JP3058915B2 - 超合金鍛造方 - Google Patents
超合金鍛造方Info
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- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
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-
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
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Description
【発明の詳細な説明】 技術分野 本発明は、ある特定の範囲の組成を有する超合金（su
peralloy）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。
peralloy）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。
背景技術 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（Ni3Al）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。
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（Ni3Al）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。
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、かつ一般に実施されたとき、
粉末治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。粉末治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。
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、かつ一般に実施されたとき、
粉末治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。粉末治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。
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。
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。
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。
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。
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。
特定な適応性を有する超合金の種類を開示している。
発明の開示 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。
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。
米国特許第2,977,222号、第4,083,734号及び第4,957,
567号を含む特許明細書に開示された商標名Waspaloy,Ud
imet 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。
567号を含む特許明細書に開示された商標名Waspaloy,Ud
imet 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C
r、13.5重量％のCo、4.2重量％のMo、3.0重量％のTi、
1.4重量％のAl、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）ワスパロイ（Waspaloy）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。ワスパロイは、
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、多量のワスパ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。
r、13.5重量％のCo、4.2重量％のMo、3.0重量％のTi、
1.4重量％のAl、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）ワスパロイ（Waspaloy）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。ワスパロイは、
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、多量のワスパ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。
ワスパ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
ォーマ（gamma prime formers）（Al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 solvus）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。
いは、好適な組成物がより多くの量のガンマプライムフ
ォーマ（gamma prime formers）（Al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 solvus）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。
本発明は、12重量％〜20重量％のCr、10重量％〜20重
量％のCo、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、１重量％以下のTa、4.5重量％
以下のＷ、１重量％以下のNb、2.0重量％以下のFe、0.3
重量％以下のHf、0.02重量％以下のＹ、0.1重量％以下
のＶ、1.0重量％以下の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648.9℃（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時間の時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37.8℃（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93.3℃（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
記鍛造物が平均粒径0.006mm（ASTM12）の粒度よりも微
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を提供する。
量％のCo、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、１重量％以下のTa、4.5重量％
以下のＷ、１重量％以下のNb、2.0重量％以下のFe、0.3
重量％以下のHf、0.02重量％以下のＹ、0.1重量％以下
のＶ、1.0重量％以下の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648.9℃（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時間の時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37.8℃（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93.3℃（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
記鍛造物が平均粒径0.006mm（ASTM12）の粒度よりも微
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を提供する。
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（subsolvus）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。
処理またはサブソルバス（subsolvus）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。
鍛造材料が、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（overaged）”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37.8℃（100゜F）または好まし
くは10℃（50゜F）（最も好ましくは−6.7℃（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プライムの結晶粒度は１μｍを
超過するか、または好ましくは２μｍを超過することと
なる。
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（overaged）”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37.8℃（100゜F）または好まし
くは10℃（50゜F）（最も好ましくは−6.7℃（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プライムの結晶粒度は１μｍを
超過するか、または好ましくは２μｍ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9
3.3℃（200゜F）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93.3℃（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、ASTM10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。
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9
3.3℃（200゜F）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93.3℃（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、ASTM10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。
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。
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648.9℃（1200゜F）よりも高い温度での強度、延
性及び靱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。
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648.9℃（1200゜F）よりも高い温度での強度、延
性及び靱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648.9℃
（1200゜F）よりも高い温度で使用されるのに適してい
る。
（1200゜F）よりも高い温度で使用されるのに適してい
る。
ASTM10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）ワスパロイ
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、最も良好な場合でも、電子ビーム溶接がかろう
じて可能な程度である。
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）ワスパロイ
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、最も良好な場合でも、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3,519,503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。
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3,519,503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っそう明らかになる。
付の請求項とからいっそう明らかになる。
図面の簡単な説明 第１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。
図である。
第２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。
料の応力対温度の関係を表すグラフである。
第３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。
対温度の棒グラフである。
第４図は、微細な粒子状態の本発明の材料の伸び対温
度の棒グラフである。
度の棒グラフである。
発明を実施するのに最良の形態 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１図を参照しながら以下に
詳しく説明する。
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１図を参照しながら以下に
詳しく説明する。
第１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 induc
tion melted）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
（24インチ）の直径と0.16cmから0.32cm（1/16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（vacuum arc remel
ted）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。
を有する材料が、先ず、高周波真空溶解（vacuum induc
tion melted）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
（24インチ）の直径と0.16cmから0.32cm（1/16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（vacuum arc remel
ted）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、ケンタッ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1190.5℃（2175゜F）で27時間に亘って均
熱（拡散加熱）され、0.64cm（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。
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、ケンタッ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1190.5℃（2175゜F）で27時間に亘って均
熱（拡散加熱）され、0.64cm（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60.96cmから81.28cm（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1190.5℃（2175゜F）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。
柱形の直径を60.96cmから81.28cm（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1190.5℃（2175゜F）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、1110℃（2030゜F）から1121.1℃（2050゜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60.9
8cm（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1093.3℃（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、1176.6℃（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10
79.4℃（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一相の材
料として始まった）材料は、およそ−6.7℃（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、１μｍ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。
が、1110℃（2030゜F）から1121.1℃（2050゜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60.9
8cm（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1093.3℃（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、1176.6℃（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10
79.4℃（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一相の材
料として始まった）材料は、およそ−6.7℃（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、１μｍ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60.95cm（24インチ）の過時効された鍛造物は、
次に、0.81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1079.4℃（1975゜F）でおよ
そ0.5cm/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1079.4℃（1975゜F）で再加熱され、最終的な1
7.78cm（７インチ）の直径となるまで、中間の温度106
5.5℃（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,
871,223号に開示された、オーストリアのGFM Holdings
of Steyrの製品である回転鍛造機械（rotary forging o
r 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（７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（７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ASTM12からASTM14と
等しい結晶粒度を有する。
次に、0.81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1079.4℃（1975゜F）でおよ
そ0.5cm/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1079.4℃（1975゜F）で再加熱され、最終的な1
7.78cm（７インチ）の直径となるまで、中間の温度106
5.5℃（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,
871,223号に開示された、オーストリアのGFM Holdings
of Steyrの製品である回転鍛造機械（rotary forging o
r 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（７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（７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ASTM12からASTM14と
等しい結晶粒度を有する。
直径17.8cm（７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。
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２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（例え
ばTimken Bearing Co.,製の商品名17−22Aにて知られた
高張力鋼材料）の降伏強さを温度の関数として表してい
る。
る重要な性質は、降伏強さである。第２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（例え
ばTimken Bearing Co.,製の商品名17−22Aにて知られた
高張力鋼材料）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537.8
℃（1000゜F）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。IN
100として示された材料は、12重量％のCr、18重量％のC
o、3.2重量％のMo、4.3重量％のTi、5.0重量％のAl、0.
8重量％のＶ、0.07重量％のＣ、0.02重量％のＢ、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。IN100
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
高コストの粉末治金技術を用いて処理されなければなら
ない。商標名Incone1718として示された材料は、19重量
％のCr、3.1重量％のMo、5.3重量％の（Cb＋Ta）、0.9
重量％のTi、0.6重量％のAl、19重量％のFe及び残量のN
i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20ksi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。粗い粒子のワスパロイ（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Mo、3.0重量％のTi、1.4重量％のAl、0.05重量％の
Ｃ、0.006重量％のＢ、0.007重量％のZr及び残量のNiの
公称の組成と、ASTM4ほ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Mo、0.3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（Ｎ＋Ｔ）さ
れた状態と、焼入れ及び焼きもどし（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60ksiから70k
si小さく、かつおよそ315.5℃（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204.4℃（4
00゜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648.9℃（1200゜F）の温度に至るまで有用であ
ることが分かる。
℃（1000゜F）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。IN
100として示された材料は、12重量％のCr、18重量％のC
o、3.2重量％のMo、4.3重量％のTi、5.0重量％のAl、0.
8重量％のＶ、0.07重量％のＣ、0.02重量％のＢ、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。IN100
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
高コストの粉末治金技術を用いて処理されなければなら
ない。商標名Incone1718として示された材料は、19重量
％のCr、3.1重量％のMo、5.3重量％の（Cb＋Ta）、0.9
重量％のTi、0.6重量％のAl、19重量％のFe及び残量のN
i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20ksi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。粗い粒子のワスパロイ（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Mo、3.0重量％のTi、1.4重量％のAl、0.05重量％の
Ｃ、0.006重量％のＢ、0.007重量％のZr及び残量のNiの
公称の組成と、ASTM4ほ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Mo、0.3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（Ｎ＋Ｔ）さ
れた状態と、焼入れ及び焼きもどし（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60ksiから70k
si小さく、かつおよそ315.5℃（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204.4℃（4
00゜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648.9℃（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 proper
ties）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 stresses）で恒温または熱間ダイ鍛
造されることが可能である。第３図は、幾つかの異なる
温度での、0.1cm/cm/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 stress）を示し、1010℃（1850゜F）と
1107.2℃（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４図は、0.1cm/cm/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、1010℃（1850゜F）と107
9.4℃（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。
温度範囲に亘って有用な超塑性（super plastic proper
ties）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 stresses）で恒温または熱間ダイ鍛
造されることが可能である。第３図は、幾つかの異なる
温度での、0.1cm/cm/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 stress）を示し、1010℃（1850゜F）と
1107.2℃（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４図は、0.1cm/cm/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、1010℃（1850゜F）と107
9.4℃（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、鍛造ダイが鍛造温度から
およそ260℃（500゜F）以内の温度に加熱される工程を
意味し、恒温鍛造は、ダイが鍛造温度から93.3℃（200
゜F）以内の温度に加熱される工程を意味する。
およそ260℃（500゜F）以内の温度に加熱される工程を
意味し、恒温鍛造は、ダイが鍛造温度から93.3℃（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
するかどうかを容易に測定することができる。
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
するか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１
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0.05cm/cm/分から0.2cm/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。
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0.05cm/cm/分から0.2cm/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。
なお、本明細書中にてWaspaloy,Udimet 720,Astrolo
y,Rene 88,Inconel 718及び17−22Aとして言及された各
材料の所望の組成に関して述べるならば、Waspaloyは、
58.3％のNiと19.5％のCrと13.5％のCoと4.3％のMoと1.3
％のAlと3.0％のTiと0.08％のＣと0.006％のＢと0.06％
のZrとより成り、Udimet 720は、55.0％のNiと17.9％の
Crと14.7％のCoと3.0％のMoと1.3％のＷと2.5％のAlと
5.0％のTiと0.03％のＣと0.033％のＢと0.03％のZrとよ
り成り、Astroloyは、55.1％のNiと15.0％のCrと17.0％
のCoと5.25％のMoと4.0％のAlと3.5％のTiと0.06％のＣ
と0.03％のＢと0.9％のZrと18.5％のFeと0.20％のMnと
0.30％のSiと0.04％のＣとよりなり、Rene 88は、60％
のNiと14.0％のCrと9.5％のCoと4.0％のMoと4.0％のＷ
と3.0％のAlと5.0％のTiと0.17％のＣと0.015％のＢと
0.03％のZrとより成り、Inconel 718は、53.0％のNiと1
8.6％のCrと3.1％のMoと5.0％のNbと0.4％のAlと0.9％
のTiと18.5％のFeと0.20％のMnと0.30％のSiと0.04％の
Ｃとより成り、17−22Aは、0.45％のＣと0.95％のCrと
0.55％のMoと0.30％のＶと0.55％のMnの残量の鉄より成
る。
y,Rene 88,Inconel 718及び17−22Aとして言及された各
材料の所望の組成に関して述べるならば、Waspaloyは、
58.3％のNiと19.5％のCrと13.5％のCoと4.3％のMoと1.3
％のAlと3.0％のTiと0.08％のＣと0.006％のＢと0.06％
のZrとより成り、Udimet 720は、55.0％のNiと17.9％の
Crと14.7％のCoと3.0％のMoと1.3％のＷと2.5％のAlと
5.0％のTiと0.03％のＣと0.033％のＢと0.03％のZrとよ
り成り、Astroloyは、55.1％のNiと15.0％のCrと17.0％
のCoと5.25％のMoと4.0％のAlと3.5％のTiと0.06％のＣ
と0.03％のＢと0.9％のZrと18.5％のFeと0.20％のMnと
0.30％のSiと0.04％のＣとよりなり、Rene 88は、60％
のNiと14.0％のCrと9.5％のCoと4.0％のMoと4.0％のＷ
と3.0％のAlと5.0％のTiと0.17％のＣと0.015％のＢと
0.03％のZrとより成り、Inconel 718は、53.0％のNiと1
8.6％のCrと3.1％のMoと5.0％のNbと0.4％のAlと0.9％
のTiと18.5％のFeと0.20％のMnと0.30％のSiと0.04％の
Ｃとより成り、17−22Aは、0.45％のＣと0.95％のCrと
0.55％のMoと0.30％のＶと0.55％のMnの残量の鉄より成
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。
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。
フロントページの続き (72)発明者 パウロニス、ダニエル・エフ アメリカ合衆国コネチカット州06441・ ヒガーナム・オールドカントリーロード 136 (72)発明者 サミュエルソン、ジェフリー・ダブリュ アメリカ合衆国フロリダ州33477・ジュ ピター・パームアベニュー 130 (72)発明者 ジャックマン、ローレンス・エイ アメリカ合衆国ノースカロライナ州 28112・モンロー・ヘザーウッドドライ ブ 730 (72)発明者 バカロ、フレデリック・ピー アメリカ合衆国ノースカロライナ州 28173・ワグゾウ・リルウッドドライブ 8013 (72)発明者 トマス、ウィリアム・エム アメリカ合衆国ノースカロライナ州 28112 モンロー・グリフィスロード 1803 (56)参考文献 特開 昭60−92458（ＪＰ，Ａ) 特公 昭63−62584（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (1)
- 【請求項１】12重量％〜20重量％のCr、10重量％〜20重
量％のCo、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、１重量％以下のTa、4.5重量％
以下のＷ、１重量％以下のNb、2.0重量％以下のFe、0.3
重量％以下のHf、0.02重量％以下のＹ、0.1重量％以下
のＶ、1.0重量％以下の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648.9℃（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時間の時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37.8℃（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93.3℃（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
記鍛造物が平均粒径0.006mm（ASTM12）の粒度よりも微
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。
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| US6059904A (en) * | 1995-04-27 | 2000-05-09 | General Electric Company | Isothermal and high retained strain forging of Ni-base superalloys |
| US5662749A (en) * | 1995-06-07 | 1997-09-02 | General Electric Company | Supersolvus processing for tantalum-containing nickel base superalloys |
| FR2737733B1 (fr) * | 1995-08-09 | 1998-03-13 | Snecma | Superalliages a base de nickel stables a hautes temperatures |
| US5938863A (en) * | 1996-12-17 | 1999-08-17 | United Technologies Corporation | Low cycle fatigue strength nickel base superalloys |
| IL143933A0 (en) * | 1998-12-23 | 2002-04-21 | United Technologies Corp | Die cast superalloy articles |
| US6334912B1 (en) | 1998-12-31 | 2002-01-01 | General Electric Company | Thermomechanical method for producing superalloys with increased strength and thermal stability |
| US6409853B1 (en) * | 1999-10-25 | 2002-06-25 | General Electric Company | Large forging manufacturing process |
| GB0024031D0 (en) | 2000-09-29 | 2000-11-15 | Rolls Royce Plc | A nickel base superalloy |
| EP1195446A1 (en) * | 2000-10-04 | 2002-04-10 | General Electric Company | Ni based superalloy and its use as gas turbine disks, shafts, and impellers |
| US20030053926A1 (en) * | 2001-09-18 | 2003-03-20 | Jacinto Monica A. | Burn-resistant and high tensile strength metal alloys |
| US6908519B2 (en) * | 2002-07-19 | 2005-06-21 | General Electric Company | Isothermal forging of nickel-base superalloys in air |
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| US6932877B2 (en) * | 2002-10-31 | 2005-08-23 | General Electric Company | Quasi-isothermal forging of a nickel-base superalloy |
| US7708846B2 (en) * | 2005-11-28 | 2010-05-04 | United Technologies Corporation | Superalloy stabilization |
| WO2008088242A1 (fr) * | 2006-12-27 | 2008-07-24 | Federalnoe Gosudarstvennoe Unitarnoe Predpriyatie 'moskovskoe Mashinostroitelnoe Proizvodstvennoe Predpriyatie 'salut' | Composition et procédé pour fabriquer un alliage à base de nickel et procédé pour traiter des pièces coulées fabriquées à partir de cet alliage |
| GB0918020D0 (en) * | 2009-10-15 | 2009-12-02 | Rolls Royce Plc | A method of forging a nickel base superalloy |
| US8790473B2 (en) | 2011-08-10 | 2014-07-29 | United Technologies Corporation | Method for forging metal alloy components for improved and uniform grain refinement and strength |
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| JP6079404B2 (ja) * | 2013-04-19 | 2017-02-15 | 大同特殊鋼株式会社 | ディスク形状品の鍛造加工方法 |
| EP3683323A1 (en) | 2013-07-17 | 2020-07-22 | Mitsubishi Hitachi Power Systems, Ltd. | Method for producing a ni-based alloy product |
| JP6293682B2 (ja) * | 2015-01-22 | 2018-03-14 | 株式会社日本製鋼所 | 高強度Ｎｉ基超合金 |
| CN107419136B (zh) * | 2016-05-24 | 2019-12-03 | 钢铁研究总院 | 一种服役温度达700℃以上的镍基变形高温合金及其制备方法 |
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| JP6809170B2 (ja) * | 2016-11-28 | 2021-01-06 | 大同特殊鋼株式会社 | Ｎｉ基超合金素材の製造方法 |
| RU2653386C1 (ru) * | 2017-08-16 | 2018-05-08 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") | Способ изготовления штамповок дисков из прессованных заготовок высоколегированных жаропрочных никелевых сплавов |
| CN110144535A (zh) * | 2019-06-06 | 2019-08-20 | 中国民航大学 | 一种改变哈氏合金表面晶体取向的方法 |
| CN110499483B (zh) * | 2019-09-24 | 2020-06-05 | 西北有色金属研究院 | 一种高合金化GH4720Li合金单级均匀化退火工艺 |
| CN113560481B (zh) * | 2021-07-30 | 2023-07-18 | 内蒙古工业大学 | 一种gh4738镍基高温合金的热加工工艺 |
| CN114032481B (zh) * | 2021-11-22 | 2022-05-17 | 北京钢研高纳科技股份有限公司 | 高合金化高温合金材料均质化的方法 |
| CN116144985A (zh) * | 2023-03-02 | 2023-05-23 | 江苏隆达超合金航材有限公司 | 一种c263合金细晶棒材的制造方法 |
| CN116855779B (zh) * | 2023-07-28 | 2024-01-23 | 北京钢研高纳科技股份有限公司 | 一种高温用镍基合金的制备方法及高温用镍基合金 |
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|---|---|---|---|---|
| US3519503A (en) * | 1967-12-22 | 1970-07-07 | United Aircraft Corp | Fabrication method for the high temperature alloys |
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| US4083734A (en) * | 1975-07-18 | 1978-04-11 | Special Metals Corporation | Nickel base alloy |
| US4514360A (en) * | 1982-12-06 | 1985-04-30 | United Technologies Corporation | Wrought single crystal nickel base superalloy |
| CH654593A5 (de) * | 1983-09-28 | 1986-02-28 | Bbc Brown Boveri & Cie | Verfahren zur herstellung eines feinkoernigen werkstuecks aus einer nickelbasis-superlegierung. |
| US4574015A (en) * | 1983-12-27 | 1986-03-04 | United Technologies Corporation | Nickle base superalloy articles and method for making |
| US4579602A (en) * | 1983-12-27 | 1986-04-01 | United Technologies Corporation | Forging process for superalloys |
| JPS60162760A (ja) * | 1984-02-06 | 1985-08-24 | Daido Steel Co Ltd | 高強度耐熱材料の製造方法 |
| US4685977A (en) * | 1984-12-03 | 1987-08-11 | General Electric Company | Fatigue-resistant nickel-base superalloys and method |
| US4769087A (en) * | 1986-06-02 | 1988-09-06 | United Technologies Corporation | Nickel base superalloy articles and method for making |
| JPS6362584A (ja) * | 1986-09-01 | 1988-03-18 | セイレイ工業株式会社 | デイスク回転式穀粒選別装置 |
| US4814023A (en) * | 1987-05-21 | 1989-03-21 | General Electric Company | High strength superalloy for high temperature applications |
| US4820356A (en) * | 1987-12-24 | 1989-04-11 | United Technologies Corporation | Heat treatment for improving fatigue properties of superalloy articles |
| JP2778705B2 (ja) * | 1988-09-30 | 1998-07-23 | 日立金属株式会社 | Ｎｉ基超耐熱合金およびその製造方法 |
| JPH0661604B2 (ja) * | 1989-03-28 | 1994-08-17 | 川崎重工業株式会社 | 超耐熱合金製ディスクの製造方法 |
-
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