JPS60170548A - 超合金材料の鍛造方法 - Google Patents
超合金材料の鍛造方法Info
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- JPS60170548A JPS60170548A JP59281910A JP28191084A JPS60170548A JP S60170548 A JPS60170548 A JP S60170548A JP 59281910 A JP59281910 A JP 59281910A JP 28191084 A JP28191084 A JP 28191084A JP S60170548 A JPS60170548 A JP S60170548A
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- forging
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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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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
- B21J5/00—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21K—MAKING FORGED OR PRESSED METAL PRODUCTS, e.g. HORSE-SHOES, RIVETS, BOLTS OR WHEELS
- B21K1/00—Making machine elements
- B21K1/28—Making machine elements wheels; discs
- B21K1/32—Making machine elements wheels; discs discs, e.g. disc wheels
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
技術分野
本発明は特に鋳造型式の高力ニッケル基超合金材料の鍛
造に係る。
造に係る。
背景技術
ニッケル基超合金はガスタービンエンジンに広く応用さ
れている。一つの用途はタービンディスクの範囲である
。ディスク材料に対づる必要条件はエンジン性能の全般
的向上と共に高度化している。初期のエンジンはディス
ク材料として鍛造された鋼及び鋼誘導合金を使用してい
た。これらはやがて、若干の困難は・あるにしても鍛造
が可能であるＷａ６ｐａｌｏｙのような第一世代のニッ
ケル基超合金により取って代わられた。
れている。一つの用途はタービンディスクの範囲である
。ディスク材料に対づる必要条件はエンジン性能の全般
的向上と共に高度化している。初期のエンジンはディス
ク材料として鍛造された鋼及び鋼誘導合金を使用してい
た。これらはやがて、若干の困難は・あるにしても鍛造
が可能であるＷａ６ｐａｌｏｙのような第一世代のニッ
ケル基超合金により取って代わられた。
ニッケル基超合金はそれらの強度の大部分をガンマプラ
イム強化相の存在に依拠している。ニッケル基超合金開
発の分野では、強電を高めるためガンマプライムの体積
百分率を増大づ−る傾向を辿ってきた。初期のエンジン
ディスクに使用されたＷａｓｐａｌｏｙ合金はガンマプ
ライム相を約２５％の体積百分率で含有していたが、最
近ｆｆＨＲされたディスク合金はガンマプライム相を約
４０〜７０％の体積百分率で含イｊしている。不幸なこ
とに、合金の強度を高めるためのガンマプライム相の増
大は合金の可鍛性を実質的に減少Ｊる。Ｗａｓｐａｌｏ
ｙ材料は鋳造インゴットから出発して鍛造され得たが、
その後に開発された一層＾力のディスク材料は信頼性を
おける鍛造が不可能であり、最終寸法への機械加工を経
済的に行い得る形状のディスク・プレフオームを形成す
るために一層費用のかかる粉末冶金技術の使用を必要と
した。エンジンディスクの製造用として実質的な成功が
得られたこのにうな粉末冶金プロビスの一つは米国特許
第３゜５１９．５０３号及び第４，０８１，２９５号明
細書に記載されている。このプロセスは粉末冶金から出
発する材料の場合には非常によく適していることが実証
されたが、ｖＩ造から出発する材料の場合にはあまり適
していない。
イム強化相の存在に依拠している。ニッケル基超合金開
発の分野では、強電を高めるためガンマプライムの体積
百分率を増大づ−る傾向を辿ってきた。初期のエンジン
ディスクに使用されたＷａｓｐａｌｏｙ合金はガンマプ
ライム相を約２５％の体積百分率で含有していたが、最
近ｆｆＨＲされたディスク合金はガンマプライム相を約
４０〜７０％の体積百分率で含イｊしている。不幸なこ
とに、合金の強度を高めるためのガンマプライム相の増
大は合金の可鍛性を実質的に減少Ｊる。Ｗａｓｐａｌｏ
ｙ材料は鋳造インゴットから出発して鍛造され得たが、
その後に開発された一層＾力のディスク材料は信頼性を
おける鍛造が不可能であり、最終寸法への機械加工を経
済的に行い得る形状のディスク・プレフオームを形成す
るために一層費用のかかる粉末冶金技術の使用を必要と
した。エンジンディスクの製造用として実質的な成功が
得られたこのにうな粉末冶金プロビスの一つは米国特許
第３゜５１９．５０３号及び第４，０８１，２９５号明
細書に記載されている。このプロセスは粉末冶金から出
発する材料の場合には非常によく適していることが実証
されたが、ｖＩ造から出発する材料の場合にはあまり適
していない。
ディスク材料の鍛造に関連でる他の特許は米国特許第３
，８０２，９３８号、第３．９７５，２１９号及び第４
，１１０．１３１号を含んでいる。
，８０２，９３８号、第３．９７５，２１９号及び第４
，１１０．１３１号を含んでいる。
従って、要約すると、高力ディスク材料に通ずる傾向は
処理を困難にする結果に通じ、これらの困難は費用のか
かる粉末冶金技術の使用によってのみ解決されてきた。
処理を困難にする結果に通じ、これらの困難は費用のか
かる粉末冶金技術の使用によってのみ解決されてきた。
本発明の一つの目的は、高力材料の鍛造を容易にする方
法を提供することである。
法を提供することである。
本発明の伯の目的は、ニッケル基超合金材料の可鍛性を
実質的に向上する熱処理方法を提供することである。
実質的に向上する熱処理方法を提供することである。
本発明の別の目的は、体積百分率Ｃ約４０％を越えるガ
ンマプライム相を含有しており一般に鍛造不可能である
と考えられている鋳造超合金月利を鍛造するための方法
を提供することである。
ンマプライム相を含有しており一般に鍛造不可能である
と考えられている鋳造超合金月利を鍛造するための方法
を提供することである。
発明の開示
ニッケル基超合金はそれらの強度の大部分をガンママト
リックス内のガンマプライム粒子の分布の存在に依拠し
ている。このガンマプライム相は、Ｔｉ及びＮｂのよう
な種々の合金元素がＡ１を部分的に置換している複合Ｎ
！ ９ Ａｔに基いている。
リックス内のガンマプライム粒子の分布の存在に依拠し
ている。このガンマプライム相は、Ｔｉ及びＮｂのよう
な種々の合金元素がＡ１を部分的に置換している複合Ｎ
！ ９ Ａｔに基いている。
耐熱元素Ｍｏ 、Ｗ、Ｔａ及びＮｂもガンママトリック
ス相を強化する。Ｏｒ及びＣｏの実質的な追加がＣ，Ｂ
及びｚｒのような少量元素と並んで通常行われている。
ス相を強化する。Ｏｒ及びＣｏの実質的な追加がＣ，Ｂ
及びｚｒのような少量元素と並んで通常行われている。
第１表には熱間加工条件で使用される種々の超合金の標
準組成が示されている。Ｗａｓｐａｌｏｙは鋳造ストッ
クから従来のように鍛造され１ｑる。残りの合金は通常
粉末から直接１−（ＩＰ固形化により、若しくは固形化
された粉末プレフオームの鍛造により成形され、鍛造は
、ＡＳｔｒＱｌＯｙは粉末技術に頼らずに鍛造される場
合もある【）れども、高いガンマプライム相含有量のた
めに通常不可能である。
準組成が示されている。Ｗａｓｐａｌｏｙは鋳造ストッ
クから従来のように鍛造され１ｑる。残りの合金は通常
粉末から直接１−（ＩＰ固形化により、若しくは固形化
された粉末プレフオームの鍛造により成形され、鍛造は
、ＡＳｔｒＱｌＯｙは粉末技術に頼らずに鍛造される場
合もある【）れども、高いガンマプライム相含有量のた
めに通常不可能である。
本発明により処理可能である第１表の合金及び他の合金
の組成範囲（重量百分率）は、通常の聞の少量元素Ｃ，
Ｂ及びＺｒとならんで５〜２５％Ｃ０１８〜２０％０ｒ
１１〜６％△１．１〜５％Ｔｉ、Ｏ〜６％ＭＯ１０〜７
％Ｗ１０〜５％Ｔ８１０〜５％Ｎｂ１０〜５％Ｒｅ、０
〜２％１−１ｆ、０〜２％Ｖ、残余木質的にＮ１である
５、Ａ１及び１゛ｉｉ含有合計は通常４〜１０％の範囲
であり、またＭｏ ＋Ｗ＋Ｔａ ＋Ｎｂの合計は通常２
，５〜１２％の範囲である。本発明は体積百分率で７５
％までのガンマプライム含有量を有するニッケル基超合
金に広く応用可能であるが、体積百分率で４０％以上、
好ましくは５０％以上、のガンマプライムを含有し、従
って通常の（粉末冶金によらない）技術によっては鍛造
不可能であった合金に特に有用である。
の組成範囲（重量百分率）は、通常の聞の少量元素Ｃ，
Ｂ及びＺｒとならんで５〜２５％Ｃ０１８〜２０％０ｒ
１１〜６％△１．１〜５％Ｔｉ、Ｏ〜６％ＭＯ１０〜７
％Ｗ１０〜５％Ｔ８１０〜５％Ｎｂ１０〜５％Ｒｅ、０
〜２％１−１ｆ、０〜２％Ｖ、残余木質的にＮ１である
５、Ａ１及び１゛ｉｉ含有合計は通常４〜１０％の範囲
であり、またＭｏ ＋Ｗ＋Ｔａ ＋Ｎｂの合計は通常２
，５〜１２％の範囲である。本発明は体積百分率で７５
％までのガンマプライム含有量を有するニッケル基超合
金に広く応用可能であるが、体積百分率で４０％以上、
好ましくは５０％以上、のガンマプライムを含有し、従
って通常の（粉末冶金によらない）技術によっては鍛造
不可能であった合金に特に有用である。
次に第１図を参照すると、本発明のプロセスにとってま
ず必要なことは、出発材料が微細な粒子寸法を右する鋳
造材料であることである。従来の技術を用いて鋳造され
たディスク鍛造プレフォーム内で【よ、粒子寸法は１２
．７ｍｍよりも大きい典型的な粒子寸法を有するＡＳＴ
Ｍ−３よりも実質的に大きい。本発明は、粒子Ｎ法が△
ＳＴＭ−０と等しく又はそれよりも微細であること、好
ましくはΔＳＴＭ−２よりも微細であることを必要とす
る。第２表にはＡＳＴＭ番号と平均粒径との間の関係が
示されている。
ず必要なことは、出発材料が微細な粒子寸法を右する鋳
造材料であることである。従来の技術を用いて鋳造され
たディスク鍛造プレフォーム内で【よ、粒子寸法は１２
．７ｍｍよりも大きい典型的な粒子寸法を有するＡＳＴ
Ｍ−３よりも実質的に大きい。本発明は、粒子Ｎ法が△
ＳＴＭ−０と等しく又はそれよりも微細であること、好
ましくはΔＳＴＭ−２よりも微細であることを必要とす
る。第２表にはＡＳＴＭ番号と平均粒径との間の関係が
示されている。
第 ２ 表
Ａ Ｓ １’ Ｍ番号 平均粒径０ｍｍ−１’ ０．５
０ ０ ’０．３５ １ ０、２５ ２ ０．１８ ３ ０．１２５ 従って、粒子寸法に課せられる前記の条件は、本発明と
共に使用するだめの出発材料が典型的な従来の鋳造材料
よりも実質的に微細な粒子Ｎ法であることを意味する。
０ ０ ’０．３５ １ ０、２５ ２ ０．１８ ３ ０．１２５ 従って、粒子寸法に課せられる前記の条件は、本発明と
共に使用するだめの出発材料が典型的な従来の鋳造材料
よりも実質的に微細な粒子Ｎ法であることを意味する。
微細な粒子の出発材料を製造Ｊ゛るための一つの方法は
５ｐｅｃｉａｌ Ｍｅｔａｌｓ Ｃ０ｒｐＯｒａｔｉＯ
ｎにｍ渡された米国特許第、’１．，２６１゜４１２号
明細書に開示されている。ここに記載されている本発明
の開発作業の殆どは、上記の特許の開示に従って製造さ
れたものと信ぜられる、５ｐｅｃｉａｌ Ｍｅｔａｌｓ
Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎにより供給された出発材料を
使用して行われた。
５ｐｅｃｉａｌ Ｍｅｔａｌｓ Ｃ０ｒｐＯｒａｔｉＯ
ｎにｍ渡された米国特許第、’１．，２６１゜４１２号
明細書に開示されている。ここに記載されている本発明
の開発作業の殆どは、上記の特許の開示に従って製造さ
れたものと信ぜられる、５ｐｅｃｉａｌ Ｍｅｔａｌｓ
Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎにより供給された出発材料を
使用して行われた。
微細粒子の出発材料は典型的にＨ，Ｉ Ｐ処理（ホット
・アイソスタティック・プレツシング）を受ける。この
プロセスは材料を高い温度（例えば１０９３℃、２００
０下）及び高い外部流体圧力（例えば１３０．４ＭＰａ
１１５ｋｓｉ ）に同時に曝す過程から成ってし≧る
。このようなｌ−１１Ｐプロセスは、超合金鋳物内に通
常見出される内部微小気孔を閉じるのに有効であり、ま
た材料の全体的均質性を得るのに有効である。このよう
なＩ−Ｉ Ｉ Ｐ処理は、もし超合金部品の最終用途が
気孔が許され得るような非臨界的用途であれば必要とさ
れない。同様に、もし気孔の無い鋳物を製造し得るよう
な鋳造プロセスが利用可能であるならば、ｌ−Ｉ ＩＰ
サイクルは必要とされない。
・アイソスタティック・プレツシング）を受ける。この
プロセスは材料を高い温度（例えば１０９３℃、２００
０下）及び高い外部流体圧力（例えば１３０．４ＭＰａ
１１５ｋｓｉ ）に同時に曝す過程から成ってし≧る
。このようなｌ−１１Ｐプロセスは、超合金鋳物内に通
常見出される内部微小気孔を閉じるのに有効であり、ま
た材料の全体的均質性を得るのに有効である。このよう
なＩ−Ｉ Ｉ Ｐ処理は、もし超合金部品の最終用途が
気孔が許され得るような非臨界的用途であれば必要とさ
れない。同様に、もし気孔の無い鋳物を製造し得るよう
な鋳造プロセスが利用可能であるならば、ｌ−Ｉ ＩＰ
サイクルは必要とされない。
プロセスの次の過程は過時効化熱処理である。
この過程の目的は粗いガンマプライム分布を形成するこ
とである。更にガンマプライム分布は材料的に鍛造中の
材料の亀裂の傾向を小さくし、また材料の流動応力を小
さくＪることが見出されている。過時効化された組織は
、成る時間に厘りガンマプライムソルバス）！（よりも
少しく例えば５゜５〜５５℃、１０〜１００下）低い温
度に材わ１を保つことにより形成され得る。このような
処理は１〜２μｍのオーダーのガンマプライム粒子寸法
を生じる。本発明の文脈に於て、過時効化された組織と
は、鍛造温度に於ける平均ガンマプライム粒子寸法が０
．７μｍ１好ましくは１μｍ１を越えるような組織を指
している。それと対照的に、材料が（有用な機械的性質
を得るように）溶体化熱処理と、それに続く急冷と、更
にそれに続く時効化とから成る通常の熱処理をされると
きには、カンマプライム１法は約０．５μｍｊ；りも小
さい。
とである。更にガンマプライム分布は材料的に鍛造中の
材料の亀裂の傾向を小さくし、また材料の流動応力を小
さくＪることが見出されている。過時効化された組織は
、成る時間に厘りガンマプライムソルバス）！（よりも
少しく例えば５゜５〜５５℃、１０〜１００下）低い温
度に材わ１を保つことにより形成され得る。このような
処理は１〜２μｍのオーダーのガンマプライム粒子寸法
を生じる。本発明の文脈に於て、過時効化された組織と
は、鍛造温度に於ける平均ガンマプライム粒子寸法が０
．７μｍ１好ましくは１μｍ１を越えるような組織を指
している。それと対照的に、材料が（有用な機械的性質
を得るように）溶体化熱処理と、それに続く急冷と、更
にそれに続く時効化とから成る通常の熱処理をされると
きには、カンマプライム１法は約０．５μｍｊ；りも小
さい。
過時効化熱処理過程に続いて、材料は恒温鍛造される。
恒温鍛造という用語は、ダイス型温度が＠造プレフォー
ム温度（例えば１５５〜１１０℃（±１００°Ｆ〜２０
０下））に近く、またプロセスの間の温度変化が小さい
（例えば±５５℃（±１００下））プロセスを指してい
る。このようなプロヒスは加工片温度に近い温度に加熱
されているダイス型を使用して行われる。恒温鍛造過程
は、ガンマプライムソルバス温度に近く但しそれよりも
低い温度、好ましくはガンマプライムソルバス温度より
も約５５〜１１０℃（１００下〜２００下）低い温度で
行われ得る。この範囲の鍛造温度の使用により、比較的
微細な粒子寸法を有する部分的に再結晶化されたミクロ
組織が得られる。
ム温度（例えば１５５〜１１０℃（±１００°Ｆ〜２０
０下））に近く、またプロセスの間の温度変化が小さい
（例えば±５５℃（±１００下））プロセスを指してい
る。このようなプロヒスは加工片温度に近い温度に加熱
されているダイス型を使用して行われる。恒温鍛造過程
は、ガンマプライムソルバス温度に近く但しそれよりも
低い温度、好ましくはガンマプライムソルバス温度より
も約５５〜１１０℃（１００下〜２００下）低い温度で
行われ得る。この範囲の鍛造温度の使用により、比較的
微細な粒子寸法を有する部分的に再結晶化されたミクロ
組織が得られる。
熱処理は有意義な量（例えば体積百分率で約２０％以上
〉の再結晶化を生じさせる熱処理であり、また第二の熱
処理は他の過時効化熱処理である。
〉の再結晶化を生じさせる熱処理であり、また第二の熱
処理は他の過時効化熱処理である。
再結晶化熱処理は一般に、二つの熱処理がしばしば組合
されるように、過時効化熱処理に対して必要な条件と同
じ条件のもとに行われる。再結晶化熱処理は好ましくは
恒温鍛造温度以上但しガンマプライムソルバス以下の温
度で行われ、他方過時効化熱処理は前記の条件のもとで
行われる。第二の過時効化熱処理に対する温度は第一の
過時効化熱処理に対してＲ適な温度と正確に同一でなく
てよいことが観察されている。これは、均１δ１性の増
大の結果として処理中に生じ得るガンマプライムソルバ
ス温度の僅な変化の結果である。
されるように、過時効化熱処理に対して必要な条件と同
じ条件のもとに行われる。再結晶化熱処理は好ましくは
恒温鍛造温度以上但しガンマプライムソルバス以下の温
度で行われ、他方過時効化熱処理は前記の条件のもとで
行われる。第二の過時効化熱処理に対する温度は第一の
過時効化熱処理に対してＲ適な温度と正確に同一でなく
てよいことが観察されている。これは、均１δ１性の増
大の結果として処理中に生じ得るガンマプライムソルバ
ス温度の僅な変化の結果である。
第二の過時効化熱処理過程に続いて、更に恒温鍛造が行
われる。第二の恒温鍛造に対り゛る最適条イｑが第一の
恒温鍛造に対するＲ適条件と若干異なっていてよく、ま
たＦｐ４型的に一層大きな減少比が亀裂無しに第二の鍛
造過程で許され得ることは留意されるべきである。所望
の最終形態が二つの恒温鍛造過程を用いて達成され得な
い場合には、再結晶化／過時効化熱処理及びそれに続く
恒温鍛造を含む追加的な過程が、所望の形態が達成され
るまで、行われ得る。一旦所望の最終形態が達成される
と、材料は、使用中の最適な機械的性質を得るため最適
な最終ガンマプライム組織を確立づ°る目的で通常の溶
体化熱処理及び時効化処理をされる。
われる。第二の恒温鍛造に対り゛る最適条イｑが第一の
恒温鍛造に対するＲ適条件と若干異なっていてよく、ま
たＦｐ４型的に一層大きな減少比が亀裂無しに第二の鍛
造過程で許され得ることは留意されるべきである。所望
の最終形態が二つの恒温鍛造過程を用いて達成され得な
い場合には、再結晶化／過時効化熱処理及びそれに続く
恒温鍛造を含む追加的な過程が、所望の形態が達成され
るまで、行われ得る。一旦所望の最終形態が達成される
と、材料は、使用中の最適な機械的性質を得るため最適
な最終ガンマプライム組織を確立づ°る目的で通常の溶
体化熱処理及び時効化処理をされる。
他の特徴及び利点は本明細書の説明、特許請求の範囲及
び本発明の詳細な説明する図面から明らかであろう。
び本発明の詳細な説明する図面から明らかであろう。
１８．４％ＧＯ１１２，４％Ｏｒ、３．２％ＭＯ，５％
ＡＩ 、４．４％Ｔｉ 、１．４％Ｎｂ 、０゜０４％
Ｃ１残余本軍的にニッケルを含有する材料が長さ１２７
ＣＩＩ１１直径１２．７ｃｍの形態で得られた。近似的
な粒子寸法はＪ３よ（ＡＳ ｒＭ−０（０゜３５Ｉｌｌ
Ｉｎ平均粒径）であった。この鋳物は３ｐｅｃｉａ１Ｍ
ｅｔａｌｓ （：、 ｏｒｐｏｒａＬｉｏｎから得ら
れたものであり、米国特許第４．．２６１，４１２号の
開示を用いて製作されたものであると信ぜられている。
ＡＩ 、４．４％Ｔｉ 、１．４％Ｎｂ 、０゜０４％
Ｃ１残余本軍的にニッケルを含有する材料が長さ１２７
ＣＩＩ１１直径１２．７ｃｍの形態で得られた。近似的
な粒子寸法はＪ３よ（ＡＳ ｒＭ−０（０゜３５Ｉｌｌ
Ｉｎ平均粒径）であった。この鋳物は３ｐｅｃｉａ１Ｍ
ｅｔａｌｓ （：、 ｏｒｐｏｒａＬｉｏｎから得ら
れたものであり、米国特許第４．．２６１，４１２号の
開示を用いて製作されたものであると信ぜられている。
この材料は１２０４℃（２２００下）の共晶ガンマプラ
・ イムソルバス温度を有する。
・ イムソルバス温度を有する。
材料は３時間に亙り１１８２℃（２１’６０下）の温度
及び１０３．４ＭＰａ （１５ｋｓｉ ）の圧力でＨＩ
Ｐ処理をされた。材料は次いで４時間に亙り１１２１℃
（２０５０下）で過時効化され、また１１２１℃（２０
５０丁）に加熱されたダイス型を使用して１１２１℃（
２０５０下）で恒温鍛造された。５０％の減少比が０
、１ ｃｍ／ ｃｍ／ ｍ１ｔｔのひずみ速度を用いて
達成された。材料は次いで１時間に亙り１１４９℃（２
１００下）で再結晶化され、また４時間に亙り１１２１
℃＜２０５０下）で過時効化された。プロセスの！終過
程は、８０％の全減少比を達成するため更に４０％の減
少比を達成１°るための０ 、１ｃｍ／ｃｍ／ｍｔｎの
ひずみ速度で１１２１℃（２０５０’Ｆ ）での恒温鍛
造であった。本発明によらずにまた亀裂無しにこの材料
を鍛造する場合に可能な減少比は３０％であつ Ｉこ
。
及び１０３．４ＭＰａ （１５ｋｓｉ ）の圧力でＨＩ
Ｐ処理をされた。材料は次いで４時間に亙り１１２１℃
（２０５０下）で過時効化され、また１１２１℃（２０
５０丁）に加熱されたダイス型を使用して１１２１℃（
２０５０下）で恒温鍛造された。５０％の減少比が０
、１ ｃｍ／ ｃｍ／ ｍ１ｔｔのひずみ速度を用いて
達成された。材料は次いで１時間に亙り１１４９℃（２
１００下）で再結晶化され、また４時間に亙り１１２１
℃＜２０５０下）で過時効化された。プロセスの！終過
程は、８０％の全減少比を達成するため更に４０％の減
少比を達成１°るための０ 、１ｃｍ／ｃｍ／ｍｔｎの
ひずみ速度で１１２１℃（２０５０’Ｆ ）での恒温鍛
造であった。本発明によらずにまた亀裂無しにこの材料
を鍛造する場合に可能な減少比は３０％であつ Ｉこ
。
以上に於ては本発明を特定の実施例について詳細に説明
したが、本発明はかかる実施例に限定されるものではな
く、本発明の範囲内にて種々の実施例が可能であること
は当業者にとって明らかであろう。
したが、本発明はかかる実施例に限定されるものではな
く、本発明の範囲内にて種々の実施例が可能であること
は当業者にとって明らかであろう。
図面は種々の実施例の概要を示ずフローチト−トぐある
。 特許出願人 ユナイテッド・チクノロシーズ・コーポレ
イション 代 理 人 弁理士 明 石 昌 毅
。 特許出願人 ユナイテッド・チクノロシーズ・コーポレ
イション 代 理 人 弁理士 明 石 昌 毅
Claims (2)
- （１）細粒鋳造超合金材料の鍛造方法に於て、ａ）粗い
ガンマプライム分布を生ずるように材料を過時効化Ｊる
過程と、 ｂ）過時効化された材料を恒温＃Ｉ２造する過程とを含
んでいることを特徴とする方法。 - （２）細粒鋳造超合金材料の鍛造方法に於て、ａ）粗い
ガンマプライム分イ１１を生ずるように材料を過時効化
する過程と、 ｂ）著しい亀裂を生じさせることなく過時効化された材
料を恒温鍛造する過程と、 Ｃ）材料を再結晶化する過程と、 ｄ）材料を過時効化する過程と、 ｅ）材料を恒温鍛造する過程と、 を含んでいることを特徴とする方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
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