. 그 후, 바로 작업편소재는 480°±520℃로 가열된 금형내에 놓여진다. 다음 프레스 속도는 대략 0.5~1mm/s의 평균치에 설정되었다. 업세팅 단조공정의 초기동안에 작업편 온도는 금형의 온도로 조정되며 프레스력은 다만 근소하게 상승한다(0으로부터 약 500kN). 다음 날개의 성형은 제2기에서 실행되며 램의 속도는 0.05~0.1mm/s로 감소되고, 이와 동시에 프레스력은 최고치(약 3000kN)에 도달할 때까지 원만하게 상승한다. 다음 프레스력은 약 5~10분간 계속하는 제3기 동안에 완전하게 금형을 채우기 위하여 일정하게 유지된다. 이 타입의 콤푸레서 임펠러에 대한 프레스 시간은 10~20분이며 평균 성형 압력은 120MP_a에 달한다. 여기서 프레스된 Al-Cu-Mg-Ni의 경우에 고상선 온도는 549℃이며, 용체화 가열처리 온도는 530℃이다. 이 합금에서 미용해된 금속간 화합물 FeNiAl₉은 독립상으로서 아직도 520℃에서 존재한다. 이상(phase)은 고온 가공 작업동안에 제어되지 않은 입자 성장을 방지한다. 480°~520℃의 변형온도는 이 관계에서 최적온도로서 선정되었고 마찬가지로 초기용융의 부분으로부터 결과하는 국부적인 공극형성의 발생은 염려할 필요가 없다.

이 발명에 따르는 형단조법과 비교하여, 상술한 알미늄 합금에 대하여 약 410°~450℃의 온도범위에서 행하여지는 종래의 단조기술에 따르는 가공법은 상당히 불리하다. 이 종래법에서는 경험에 따라서 성형압력이 200~500MP_a의 범위에 있었고 이것은 더 무겁고 힘이 센 프레스를 필요로 한다. 형충전 능력은 날개가 필요로 하는 칫수(리브 두께 2~4mm)에 도달하는데 훨씬 부족한 바, 제1단계에서 약 8~10mm의 리브 두께를 얻을 것이 필요하다. 이것은 절삭 형식의 추가적이며 비용이 드는 기계 가공작업을 포함하는 적어도 몇 단계를 더 필요로 한다.

[실시예 2]

석출 경화형 니켈-기재(nickel-based)슈퍼 합금으로부터의 터빈 날개의 금형 프레스

길이 150mm 및 폭 35mm인 터빈 날개는 봉으로부터 절단된 단면으로부터 한 단계 공정에서 등온 고온 프레스로 제조되었다. 상표 Nimonic 80A를 가지는 사용된 합금은 다음과 같은 성분을 가졌다.

Cr=19.5 중량%

Co=1.0 중량%

Ti=2.25 중량%

Al=1.4 중량%

Fe=1.5 중량

C=0.05 중량 %

Cu=최대 0.10 중량%

Ni=나머지

압연된 봉으로부터의 단면이 출발소재로서 사용되었다. 가공작업에 이용할 수 있는 균일한 조직을 만들기 위하여 이 출발소재는 보호 분위기에서 8시간동안 1080℃에서 최초로 소둔되며 그 후 바로 물에 소입된다. 이 작업을 수행하기 위하여 제공된 유압프레스는 원칙적으로 예 1에서 기술된 프레스에 유사하게 구성되었으며 0.05~25mm/s의 램속도 조정범위를 가졌다. 추가해서 이 프레스는 선택에 따라서 보호분위기 혹은 진공하에서 조업되어질 수 있는 방법으로 밀폐되었다.

공지된 몰리브덴 합금 TZM으로 만들어진 공구로서의 금형이 사용되어지며 이 합금은 1200℃이상의 작업온도를 허용한다. 유도 가열장치는 예 1에서 기술된 장치와 같은 방법으로 고안되었다. 작업편의 운반시스템에 추가하여 프레스실과 외부와의 사이에 작업편을 운송할 수 있는 닫혀진 방이 제공되어진다.

중간소재는 적절한 유도코일에서 1100°±20℃의 온도로 최초로 가열되고 그 후에 즉시 1150°~1200℃까지 가열된 TZM금형에 놓여지게 되었다. 그 후에 램은 약 4mm/s의 프레스 속도로 금형의 하반부에 대하여 눌려진다(제1기). 그레스 압력이 상승하기 시작한 후에는 단조 가장자리 부분(제2기)을 채우기 위하여 변형은 약 0.1mm/s의 프레스 속도를 가지고 계속되었다. 최대의 힘에 도달된 후에는 이 값은 금형이 최종적으로 채워질 때까지 약 5분 동안 일정하게 유지된다.(제3기). 형태와 재료에 따라서 이 기간의 지속은 약 1~10분일 수가 있다. 이 타입의 터빈날개를 위한 전체 프레스 시간은 약 2~15분에 달할 수 있다. 현재의 경우에 평균성형 압력은 약 200MP_a에 달한다.

현재의 니켈-기재의 슈퍼합금은 약 1360℃의 고상선온도와 약 1080℃의 용체화 가열처리온도를 갖는다. 초기 용융의 부분에 대하여 보호하기 위하여 고상선으로부터 적당하게 크게 분리된 것에 상응하는 1150°~1200℃의 온도범위에서, 용해되지 않은 금속 탄화물이 아직도 미세하게 분산된 상태에서 존재한다. 이들 탄화물은 역시연마된 단면의현미경 비교에 의하여 확인될 수 있는 바와같이 고온 변형동안에 제어되지 않은 입자 성장을 저지한다.

고속으로 작동하는 햄머 및 스크류를 사용하는 종래의 단조나 프레스 작업에서 성형압력은 비교적으로 상당히 더 높았으며 현재의 실시예에서는 500~1000MP_a의 값에 도달될 것이다.

이 타입의 기계의 필요한 크기는 도외시 하더라도, 재료의 크리프 강도에 대한 한계는 금형재료가 표면 균열을 일으킬 위험에 이르게 되는 높은 성형압력에 있게 된다.

예 1에서 기술된 바와같은 불리한 점이 형충전 능력에 관련하여 존재한다.

[실시예 3]

산화물 분산에 의하여 경화된 페라이트 스텐레스 강으로부터의 터빈 날개의 고온 프레스.

길이 200mm 및 폭 50mm의 터빈 날개가 등온 고온 프레스에 의하여 1단계의 공정으로 봉의 단면으로부터 제조되었다.

사용된 철합금은 다음 성분을 가졌다.

Cr=12.5 중량%

Ti=3.5 중량%

Mo=1.5 중량%

C=0.02 중량%

YO=0.5 중량%

TiO=1.0 중량%

Fe=나머지

압출된 봉의 절단 부분이 출발소재로서 사용되었다. 합금자체는 기계적인 합금과 뒤따르는 압출에 의한 컴팩션과 관련되는 분말야금기법에 의해 공지된 방법으로 만들어졌다. 중간 소재는 1150℃의 온도에서 처음에 15분간 균일화되고 다시 실온으로 냉각된다. 다른 공정의 단계는 예 2에서 기술된 것과 유사한 방법으호 행하여진다. 예열단계 후에, 작업편 온도는 약 1150°~1200℃이다. 모든 나머지의 변수는 예 2에서와 유사한 방법으로 고정되어진다. (변형-제1기-3기)

한외 현미경적인 형태와 분산상태로 나타나고 있는 산화물 분산질 Y₂O₃및 TiO₂는 1200℃이상까지 열적으로 안정하며 작업도중에 제어되지 않은 입자성장을 확실하게 방지한다. 분산형 합금으로부터 상기와 같은 방법으로 만들어진 완성부품은 분말 야금(프레스+소결, 열간 균일 프레스)에 따라, 최대 밀도에 의하여, 환언하면, 절대적으로 공극이 없는 것에 의하여 재래의 방법에 따라서 직접 만들어진 작업편에 비교하여 구별되어진다.

[실시예 4]

산화물의 분산질을 포함하는 Cu-Al-Ni 메모리 합금으로부터 반제품 및 완성부품의 고온 압출/고충격 압출.

직경 5mm의 원형 단면 봉은 등온 고온압출에 의하여 직경 20mm를 가지는 압출슬러그로부터 제조된다. 형상메모리 능력을 가지는 사용된 합금은 다음과 같음 성분을 가졌다.

Al=13 중량%

Ni=3 중량%

Al₂O₃=0.4 중량%

Cu=나머지

압출슬러그로서 사용되는 미리 치밀화된 빌레트가 출발소재로서 사용되어지며 이 빌레트는 Cu-Ni 마스터 합금 및 Al₂O₃를 포함하는 알루미늄으로부터 기계적인 합금을 포함하는 분말야금 기법에 의하여 만들어진다.

압출슬러그는 한시간동안 950℃에서 최초에 균일화되며 다시 실온으로 냉각된다. 그 뒤에 850℃의 온도로 가열되고 니켈 기재합금(상품명 IN-100)으로 만들어진 금형을 통하여 850°~950℃의 온도에서 압출되어 직경 5mm를 가지는 가닥으로 생산한다. 압출작업 도중에 허용할 수 없는 입자성장은 극히 미세한 분산상태에 있는 Al₂O₃분산질의 출현에 의하여 저지된다.

고상선의 단지 바로 아래의 이들 비교적 높은 온도에서 압출과 열간충격 압출은 모두 개선된 형단조 능력의 덕분으로 생산되는 더 복잡한 형태와 더 작은 반경의 굴곡으로의 이행을 가능하게 한다. 이 방법에서는 특히 얇은 벽두께의 리브(즉 핀부착(finned)관)를 생산하는 것까지도 가능하며, 이 얇은 벽두께의 리브는 무엇보다도 열교환기(알미늄 혹은 동합금)에 대하여 역시 상당히 중요하다.

이 발명은 상술한 실시예와 국한되지 않는다.

작업편이나 공구 모두는 변형공정을 위하여 재료의 고상선 온도의 아래에, 켈빈도로 5캘빈도와 최대 0.15 T_sol의 사이에 놓여 있는 온도를 갖는다. (T_sol=절대온도 캘빈도로 나타낸 고상선 온도). 작업편의 단면안에서 그리고 등온/유사 등온 가공작업의 전체 기간에 걸쳐서의 온도 차이는 50℃를 초과해서는 안되며 변형속도

'는 0에서부터 10S^-1에 이를 것이고 여기서

'=V/h이다.

여기서, V=공구속도 h=작업편의 높이

작업편은 열간가공 작업전에 유리하게 균일화되는데 이 균일화 처리는 국부적인 초기 용융의 순차발생과 공극 형성을 방지하기 위하여 변형이 효과적으로 일어나는 최고 변형 온도에 상응하는 온도에서 0.1~100시간동안 행하여지며 이 처리 후에 작업편은 다시 실온까지 냉각된다. 열간가공작업 후의 냉각단계는 역시 수중 혹은 유중에서 실온까지 소입함에 의하여 행하여질 수있다. 부가해서 소입처리는 뒤따르는 시효처리를 수반하면서 금욕이나 염욕으로 실온 이상의 온도로 고온소입에 유사한 방법에서 행하여질 수 있다. 원칙적으로 열간 가동작업은 형단조 작업, 열간프레스작업, 열간 충격 압출 작업 혹은 열간 압출 작업을 포함할수 있다. 조직의 주요 구성부를 형성하는 제1기에 추가해서 입자성장을 방해하는 추가적인 제2기가 변형이 일어나는 적어도 전체시간 동안에 나타난는 그러한 온도에서 열간 가공작업은 소정의 온도범위에서 유리하게 행하여진다. 입자성장의 금지하는 이 상(phase)은 유리하게는 Y₂O₃, TiO₂, Al₂O₃등과 같은 산화물 분산질 혹은 종래의 산화물 또는 탄화물로 구성되어질 수 있다. 이 방법으로 예를들면 알미늄 합금, 동합금, (특히 Cu-Al-Ni), 니켈 기재 슈퍼 합금, 니켈 기재 분산합금 그리고 Ni-Yi 타입의 니켈 합금(메모리 합금), 혹은 Ni-Ti-Cu합금을 가공하는 것이 가능하다. 나아가서는 이 방법은 내크리프성 페라이트계 스텐레스강, 페라이트/오스테나이트 강 및 그리고 오스테나이트 강 특히 산화물 분산에 의하여 결화된 강 등에 적용되어질 수 있다. 그 뒤에 변형되어질 재료는 다공성의 소결체로서 혹은 소결물질로서 생산된 비소결체로서 냉간 예비 프레스 작업에서 있을 수 있으며 이 물체는 변형작업 중에 의도하는 바의 형태로 변환되며 동시에 치밀화되고 소결된다.

Claims (13)

1. 최초에는 주조 빌레트, 압연 빌레트 혹은 단조소재로서 존재하는 작업편이 재료의 고상선온도의 아래로 5캘빈도에서 최대 0.15T_sol캘빈도까지 사이에 놓여 있는 온도로 가열되고, 상기 작업편이 거기에서 공구와 접촉하게 되고 그 공구의 온도는 일정하게 유지되며 재료의 고상선 온도보다도 5캘빈도에서 0.15T_sol캘빈도가 더 낮으나 작업편이 가열되는 온도 보다는 높으며 작업편은 작업편의 전체 단면에 걸친 온도차이가 가공작업의 전체 기간을 고려해서 50℃를 초과하지 않는 그러한 방법으로 단면적인 변화로 언급되는 0~10 S^-1의 변형속도에서 등온적으로 혹은 유사 등온적으로 변형되고

   

   는 다음과 같은 방법으로 정의되며:

   

   여기서, v=공구의 속도

   h=작업편의 높이

   T_sol=캘빈도로 표시한 고상선온도 그리고 작업편은 최종적으로 냉각단계에 들어가게 되는 열간가공에 의하여 금속재료로부터 반제품 혹은 완성부품을 제조하기 위한 방법.
2. 제1항에 있어서, 작업편이 열간가공작업을 위하여 가열되기 전에 균일화되고, 이 균일화 처리는 초기 용융의 부분의 순차발생 및 공극의 형성을 방지하기 위하여 효과적으로 변형이 일어나는 최고 변형온도에 상응하는 온도에서 0.1 내지 100시간동안 행하여지며, 상기 처리 후에 작업편은 다시 실온으로 냉각되어 지는 방법.
3. 제1항에 있어서, 작업편이 행하여질 냉각단계는 변형온도에서 실온까지 수중 혹은 유중에서, 혹은 실온위의 온도까지 유중, 금속염 또는 염욕 중에서의 소입처리를 포함하며, 그후에 작업편은 실온에서 혹은 실온보다 위의 온도에서 시효 처리되는 방법.
4. 제1항에 있어서, 열간 가공작업은 형단조 작업, 열간프레스 작업, 열간 충격 압출작업 혹은 열간 압출 작업을 포함하는 방법.
5. 제1항에 있어서, 열간 가공작업이 소재의 온도 범위에서 행하여지고, 이 온도범위에서는 조직의 주요구성을 형성하는 제1개에 부가해서 입자성장을 억제하는 부가적인 제2기가 변형이 일어나는 적어도 전체 시간 동안에 나타나는 방법.
6. 제5항에 있어서, 입자성장을 억제하는 상(phase)이 Y₂O₃, TiO₂와 같은 산화물 분산질 혹은 산화물 또는 탄산물로 구성되어 있는 방법.
7. 제1항에 있어서, 변형될 소재가 알미늄 합금인 방법.
8. 제7항에 있어서, 알미늄 합금이 다음의 성분을 갖는 방법.

   Cu : 1.9-2.7%

   Mg : 1.3-1.6%

   Ni : 0.9-1.2%

   Al : 나머지
9. 제1항에 있어서, 변형될 소재가 Cu/Al/Ni타입의 동합금인 방법.
10. 제1항에 있어서, 변형될 소재가 니켈-기재 슈퍼 합금 혹은 니켈-기재 분산합금 혹은 Ni/Ti 또는 Ni/Ti/Cu타입의 니켈 합금인 방법.
11. 제1항에 있어서, 변형될 소재가 내크리프성의 페라이트 스텐레스강, 페라이트/오스테나이트 강 혹은 오스테나이트강인 방법.
12. 제11항에 있어서, 변형될 소재가 산화물 분산에 의하여 경화되어지는 페라이트강인 방법.
13. 제1항에 있어서, 변형될 재료가 원료상태에서 다공성 소결체 혹은 비소결체로서 존재하는 소결물질이며, 이들 소결혹은 비소결체는 냉각 예비 프레스 작업에서 생산되고, 이 소결체혹은 비소결체는 변형 작업중 의도하는 형태로 변환되며 동시에 치밀화되고 소결되는 그러한 방법.

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