JPS60228659A - ニツケル基超合金の可鍛性の改良 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 技術分野 本発明は特に鋳造型式の＾カニッケル基超合金材料の鍛
造、一層詳細には、このような材料の可鍛性を改良する
熱処理に係る。

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
。ディスク材料に対する必要条ｆ［はエンジン性能の全
般的向上と共に高痕化して（入る。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。これら昏まやがて、若干の困難はあるにしても
鍛造が可能であるＷａｓｐａｌｏｙのような第一世代の
ニッケル塁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、強度を高めるためガンマプライムの体積
百分率を増大す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
開発されたディスク合金はガンマプライム相を約４０〜
７０％の体積百分率で含有している。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する。Ｗａｓｐａ
ｌｏＶ材利は鋳造イン材料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高力のディスク材料は信頼
性をお【〕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・プレフォームを
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ような粉末冶金プロセスの一つは米
国特許第３．５１９．５０３号及び第４．０８１．２９
５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、鋳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す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。

５− 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。

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。

本発明の他の目的は、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。

本発明の別の目的は、体積百分率で約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材料を鍛造するための方法
を提供することである。

本発明の他の目的は、均一な微細粒子寸法を有する完全
に再結晶化されたミクロ組織を生ずるように、また鍛造
ひずみを実質的に減少するように組合された熱処理及び
鍛造プロセスを提供することである。

本発明の別の目的は、約３μｍを越える平均ガンマプラ
イム寸法を持つ超過時効化されたガンマ−〇− プライム組織を右する可鍛性の高いニッケル基超合金物
品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７１
へ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Ｎ　ｌ）
のような種々の合金元素がＡＩを部分的に置換している
複合ＮｆａＡｌ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ＧＯの実質的な追加がＣ，Ｂ及
びｌｒ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１′条件で使用される種々の超合金の
４ｊＪ単組成が示されている。Ｗａｓｐａｌｏｙは鋳造
ストツクから従来のように鍛造され得る。残りの合金は
通常粉末から直接ｈｔｐ固形化により、若しくは固形化
された粉末プレフォームの鍛造により成形され、鍛造は
、△５ｔｒｏｌｏＶは粉末技術に頼らずに鍛造される場
合もあるけれども、高いガンマプライム相含有幡のため
に通常不可能である。

本発明ににり処１［ｊ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、通常の間の少量元素
Ｃ，Ｂ及び７ｒとなら／υで５〜２５％Ｃ０１８〜２０
％０ｒ１１〜６％ＡＩ、１−５％Ｔｉ、Ｏ〜６％ＭＯ１
Ｏ〜７％Ｗ、Ｏ−５％Ｔａ。

０〜５％Ｎｂ１０〜５％Ｒｅ１０〜２％ｌ−１ｆ　、　
０〜２％ｖ１残余本質的にＮｉである。ＡＩ及びＴｉ含
有量の合ｊ１は通常４〜１０％の範囲であり、またＭＯ
＋Ｗ＋’Ｔ−ａ　＋Ｎｂの合削は通常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
プライム含有間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。

９− 鋳造されたニッケル基超合金内でガンマプライムは共晶
及び非共晶の二つの形態で生り”る。共晶ガンマプライ
ム形態は凝固プロレスにより生じ、他方非共晶ガンマプ
ライム形態は凝固後の冷却中の固体析出により生ずる。

共晶ガンマプライム月利は主として粒界に於て見出され
、また恐らく１００μｍまでの一般に大きい粒子寸法を
有１−る。

合金強化に主役を演する非共晶ガンマプライム相は粒内
に見出され、また０、３〜０．５μｍの典型的寸法を有
する。

ガンマプライム相は高められた温度４１利を加熱するこ
とにより溶体内へ入れられ得る。相が溶体内へ移行する
温度はイのソルバス温度である。ガンマプライムの溶体
化（又は析出）は成る温度範囲に亙って生ずる。本明細
書に於て、ソルバス開始温度という用語は、観察可１１
１８な状態から開始する（室温への徐々の冷却により体
積百分率で５％のガンマプライム相が溶体内へ入れられ
たと光学顕微鏡により判定される）温度を意味し、また
ソルバス完了潤度という用語は溶体化が実質的に完１０
− 了する（同じく光学顕微鏡により判定される）温度を意
味ザる。低／高という形容詞の付いていないガンマプラ
イムソルバス温度という用語は高ソルバス温度を意味す
る。

共晶及び非共晶型式のがンマプライムは種々の仕方で形
成され、また種々の組成及びソルバス調度を有する。非
共晶の低及び高ガンマプライムソルバス温度は！ＩＩ！
型的に共晶ガンマプライムソルバス温度よりも約２８〜
８４℃低い温度である。ＭＥ　ＲＬ　７６組成では非共
晶ガンマプライムソルバス開始温度は約１１２１℃、ま
たソルバス完了温Ｉα約１１９６℃である。共晶ガンマ
プライムソルバス開始温度は約１１８８℃、またガンマ
プライムソルバス完了温度は約１２１９℃である（初期
溶ｖＨ淘度は約１１９６℃であるので、共晶ガンマプラ
イムは部分的溶解無しには完全に溶体化され得ない）。

鍛造は金属が通常その再結晶化温度以上の温度で変形、
鋳造圧縮、される金属加工プロセスである。大抵の鍛造
プロレスでは、プロセス及び製品に望ましい三つの属性
がある。それらは、（１）完成された製品が所望のミク
ロ組織、好ましくは均等な再結晶化組織、を右覆ること
、（２）製品が実質的に亀裂を有さないこと、及び（３
）プロセスが比較的低いひずみを必要とＪることである
。

勿論、これらの三つの属性相対的重要性は個々の場合に
よって変化する。

本発明は、その最も広い形態で、超合金月利内に強度に
過時効化されたく超過時効化された）ガンマプライム組
織を生じさせることを含んでいる。

析出により強化された材料、例えばニッケル基超合金、
の機械的１ノＦ質はガンマプライム析出１１法の関数と
して変化する。機械的性質のピークは０゜１〜０．５１
１ｍのオーダーのガンマプライム１法で得られる。この
ピークを生ずる粒子ＸＪ法を超過する粒子寸法を生ずる
条件のもとでの時効化は過時効化された組織と呼ばれる
組織を生ずる。超過時効化された組織は、ピークを生ず
るガンマプライム寸法に比べて平均非共晶ガンマプライ
ム寸法が（直径が）少なくとも３倍（好ましくは少なく
とも５倍）大きいＮ織として提示されている。可鍛性の
向上が本発明の目的であるから、ここでガンマプライム
寸法とは鍛造温度に於て存在するガンマプライムの寸法
を意味する。このような粗いガンマプライム組織の形成
により材料の可鍛性が顕著に向上する。可鍛性の向上の
ために必要とされるガンマプライム寸法は材料中にガン
マプライムの含有単に若干関係している。より低いガン
マプライム含Ｍｆｉｔの材料に対しては、より小さい粒
子寸法により所望の結果が得られる。例えば、４０％（
体積百分率）のガンマプライム含有量を有する材料に対
しては１μｍのガンマプライム寸法で十分であるが、７
０％（体積百分率）のガンマプライム相を含有する材料
では２．５μｍのガンマプライム１法が必要とされると
本願発明者により信ぜられている。

一定のガンマプライム含有量に対して、ガンマプライム
粒子寸法が増大するにつれて、粒子間間隔（介在するガ
ンママトリックス相層の厚み）も増大する。

１３一 本発明の好ましい実ｍ態様によれば、鋳造開始材料はガ
ンマプライム出発温度とガンマプライム完了温度との間
（又はソルバス範囲内）のｉ度に加熱される。この温度
に於て非共晶がンマプライムの一部分が溶体内へ移行す
る。

徐々の冷却スケジコールを用いることににり非共晶ガン
マプライムが５μｍ１更には１０μｍ、のオーダーの粒
子寸法を有する粗い形態で析出する。徐々の冷却の過程
は二つのソルバス温度の間の熱処理温度で開始し、非共
晶ガンマプライム低ソルバスの近く、好ましくはその下
の温度で完了する。

第２図には第１表中のＲＯＭ８２合金に対する冷却速度
とガンマプライム粒子寸法との間の関係が示されている
。この図から解るように、冷却速度が遅いほどガンマプ
ライム粒子寸法は大きい。

曲線の傾斜及び位置は異なる番ノれども、類似の関係が
他の超合金に対しても存在する。第３Ａ図、第３Ｂ図及
び第３Ｃ図には、非晶ガンマプライムソルバス温度と非
其晶ガンマプライムソルバス泪−１４＝ 度との間の温度（１２０４℃）ｈ日うガンマプライムソ
ルバス開始温度以下の温度（１０３８℃）へ１．１℃１
ｈ１２．８℃１１）及び５．５℃／ｈの冷却速度で冷却
されたＲＣＭ８２の合金のミクロ組織が示されている。

ガンマプライム粒子寸法の差は明らかである。第４図に
はＲＯＭ８２合金に対する冷却速度の関数として特定の
鍛造加工に対する流動応力が示されており、５．５℃／
ｈから１．１℃／ｈへの冷却速度の減少は必要な鍛造流
動応力を約２０％だけ減する。第５図には本発明の方法
ににり処理された材料と従来の方法により処理された材
料とに対して行われたすえ込み鍛造加工に対する流動応
力対流動ひずみの関係が示されている。従来の方法で処
理された材料は約０゜２１のひずみ（２７％の高さ減少
）に於て約９６゜ｂ　３　Ｍ　Ｐ　ａの定常的流動ひず
み及び亀裂を示す。

本発明の方法により処理された材料は０．９の減少比（
９０％の高さ減少）を通じて約４４−．８１ＭＰａのの
定常的流動応力を示し、また亀裂は観察されなかった。

本発明によるプロセスの特別な利点は、比較的小さな大
ぎさの変形の結果として均等な微細粒子の再結晶化ミク
ロ組織が得られることである。パンケーキにすえ込まれ
た円筒状プレフォームの場合には、本発明によるプロセ
スはこのようなミクロ組織を約５０％以下の高さ減少比
で生じ、従来のプロセスでは９０％以上の高さ減少比が
必要とされる。

鍛造過程に続いて、鍛造物は一般に最大の機械的性質を
生ずるように熱処理される。このような処理は、ガンマ
プライム相を少なくとも部分的に溶解させるための（！
Ｉｌ！型的に鍛造温度での、又はそれよりも高い温Ｉη
での）溶体化処理と、イれに続いてそれよりも低い温度
で溶解されたガンマプライム層を所望のく微細な）組織
に再析出させるための時効化処理とを含んでいる。当業
者により理解されるように、これらの過程の変化により
種々の機械的性質の最適化が可能である。

次に本発明の他の局面に転すると、出発月利は少なくと
もその表面領域内で細粒化されていることが好ましい。

本発明によるプロセスの開発中に経験されたすべての亀
裂は表面で生じており、また大ぎな表面粒と結び付けら
れている。

本願発明者は１．　’５８〜３．１８ｎ＋ｎ＋（７）、
ｔ−ターの直径の表面粒寸法を有する材料をごく僅かな
表面亀裂で鍛造することに成功した。これは厳しい鍛造
加工、パンケーキ形状を形成する円筒状ピレツ］へのす
え込み、で突現された。この種の鍛造は円筒状外側表面
を実質的且不拘束の引張り条件におく。それよりも厳し
さの少ない他の鍛造加工では、一層大きい表面粒子寸法
（例えば６．３５ｍｍ）を有づ゛る月利がＩｍ造され得
た。本願発明者は、内部の粒子寸法、鋳物の表面から約
０．５インチ（１，２７ｃｍ＞以−Ｖ下の粒子寸法、は
表面粒子よりも実質的に粗くてよいと信する。粒子寸法
の制限は化学的不均質性と極端に粗い粒子の鋳物で生ず
る偏析とに関係する。鍛造プロセスの間に粒子寸法を保
持でることも同様に重要である。実質的な粒子成長に通
ずる処理条件は、粒子寸法の増大が可鍛性の減少と結び
付くので望ましくない。

〜１７− 鋳造出発材料は一般に（また好ましくは）金属をクリー
プにより変形させるために十分な濡ｎｔで高い圧力のガ
スに暉ずｌ−Ｉ　Ｉ　Ｐ　（ポット・アイソスタティッ
ク・プレッシング）処理をされる。典型的な条件は、圧
力ニ　１０３．４ＭＰａ　、　温度：ガンマプライムソ
ルバス温度よりも下、但し８４℃以内、の温度、また処
理時間＝７１時間ひある。この処理の結果、さもな（プ
れば存在し得る内部気泡及び気孔が閉じられた。ｔｌ　
Ｉ　Ｐ処理は、鋳物内に気孔が存在しないことを保証し
得る鋳造技術が開発されたならば、またもし完成製品が
非臨界的用途に使用されるイ１らば、必要とされない。

次いで材料内のがシマプライム４法が前記の仕方で大き
くされる。材料は、実質的な量（例えば少なくとも体積
百分率で約４０％、好ましくは少なくとも体積百分率で
約６０％）の非共晶ガンマプライムが溶体化される温度
に加熱され、また次いで非共晶ガンマプライム′４Ａｌ
ｌＡの実質的な部分を粗い粒子として再析出させるよう
に徐々に冷却される。材料は一般にソルバス開始混成よ
りも少＜ｆ−１８＝ （とも２８℃下の温度に冷却され、また最も一般的には
鍛造温度の近い温度に冷却される。

冷却速度は５．５℃／　ｍ　ｉ　ｎ以下、好ましくは約
２．８℃／　ｍ　Ｉ　ｎ以下であるべきである。第１図
を参照すると、０℃／ｍｉｎと５．５℃／ｎ＋ｉｎとの
間に納まっているすべての直線は所望の結果を生じてい
る。しかし、冷却速度が５．５℃／ｈを越える部分Ａを
有する曲線１のように冷却速度が変動することは好まし
くない。本願発明者は、冷却サイクルの短い部分に亙り
５．５℃／ｈを若干超過する冷却速度、例えば１１．１
℃／ｈ、は許容されるが、これは好ましくないと信する
。良好でない温度調節器を用いて炉内で行われた冷却サ
イクルによっては、たといオーバーオールな冷却速度が
実質的に５．５℃／ｈ以下であったとしても、所望の熱
処理組織を得られなかった。勿論、通常のオン／オフ調
節器を用いての炉内での冷却は一連の非常に小さなステ
ップとして行われるが、炉の熱的慣性がこれらの変動を
平滑化する。

更に、何れも５．５℃／ｈを越える傾斜部分を有さない
二つの曲線２及び３を考察すると、曲線の点Ｘで終端し
ているけれども、曲線３（比較的高速冷却の後にそれよ
りも低速の冷７ｊｌが続く）により得られる結果は曲線
２（比較的低速の冷却の後にそれよりも高速の冷入りが
続く）により得られる結果よりも好ましい。このにうな
変形の利点は技術的ではなく、むしろ経済的なものであ
る。

粒子寸法が前記のガンマプライム成長熱処理の間に増大
しないことは非常に望ましい。粒子成長を阻止するため
の一つの方法は、ガンマプライム相のすべてが溶体化す
るｆｆｌ　１ｍ以下で月利を処理１Ｊ−ることである。

小さくしかし実質的な隋（例えば体積百分率で５〜３０
％）のガンマプライム相が溶体化しないようにすること
により、粒子成長が減速される。これは一般に、共晶ガ
ンマプライム形態と非共晶ガンマプライム形態との間の
ソルバス温度の差を利用することにより達成される。比
較的高い炭素含有量を有づる幾つかの合金では、（実質
的に不治性の＞　７Ｊ−バイト層が粒子成長を阻止する
。このにうな合金に本発明を応用する場合には、もし保
持されたガンマプライム材料が粒界安定化のために必要
とされる場合に守られなければならない温度の制約は緩
和される。保持されたガンマプライム相及びカーバイト
相の組合せも利用され得る。特に過大に引張りひずみが
生じない鍛造プロセス及び（又は）比較的鍛造し易い合
金の鍛造プロセスでは、ある程度の粒子成長が許される
場合もある。

粒子成長を閉止するのに十分なガンマプライム材料の保
持は、保持された共晶ガンマプライム相が粒子成長を閉
止乃るように共晶ガンマプライムソルバス温度と非共晶
ガンマプライムソルバス温度との間の処１ｊｌｊ温度を
使用することにより達成され得る。しかし、幾つかの合
金では、共晶ガンマプライムの完全な溶体化とそれに続
く再析出とにより共晶ガンマプライム層を実質的に無（
すように合金を溶体化熱処理することも可能である。本
発明はこの場合にも応用可能である。この場合には、ガ
ンマプライム層の小さい、しかし実質的な聞、問題とな
るような粒子成長を阻止するのに十−２１− 分な量、が保持される処理温度を選択することのみが必
要である。

前記の処理は恒温で（加熱されたダイス型を用いて）ま
た真空又は不活性雰囲気内で行われる。

この文脈中で″゛恒温″は小さな（例えば１２８℃の）
温度変化が鍛造中に生ずるプロセスを含んでいる。ダイ
ス型温度は加工片部面の」＝５５℃であることが好まし
いが、プロセスと干渉するほど加工片を急冷しない条件
が満足されていれば十分である。鍛造温度は通常は非共
晶ガンマソルバス開始温度よりも低い、（［１し１１０
℃以内、の温度であるが、非共晶ソルバス開始温度と非
共晶ソルバス完了温度との間の範囲の下限での鍛造も可
能である。

鍛造温度は通常は非共晶ガンマプライム低ソルバス温度
に近い。鍛造は低いひずみ速度、！ＩＩ！型的には０　
、１〜１　ｃｍ／ｃｍ／ｍｉｎのオーダーで行われる。

米国特許第４．０８１．２９５号明細幽に記載されてい
る二重ひずみ速度プロセスが用いられ得る。必要な鍛造
条件は合金、加工片の幾何学的２２− 形状及び鍛造装置の能力により変化し、当業者は必要な
条件は容易に選定し得る。

通常の場合には本発明による熱処理は単一の加工で最終
形態への鋳造ニッケル基材料の鍛造を可能にするが、幾
何学的形状によっては（介在する処理を必要とせずに）
種々の形状のダイス型を用いて多重鍛造過程で鍛造する
必要がある。一つのシーケンスは、鋳造プレフォームを
パンケーキにすえ込むのに平らなダイス型を使用するこ
とと、それに続いて複雑な最終形状を得るのに適した形
状のダイス型を使用することとを含んでいる。

場合によっては、本発明によるプロセスが繰返されてよ
い。即ち本発明による多重熱処理が鍛造加工とならんで
繰返される。しかし、これは通常は必要とされない。

他の特徴及び利点は特許請求の範囲、以下の説明、及び
本発明の実施例を示す添付図面から明らかであろう。

発明を実／ＩＩ！Ｉ−るための最良の形態表中のＲＯＭ
８２合金の標準組成を有する合金が、ＡＳＴＭ２−３（
平均直径０．１２５〜０゜１８１１１１１１）の粒子寸
法を有する直径１５．２４ｃｍ。

高さ２０．３２ｃｎ＋の円筒に鋳造された。この材料は
約６０〜６５％（体積百分率）のガンマプライム相を含
んでいる。非共晶ガンマプライムソルバス温度範囲は約
１１２１℃〜１１９６℃、また共晶ガンマプライムソル
バス温度範囲は約１１７７℃〜１２１６℃である。この
鋳物は、明らかに米国特許第４．２６１．／１１２号の
開示を用いて５ｐｅｃｉａｌ　Ｍｅｔａｌｓ　Ｃｏｒｐ
ｏｒａｔｉｏｎにより製造された。

この鋳物が、残留気孔を閉じるべくｌ−１１Ｐ処理され
た（１１．８り℃、１０３．４ＭＰａ　、３時間）（粒
子成長を阻止するのに十分なガンマプライム粒子が１１
８５℃で存在している。）鋳物は次いで２時間に亙り１
１８５℃で熱処理され、また１゜１℃／ｈの速度で１０
９３℃に冷却された。（再び粒子成長は生じなかった）
。その結果得られた非共晶ガンマプライム粒子寸法的８
．５μｍであった。この材料が次いで０．１　ｃ＋＋／
ｃｍ／１ｎ　テ１１２１℃で、亀裂無しに（高さ５．Ｏ
ｃｍｘ直径３０．５８ＣＩＩｌのパンケーキを形成する
）７６％の減少比に鍛造された。

本発明による熱処理を行わな番プれば、この減少比はか
なりの亀裂無しには達成されなかったであろうし、また
必要とされる鍛造力が本発明のプロセスで観察された鍛
造力よりも大きいであろう。

たとい亀裂が生じないとしても、部分的に再結晶化され
ているに過ぎない不満足な組織しか得られないであろう
。

幾つかのミクロ組織上の特徴が第６Ａ図、第６Ｂ図、第
７Ａ図及び第７Ｂ図に示されている。第６Ａ図には鋳造
材料のミクロ組織が示されている。

この材料は本発明による熱処理を行われていないもので
ある。第６Ａ図から解るように、粒界は大端の共晶ガン
マプライム材料を含んでいる。粒子の中心には、約０．
５μｍよりも小さい寸法の微細なガンマプライム粒子が
認められる。

第６Ｂ図には従来の鍛造後の材料のミクロ組織が示され
ている。第６Ｂ図で認められるように、オリジナルな粒
界に於ける微細な再結晶化された２５− 粒子が実質的に再結晶化されていない材料を包囲してい
る。

第７Ａ図には本発明による熱処理後、イロし鍛造前の同
一の合金組成が示されている。オリジナルな粒界が共晶
ガンマプライムの範囲を含ｌυでいることが認められる
。また、有意義なことに、粒子の内部は第６図Ａ中の対
応する粒子よりもはるかに大きいと認められる寸法のガ
ンマプライム粒子を含んでいる。第７八図中でガンマプ
ライム粒子は８．５μｍのオーダーの寸法を有する。鍛
造後にミクロ組織は実質的に再結晶化されており、また
均質であることが第７Ｂ図中で認められる。第７Ｂ図の
材料は第６Ｂ図の材料に比べて優れた機械的性質を有す
るものと信ぜられる。

こうして、要約すると、材料を鍛造する上での下記の三
つの目標が達成される。亀裂が生ずる減少比を大幅に大
きくすること（第５図）；最終製品のミク０［織を改善
すること（第７Ｂ図）：鍛造のために必要どされる流動
応力を実質的に減少すること（第４図）。

２６− 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ｂ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。

【図面の簡単な説明】

第１図は冷却リーイクルの変化を示ずグラフである。 第２図は冷却速度とガンマプライム粒子寸法との間の関
係を示すグラフである。 第３Ａ図、第３Ｂ図及び第３Ｃ図は種々の速度で冷却さ
れた材料の光学顕微鏡写真である。 第４図は冷却速度と鍛造流動応力との間の関係を示すグ
ラフである。 第５図は従来の方法及び本発明の方法により処理された
月利の鍛造中の応力とひずみとの間の関係を示づ゛グラ
フである。 第６Ａ図及び第６Ｂ図は従来の方法で処理された鍛造前
及び鍛造後の材料の光学顕微鏡写真である。 第７Ａ図及び第７Ｂ図は本発明の方法で処理された鍛造
前及び鍛造後の材Ｈの光学顕微鏡写真である。 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　坤　士　明　石　昌　毅（−ｎ／）７
斗′７に４．ｔｔ”、、Ｉｔ（”ｄ　Ｗ）口Ｓχ）ｈ、
Ｗｋ４’ｆ＜２００Ｘ ２００Ｘ ２００× ００Ｘ （方　式） 手続補正書 昭和６０年５月３０Ｅ１ １、事件の表示　昭和５９年特許願第２８１９１１号２
、発明の名称 ニッケル基超合金の可鍛性の改良 ３、補正をする者 事件との関係　特許出願人 住　所　アメリカ合衆国］ネブカット州、バー１へフォ
ード、フイナンシ１１ル・プラグ　１ 名　称　コナイテッド・テクノ「１シーズ・コーポレイ
ション４、代理人 居　所　〒１０４東京都中央区新川１丁［１５１１９号
茅場町長岡ビル３階　電話５５１−４１７１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。 ４、図面の簡単な説明 第１図は冷却サイクルの変化を示すグラフである。 第２図は冷却速度とガンマプライム粒子寸法との間の関
係を示すグラフである。 第３Ａ図、第３Ｂ図及び第３Ｃ図はそれぞれ種々の速廉
で冷却された材料の断面の金属組織を５００倍にて示す
光学顕微鏡写真である。 第４図は冷却速度と鍛造流動応力との間の関係を示すグ
ラフである。 第５図は従来の方法及び本発明の方法により処理された
材料の鍛造中の応力とひずみとの間の関係を示すグラフ
である。 第６Ａ図及び第６Ｂ図はそれぞれ従来の方法で処理され
た鍛造前及び鍛造後の材料の断面の金属２７− 組織を２００倍にて示す光学顕微鏡写真である。 第７Ａ図及び第７Ｂ図はそれぞれ本発明の方法で処理さ
れた鍛造前及び鍛造後の材料の断面の金属組織を２００
倍にて示寸光学顕微鏡写真である。 特許出願人　コナイテツド・チクノロシーズ・コーポレ
イション 代　埋　人　弁　理　士　明　石　昌　毅２８−

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）鍛造可能なニッケル基超合金物品に於て、鍛造温
   度に於て平均ガンマプライム粒子寸法が約２．５μｍよ
   りも大きいことを特徴とする物品。 （２）特定の粒子寸法（ピーク粒子寸法）に於て高めら
   れた温度での熱間硬度対ガンマプライム粒子寸法の関係
   にピークを示す型式の鍛造可能なニッケル基超合金物品
   に於て、典型的な鍛造温度に於てピーク粒子寸法の少な
   くとも３倍の平均ガンマプライム粒子寸法を有すること
   を特徴とする物品。 （３〉ニッケル基超合金物品の可鍛性を大きくするため
   の方法に於て、 実質的な量のガンマプライム相を溶体化するように物品
   を熱処理する過程と、粗い過時効化されたがンマプライ
   ム組織を生ずるようにガンマプライムソルバス開始温度
   以下の温度に物品を徐々に冷却する過程とを含んでいる
   ことを特徴とする方法。 （４）鍛造温度に於てニッケル基超合金内の平均ガンマ
   プライム粒子寸法を大きくするための方法に於て、 実質的な量のガンマプライム相を溶体化Ｊるように物品
   を熱処１！ｌ！−＝ｌ−る過程と、粗い過時効化された
   ガンマプライム組織を生ずるようにガンマプライムソル
   バス開始湿度以下の温度に物品を徐々に冷却する過程と
   を含んでいることを特徴と覆る方法。 （５〉ニッケル基超合金物品を鍛造７Ｊるための方法に
   於て、 ａ）実質的な量のガンマプライム相を溶体化するように
   物品を熱処理する過程と、粗い過１８′効化されたガン
   マプライム組織を生ずるようにガンマプライムソルバス
   開始温度以下の温度に物品を徐々に冷却する過程と、 ｂ）非共晶ガンマプライムソルバス開始温度以下の温度
   に於て加熱されたダイス型を用いて物品を恒温鍛造する
   過程と、 を含んでいることを特徴とする方法。 〈６〉体積百分率で約４０％以上のガンマプライム相を
   含んでいる鋳造されたニッケル基超合金物品を鍛造する
   ための方法に於て、 ａ）内部気孔を閉じるように物品をホット・アイソスタ
   ティック・プレッシングする過程と、ｂ）粒子成長を阻
   止するように十分なガンマプライム材料を保ちつつ、鍛
   造ｍＦＪｋに於て存在する体積百分率で少なくとも４０
   ％のガンマ非共晶プライム材料を溶体化するように物品
   を熱処理する過程と、過時効化されたガンマプライム組
   織を生ずるように、意図された鍛造温度にほぼ等しい温
   度に約５．５℃／ｈ以下の速度で物品を徐々に冷却する
   過程と、 Ｃ）非共晶ガンマプライムソルバス開始温度以下の温度
   に於て加熱されたダイス型を使用して物品を恒温鍛造り
   ゛る過程と、 を含んでいることを特徴とする方法。