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JPH09310162A - ニッケル基超合金鍛造用プリフォームの製造方法 - Google Patents

ニッケル基超合金鍛造用プリフォームの製造方法

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Publication number
JPH09310162A
JPH09310162A JP8339010A JP33901096A JPH09310162A JP H09310162 A JPH09310162 A JP H09310162A JP 8339010 A JP8339010 A JP 8339010A JP 33901096 A JP33901096 A JP 33901096A JP H09310162 A JPH09310162 A JP H09310162A
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gamma prime
forging
preform
temperature
grains
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JP8339010A
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Paul D Genereux
ポール・ダミアン・ジェネロ
Daniel F Paulonis
ダニエル・フランシス・ポーロニス
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Original Assignee
United Technologies Corp
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Publication date
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    • 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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Abstract

(57)【要約】 【課題】 微細な結晶粒及び粗大なガンマプライムを有
し鍛造に適したニッケル基超合金鍛造用プリフォームを
得る。 【解決手段】 微細結晶粒の鋳造インゴットを用意し、
該インゴットを熱処理して過時効された非共晶ガンマプ
ライム粒のミクロ組織を形成し、完全に再結晶化された
微細結晶粒のミクロ組織を形成するに十分な断面積減少
率にて前記熱処理されたインゴットを押出し、実質的な
結晶成長を阻止するに十分な程低い温度にて空孔を消去
するよう前記押出しされた材料をＨＩＰ処理し、微細な
結晶粒及び粗大なガンマプライムを有していてその後の
鍛造に適したニッケル基超合金鍛造用プリフォームを製
造する方法。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は鋳物材より出発して
ガンマプライムにて強化されたニッケル基超合金鍛造用
プリフォームを製造する方法に係る。
【０００２】
【従来の技術】ニッケル基超合金はガスタ―ビンエンジ
ンに於て広く使用されている。その一つの用途はタ―ビ
ンディスクである。エンジン性能の向上につれてディス
クに対する要求特性も増大している。初期のエンジンに
於てはディスク材料として容易に鍛造可能な鋼や鋼より
誘導された合金が使用されていた。これらの材料は、鍛
造可能であるが鍛造に或る程度の困難を伴なうＷaspalo
y の如き第一世代のニッケル基超合金によりまもなく取
って代わられた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ニッケル基超合金の強
度の大部分はガンマプライム相による。ニッケル基超合
金の開発傾向は強度を増大させるべくガンマプライムの
体積率を増大させることであった。初期のガスタービン
エンジンのディスクに使用されていたWaspaloy合金は約
２５ vol％のガンマプライム相を含んでいるのに対し、
より最近になって開発されたディスク用合金は約４０〜
７０ vol％のガンマプライム相を含んでいる。ガンマプ
ライム相の体積率が増大すると鍛造性が低下する。Wasp
aloy材料は出発原料としての鋳造インゴットより鍛造さ
れ得るものであるが、それより後に開発されたより強力
なディスク用材料は信頼性よく鍛造し得るものではな
く、鍛造ししかる後最終寸法に経済的に機械加工し得る
ディスクプリフォームを製造するためには、より高価な
粉末冶金法を使用することを要する。エンジン用ディス
クの製造に適した一つの粉末冶金法が米国特許第３，５
２９，５０３号及び同第４，０８１，２９５号に記載さ
れている。この方法は粉末冶金の出発材料には非常に有
効であるが、鋳物の出発材料には有効ではないことが解
った。
【０００４】デイスク材料の鍛造に関する他の特許とし
て、米国特許第３，８０２，９３８号、同第３，９７
５，２１９号、同第４，１１０，１３１号、同第４，５
７４，０１５号、４，５７９，６０２号がある。本発明
は幾つかの点に於て米国特許第４，５７４，０１５号の
方法の延長線上にある。
【０００５】以上要するに、高強度のディスク材料を開
発せんとする過程に於て高価な粉末冶金法によってしか
解決されない製造上の種々の困難が生じた。
【０００６】本発明の一つの目的は、高強度の超合金鋳
物材料を容易に鍛造することを可能にする方法を提供す
ることである。
【０００７】本発明の他の一つの目的は、約４０ vol％
を越えるガンマプライム相を含み本発明の方法によらな
ければ鍛造できない超合金鋳物より鍛造用プリフォーム
を製造する方法を提供することである。
【０００８】本発明の更に他の一つの目的は、空孔がな
く均一な再結晶粒を有する完全に再結晶化したミクロ組
織を有する超合金物品を製造することを可能にする熱処
理と押出し成形と鍛造との組合せを提供することであ
る。
【０００９】本発明の更に他の一つの目的は、平均ガン
マプライム寸法が約２μm を越える過時効ガンマプライ
ム相及び完全に再結晶化したミクロ組織を有する高度に
鍛造可能なニッケル基超合金プリフォームを提供するこ
とである。
【００１０】ニッケル基超合金の強度の大部分はガンマ
相マトリックス中にガンマプライム粒が分散しているこ
とによる。ガンマプライム相は化合物Ｎi 3 Ａl をベー
スとするものであり、Ａl は部分的にＴi 及びＮb の如
き種々の合金元素に置換えられてよい。Ｍo 、Ｗ、Ｔa
、Ｎb の如き高融点元素はガンマプライム相を強化す
る。又一般にＣr 、Ｃo の如き元素がＣ、Ｂ、Ｚr の如
き少量の元素と共に添加されてよい。
【００１１】表１は熱間加工により成形される種々の超
合金の公称組成を示している。Waspaloyはもともと鋳物
の状態にて鍛造し得るものである。他の合金は通常直接
ＨＩＰ処理又は焼結された粉末プリフォームを鍛造する
ことにより粉末より形成されるものであり、これらの組
成物の鋳物プリフォームを鍛造することはそれらのガン
マプライム含有量が高いことにより一般には不可能であ
る。但しAstroloyは粉末冶金法によらないで鍛造される
ことがある。
【００１２】表１に示された合金及び本発明により処理
可能である他の合金を含む組成範囲は重量％で５〜２５
％Ｃo 、８〜２０％Ｃr 、１〜６％Ａl 、１〜５％Ｔi
、０〜６％Ｍo 、０〜７％Ｗ、０〜５％Ｔa 、０〜５
％Ｒe 、０〜２％Ｈf 、０〜２％Ｖ、０〜５％Ｎb 、残
部実質的にＮi 及び少量のＣ、Ｂ、Ｚr である。Ａl 及
びＴi の合計の含有量は通常４〜１０％であり、Ｍo 、
Ｗ、Ｔa 、Ｎb の合計の含有量は通常２．５〜１２％で
ある。本発明は広義にはガンマプライム含有量は約７５
vol％までであるニッケル基超合金に適用可能である
が、４０ vol％以上、好ましくは５０ vol％以上のガン
マプライム相を含み、従って従来の粉末冶金法以外の方
法によっては鍛造不可能な合金に使用されるのに特に適
したものである。
【００１３】鋳造用ニッケル基超合金に於てはガンマプ
ライム相は共晶及び非共晶の二つの形態にて生じる。共
晶ガンマプライムは凝固中に形成されるのに対し、非共
晶ガンマプライムは凝固後の冷却中に析出によって形成
される。共晶ガンマプライム相は主として結晶粒界に見
られ、１００μm までの比較的大きい粒径を有してい
る。これに対し合金の強化機構の大部分を担う非共晶ガ
ンマプライム相は結晶粒中に見られ、典型的には０．３
〜０．５μm の粒径を有している。
【００１４】ガンマプライム相はそれを含む材料を高温
に加熱することにより溶解する。或る相が溶解する温度
はそのソルバス温度である。非共晶ガンマプライムの加
熱時による溶解（又は冷却時による析出）は或る温度範
囲に亙り発生する。本明細書に於ては、ソルバス開始温
度という言葉は、観察し得る溶解が開始する温度を指す
ために使用され、室温までゆっくりと冷却される際に約
５ vol％のガンマプライム相が溶解したことが光学顕微
鏡によって判定される温度として定義され、またソルバ
ス終了温度という言葉は溶解が実質的に完了したことが
光学顕微鏡によって判定される温度を指す。更に「開
始」及び「終了」という修飾語を伴わないガンマプライ
ムソルバス温度はソルバス終了温度を意味するものであ
る。
【００１５】共晶ガンマプライム及び非共晶ガンマプラ
イムは互いに異なる態様にて生じ、またそれぞれ互いに
異なる組成及びソルバス温度を有している。非共晶ガン
マプライムのソルバス開始温度及び終了温度は典型的に
は共晶ガンマプライムソルバス温度よりも２８〜８３℃
（５０〜１５０°Ｆ）低い。ＭＥＲＬ７６組成物に於て
は、非共晶ガンマプライムソルバス開始温度は１１２１
℃（２０５０°Ｆ）であり、ソルバス終了温度は１１９
６℃（２１８５°Ｆ）である。共晶ガンマプライムソル
バス開始温度は１１７６℃（２１７０°Ｆ）であり、ソ
ルバス終了温度は１２１８℃（２２２５°Ｆ）である。
初期溶融温度は１１９６℃（２１８５°Ｆ）であるの
で、共晶ガンマプライムが完全に溶解される場合には必
ず部分的な溶融が生じる。
【００１６】
【課題を解決するための手段】本発明は、その最も広い
形態に於ては、材料を押出しして微細な完全に再結晶化
した組織を形成することを含んでいる。一般に材料は押
出しされる前に過時効熱処理に付される。
【００１７】二者択一的な処理工程を含む本発明の各工
程を示すフローチャートである第１図を参照することに
より本発明の方法を概観することができる。第１図のフ
ローチャートによれば、出発材料は微細な結晶粒を有す
る鋳造インゴットであり、インゴットは空孔を消去し或
る程度の均質化を行うべく随意の予備的なＨＩＰ処理に
付されてよく、或いは均質化を行うための予備的な熱処
理に付されてよい。次いで材料はガンマプライム粒の大
きさを大きくするために、好ましくは米国特許第４，５
７４，０１５号に従って過時効熱処理に付される。次い
で熱処理されたインゴットは表面割れを最小限に抑える
目的で好ましくは容器内に装入された後熱間押出しされ
る。本発明の方法の好ましい実施例に於ては、次いで材
料はＨＩＰ処理され、これにより後に鍛造によって最終
形状に加工されてよい鍛造用プリフォームが形成され
る。押出しされた材料はＨＩＰ処理される前に鍛造され
てもよい。
【００１８】以下に添付の図を参照しつつ、本発明を実
施例について詳細に説明する。
【００１９】
【発明の実施の形態】前述の如き組成を有する出発材料
は、特にその表面領域に於て微細な結晶組織を有してい
なければならない。微細な結晶組織を有する鋳物を製造
する種々の方法が既に存在しており、米国特許第４，２
６１，４１２号に記載された方法はかかる方法の一つで
ある。本発明の方法の開発段階に於て生じた全ての割れ
は鋳物の表面より開始した割れであり、表面領域の結晶
粒が大きい鋳物に於て生じた。本発明に於ては、軟鋼製
のコンテナ（その典型的な厚さは９．５mm（３／８inc
h）である）内に出発鋳物を装入し、これにより押出し
時に於ける摩擦に関連する表面割れを低減することが好
ましく、この場合コンテナは他の種々のものであっても
よい。
【００２０】本願発明者等は、表面領域の結晶寸法が直
径で１．６〜６．３５mm（１／１６〜１／４inch）程度
（ガンマプライム相の体積率が比較的高い合金について
は上述の範囲の下限値の結晶寸法が好ましい）である材
料を殆ど表面割れを生じることなく良好に押出し成形す
ることができた。押出し成形は加工片が変形中に圧縮さ
れるので材料の緻密度を上げる上で有益な加工法であ
る。
【００２１】鋳物の内部の結晶寸法、即ち鋳物の表面よ
り１２．７mm（０．５inch）以上内側の結晶粒の寸法は
表面割れの発生には影響しないので表面結晶よりも粗大
であってよい。鋳物内部の結晶粒の大きさに関する制限
は、結晶粒が余り粗大になると鋳物に化学的な不均一性
や偏析が生ずることによって課せられる。
【００２２】押出し工程及び鍛造工程中に結晶寸法を維
持することも同様に重要である。実質的な結晶成長を惹
起こすような処理条件は、結晶寸法が大きくなることに
よって高温変形能が減少するので、好ましくない。
【００２３】鋳放し状態の出発材料は押出し工程前にＨ
ＩＰ処理（熱間静水圧プレス処理）されてよいが、この
ことは随意の事柄である。後にＨＩＰ処理工程が行われ
れば一般には不要である。他の一つの随意の事柄は均質
化を行うための予備的な熱処理である。
【００２４】ニッケル基超合金の如き析出強化型材料の
機械的性質は、ガンマプライム析出相の大きさの関数と
して変化する。最良の機械的性質はガンマプライム相の
大きさが０．１〜０．５μm 程度である場合に得られ
る。押出しを容易にする目的でガンマプライム相の寸法
を最良の性質を与える寸法以上にする条件下に於て時効
処理が行われると、過時効組織と呼ばれる組織が形成さ
れる。過時効組織は、非共晶ガンマプライム相の平均寸
法が直径で見て最良の性質を与えるガンマプライム相の
大きさの少なくとも２倍（好ましくは少なくとも５倍）
である組織として定義される。これらの大きさは相対的
な大きさであり、絶対的な数値で表現するためには少な
くとも１．５μm 、好ましくは少なくとも４μm のガン
マプライム粒子の平均直径を要する。押出し成形性がこ
の論議の対象であるので、上述のガンマプライムの大き
さは押出し成形時の温度に於ける大きさである。
【００２５】本発明の方法の一つの好ましい形態に於て
は、鋳造された出発材料は非共晶ガンマプライムのソル
バス開始温度とソルバス終了温度との間の或る温度（非
共晶ガンマプライムソルバス温度範囲内の或る温度）に
加熱される。この温度に於ては、非共晶ガンマプライム
の一部が溶解する。本発明に於ては、非共晶ガンマプラ
イム相の少なくとも４０％、好ましくは少なくとも６０
％が溶解されることが好ましい。
【００２６】非常に緩慢な冷却速度を採用すると、非共
晶ガンマプライムは粗大な形態にて再析出し、その粒径
は２μm 程度、更には１０μm 程にもなる。かかる粗大
な粒径のガンマプライムは材料の押出し成形性を著しく
改善する。緩慢な冷却工程は二つのソルバス温度の間の
熱処理温度にて開始され、１時間当り１１℃（２０°
Ｆ）未満の冷却速度にて温度が低下され、非共晶ガンマ
プライムソルバス開始温度近傍であって好ましくはそれ
よりも低い或る温度にて終了する。
【００２７】図２は表１に示されたＲＣＭ８２合金につ
いて冷却速度とガンマプライム相の粒径との間の関係を
示している。図２より、冷却速度が小さくなればなる程
ガンマプライム相の粒径が大きくなることが解る。これ
と同様の関係が他の超合金に於ても存在するが、曲線の
傾斜及び位置は超合金によって異なる。図３（Ａ）、図
３（Ｂ）、及び図３（Ｃ）は、共晶ガンマプライムのソ
ルバス温度と非共晶ガンマプライムのソルバス温度との
間の温度１２０４℃（２２００°Ｆ）からガンマプライ
ムソルバス開始温度よりも低い温度１０３８℃（１９０
０°Ｆ）まで１時間当りそれぞれ１℃（２°Ｆ）、２．
７℃（５°Ｆ）、５．５℃（１０°Ｆ）にて冷却された
ＲＣＭ８２合金のミクロ組織を示している。これらの図
より、ガンマプライムの粒径が異なっていることは明瞭
である。冷却速度は１時間当り８．５℃（１５°Ｆ）未
満、好ましくは５．５℃（１０°Ｆ）未満でなければな
らない。
【００２８】特にガンマプライム粒子の量が例えば６０
％未満の如く比較的少ない合金について、断面積減少率
の高い押出しを採用しなければならない状況に於ては、
過時効の熱処理は省略されてもよい。このように熱処理
を省略することの弊害として、割れ（降伏強さの減
少）、断面積の減少、不完全な再結晶等がある。断面積
減少率が高い（約４：１以上）場合に於ける他の一つの
方法は、過時効されたガンマプライムのミクロ組織を形
成すべく、長時間に亙りガンマプライムソルバス開始温
度に非常に近く且つそれよりも低い温度にて行われる等
温過時効処理である。
【００２９】前述の通り過時効熱処理中には結晶の大き
さが増大しないことが非常に望ましい。結晶成長を防止
する一つの方法は、全てのガンマプライム相が溶解する
温度よりも低い温度にて材料を処理することである。少
量であるが十分な量（例えば５〜３０ vol％）のガンマ
プライム相を溶解しないよう維持することにより、結晶
成長が遅らされる。このことは通常、共晶ガンマプライ
ム相と非共晶ガンマプライム相との間のソルバス温度の
差を調べることにより、即ち共晶ガンマプライム終了温
度を越えないようにすることにより達成される。結晶の
大きさを制御する他の方法が米国特許第４，５７４，０
１５号に記載されている。
【００３０】本発明の方法の一つの効果は、均一且つ微
細な結晶粒の再結晶化したミクロ組織が超過時効された
組織を比較的少量変形させることにより得られることで
ある。押出しについては、本発明の方法は断面積を約
２．５：１にて低減することによりかかるミクロ組織を
形成し、従来の出発組織に於ては断面積を少なくとも約
４：１低減することが必要である。このことは、現在の
微細結晶鋳造法によっては極く限られた直径の鋳物しか
製造することができないことに鑑み、鍛造用プリフォー
ムを実際に製造する上で重要である。或る限られた大き
さの出発寸法より必要な最終寸法（押出し後）にするた
めには、押出しの際の断面積減少率をできるだけ小さい
値にしなければならない。好ましい再結晶化した状態で
の結晶寸法はＡＳＴＭ８−１０又はそれ以下であり、通
常ＡＳＴＭ１１−１３である。
【００３１】押出し工程は加熱されたダイスを用いて行
われる。押出しの予熱温度は通常非共晶ガンマプライム
のソルバス開始温度の近傍（例えばそれより２７．７℃
（５０°Ｆ）以内）である。
【００３２】所要の押出し条件は、合金、ダイスのジオ
メトリー、押出し装置の能力によって異なり、当業者は
所要の条件を容易に選定することができる。所謂流線ダ
イスのジオメトリーを用いて良好な結果が得られた。
【００３３】押出し工程は合金中に再結晶化を誘発し、
非常に微細且均一な結晶粒を形成することにより合金を
その後の鍛造工程に備えて条件調整する。米国特許第
３，５１９，５０３号及び同第４，０８１，２９５号に
従えば、次の工程は加熱されたダイスを用いて小さい歪
み速度にて材料を最終の形状に鍛造することである。し
かし本願発明者等は、共晶ガンマプライム粒子に関連す
る空孔が押出し工程中に生じることを見出した。粗大で
硬い粒子は金属の均一な流動を阻害し、周囲の金属マト
リックスより離れた状態になり、これにより空孔を生じ
る。本願発明者等は、その後の鍛造工程はかかる空孔を
完全に消去するには不十分であり、従って鍛造工程後の
機械的性質が低下することを見出した。従って本発明に
於ては、ＨＩＰ処理工程により最適の疲労特性を有する
最終材料が形成される。ＨＩＰ処理工程は鍛造工程前に
行われても鍛造工程後に行われてもよい。ＨＩＰ処理工
程は実質的な結晶成長が発生しない程十分低い温度及び
空孔を消去するに十分な金属流動を発生させるに十分な
程高いガス圧にて行われなければならない。典型的な条
件は、ガンマプライムソルバス温度より２７．７〜５
５．５℃（５０〜１００°Ｆ）低い温度、１０３．４Ｍ
Ｐａ（１５ ksi）の圧力、４時間である。
【００３４】次いで材料は、米国特許第３，５１９，５
０３号及び同第４，０８１，２９６号の方法に於て最終
工程として記載されている如く、加熱された金型を用い
て圧縮状態にて鍛造される。
【００３５】幾つかのミクロ組織の特徴が図４、図５
（Ａ）、図５（Ｂ）に図示されている。図４は鋳造材料
のミクロ組織を示している。この材料は本発明の熱処理
が行われなかったものである。図４には多量のガンマプ
ライム相を含む結晶粒界が現われている。結晶粒の中心
には大きさが０．５μm 未満の微細なガンマプライム粒
が存在していることが解る。
【００３６】図５（Ａ）は本発明の熱処理が付された後
であって押出しが行われる以前に於ける同一の合金の組
織を示している。元の結晶粒界は共晶ガンマプライムの
領域を含んでいることが解る。結晶粒の内部は図６に示
された対応するガンマプライム粒よりも遥かに大きいガ
ンマプライム粒を含んでいる。図５（Ａ）に於てはガン
マプライム粒は８．５μm の大きさを有している。押出
し（２．５：１の断面積減少率）後に於ては、ミクロ組
織は図５（Ｂ）に示された実質的に再結晶化し一様な組
織となるが、共晶ガンマプライムが残存していることが
解る。図５（Ｃ）は４：１の断面積減少率にて押出しさ
れ従来の方法により１１２１℃（２０５０°Ｆ）にて４
時間に亙り時効処理された材料の組織を示しており、再
結晶化していない大きい領域が存在することが解る。
【００３７】図６（Ａ）は押出しされた状態の材料中に
存在する空孔を示している。また図６（Ｂ）はこれらの
空孔の一つが低サイクル疲労試験中に破壊開始部位とし
て作用したことを示している。
【００３８】例 ハウニウムが添加されなかった点を除き、表１に於てＭ
ＥＲＬ７６として示された合金組成物と同一の組成物の
処理について説明する。
【００３９】鋳放し状態の材料（米国特許第４，２６
１，４１２号に記載された方法を用いて形成された材
料）は３．１７mm（１／８inch）の表面結晶寸法を有し
ていた。この出発鋳物は１１８５℃（２１６５°Ｆ）、
１０３．４ＭＰａ（１５ ksi）にて４時間に亙りＨＩＰ
処理された。次いでこの材料は１１８８℃（２１７０°
Ｆ）にて４時間に亙り熱処理され、１時間当り５．５℃
（１０°Ｆ）の冷却速度にて１０６５℃（１９５０°
Ｆ）に冷却され、しかる後室温にまで空冷され、これに
より３μm のガンマプライムが形成された。次いでこの
材料は円筒体に機械加工され、壁厚９．５mm（３／８in
ch）の軟鋼製のカン内に配置された。かくしてカン内に
配置された材料は、押出し前に１１２１℃（２０５０°
Ｆ）に予熱され、３７１℃（７００°Ｆ）に予熱された
４５°のジオメトリーを有する押出しダイスを用いて
３．５：１の断面積減少率にて押出しされた。押出しは
１分間当り２０３cm（８０inch）の割合にて行われた。
次いでこの材料は１１３５℃（２０７５°Ｆ）、１０
３．４ＭＰａ（１５ ksi）のガス圧にて３時間に亙りＨ
ＩＰ処理された。次いでこの材料は加熱された金型を用
いて鍛造された。
【００４０】鍛造後に機械的性質が測定された。その結
果を表２に示す。表２より、ＨＩＰ処理工程を採用する
ことにより、押出し後にＨＩＰ処理工程が行われない材
料に比して機械的性質が実質的に改善されることが解
る。本発明の方法が適用された材料の機械的性質は高価
な粉末冶金法を用いて処理された従来の材料の機械的性
質にほぼ匹敵している。かくして本発明は、米国特許第
３，５１９，５０３号、同第４，０８１，２９５号、同
第４，５７４，０１５号に記載された方法に基礎を置く
ものであり、微細結晶の鋳物より出発して高強度の鍛造
された材料を製造する低廉な方法を提供するものである
ことが解る。
【００４１】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他の種々の実施
例が可能であることは当業者にとって明らかであろう。
【００４２】
【表１】
【００４３】
【表２】 ＨＩＰ処理あり ＨＩＰ処理なし ａ．１０６８ＭＰａ、４８２℃ ａ．１０６８ＭＰａ、４８２℃ （１５５ ksi、９００°Ｆ） （１５５ ksi、９００°Ｆ） にて疲労試験 にて疲労試験 １０００００サイクルの ３００００サイクル経過後に 時点でも破損せず 破損 ｂ．負荷を１１７２ＭＰａ（１７０ ksi） に増大 ７０００サイクル経過後に破損＊ ＊従来の粉末冶金法により形成され同様に試験された材料は６〜１０，０００サ イクル経過後に破損
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の方法の各工程を示すフローチャートで
ある。
【図２】冷却速度とガンマプライム粒の大きさとの間の
関係を示すグラフである。
【図３】図３（Ａ）、図３（Ｂ）、図３（Ｃ）は種々の
冷却速度にて冷却された材料の組織を示す顕微鏡写真を
模した図である。
【図４】鋳放し状態の材料の組織を示す顕微鏡写真を模
した図である。
【図５】図５（Ａ）及び図５（Ｂ）は本発明の熱処理が
行われた後の材料の組織をそれぞれ押出し前及び押出し
後について示す顕微鏡写真を模した図である。図５
（Ｃ）は従来の方法により時効処理され押出しされた材
料の組織を示す顕微鏡写真を模した図である。
【図６】図６（Ａ）及び図６（Ｂ）は押出しにより形成
された空孔を示している。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８２ 8719−4Ｋ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８２ ６８３ 8719−4Ｋ ６８３ ６８７ 8719−4Ｋ ６８７ (72)発明者 ダニエル・フランシス・ポーロニス アメリカ合衆国コネチカット州、ヒガナ ム、オールド・カウンティ・ロード 136

Claims (2)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】ニッケル基超合金鍛造用プリフォームの製
    造方法にして、 微細結晶粒の鋳造インゴットを用意する過程と、 過時効された非共晶ガンマプライム粒のミクロ組織を形
    成するよう前記インゴットを熱処理する過程と、 完全に再結晶化された微細結晶粒のミクロ組織を形成す
    るに十分な断面積減少率にて前記熱処理されたインゴッ
    トを押出す過程と、 実質的な結晶成長を阻止するに十分な程低い温度にて空
    孔を消去するよう前記押出しされた材料をＨＩＰ処理す
    る過程と、を含み、これにより得られる物品が微細な結
    晶粒及び粗大なガンマプライムを有し、その後の鍛造に
    適した状態になるようにするニッケル基超合金鍛造用プ
    リフォームの製造方法。
  2. 【請求項２】ニッケル基超合金鍛造用プリフォームの製
    造方法にして、 微細結晶粒の鋳造インゴットを用意する過程と、 完全に再結晶化された微細結晶粒のミクロ組織を形成す
    べく実質的に４：１を越える断面積減少率にて前記イン
    ゴットを押出す過程と、 実質的な結晶成長を阻止するに十分な程低い温度にて空
    孔を消去するよう前記押出しされた材料をＨＩＰ処理す
    る過程と、を含み、これにより得られる物品が微細な結
    晶粒及び粗大なガンマプライムを有し、その後の鍛造に
    適した状態になるようにするニッケル基超合金鍛造用プ
    リフォームの製造方法。
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