JPS6362584B2

JPS6362584B2 -

Info

Publication number: JPS6362584B2
Application number: JP59281910A
Authority: JP
Priority date: 1983-12-27
Filing date: 1984-12-25
Publication date: 1988-12-02
Also published as: IT1181942B; BE901250A; GB8431277D0; GB2151951B; IT8424262A1; SE8406445L; NO845117L; US4579602A; NL8403732A; JPS60170548A; SE8406445D0; DK609584A; NO165930B; IL73865A; CH665145A5; DE3445768C2; GB2151951A; DK162942C; DK609584D0; FR2557147B1

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ツケル基超合金
材料の鍛造に係る。背景技術ニツケル基超合金はガスタービンエンジンに広
く広用されている。一つの用途はタービンデイス
クの範囲である。デイスク材料に対する必要条件
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イ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Waspaloyのような第一世代のニツケル基超
合金によつて取つて代わられた。ニツ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。ニツ
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
つてきた。初期のエンジンデイスクに使用された
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、最近開発されたデイ
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。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する。Waspaloy材料は
鋳造インゴツ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イスク材料は信頼
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イスク・プレ
フオームを形成するための一層費用のかかる粉末
冶金技術の使用を必要とした。エンジンデイスク
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3519503
号及び第4081295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。デイスク材料の鍛造に関連する他の特許は米国
特許第3802938号、第3975219号及び第4110131号
を含んでいる。従つて、要約すると、高力デイスク材料に通ず
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つて
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、ニツ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鍛造超合金材料を
鍛造するための方法を提供することである。発明の開示ニツケル基超合金はそれらの強度の大部分をガ
ンママトリツ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Alを部
分的に置換している複合Ni₃Alに基いている。耐
熱元素Mo、Ｗ、Ta及びNbもガンママトリツク
ス相を強化する。Cr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HIP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、Astroloy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、通常の量
の少量元素Ｃ、Ｂ及びZrとならんで５〜25％Co、
８〜20％Cr、１〜６％Al、１〜５％Ti、０〜６
％Mo、０〜７％Ｗ、０〜５％Ta、０〜５％Nb、
０〜５％Re、０〜２％Hf、０〜２％Ｖ、残余本
質的にNiである。Al及びTi含有量の合計は通常
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
有するニツ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、従つて通常の
（粉末冶金によらない）技術によつては鍛造不可
能であつた合金に特に有用である。

【表】

【表】次に第１図を参照すると、本発明のプロセスに
とつてまず必要なことは、出発材料が微細な粒子
寸法を有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イスク鋳造プレフオー
ム内では、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ASTM―３よりも実質的に
大きい。本発明は、粒子寸法がASTM―０と等
しく又はそれよりも微細であること、好ましくは
ASTM―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ASTM番号平均粒径．mm −１ 0.50 ０ 0.35 １ 0.25 ２ 0.18 ３ 0.125 従つて、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た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寸法で
あることを意味する。微細な粒子の出発材料を製
造するための一つの方法はSpecial Metals
Corporationに譲渡された米国特許第4261412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
従つて製造されたものと信ぜられる、Special
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HIP処理（ホツ
ト・アイソスタテイツク・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
℃、2000〓）及び高い外部流体圧力（例えば
130.4MPa、15ksi）に同時に曝す過程から成つて
いる。このようなHIP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HIP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、HIP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
的に鋳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することが見出されてい
る。過時効化された組織は、或る時間に亙りガン
マプライムソルバス温度よりも少し（例えば5.5
〜55℃、10〜100〓）低い温度に材料を保つこと
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
0.7μm、好ましくは1μm、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、ガンマプライム寸
法は約0.5μmよりも小さい。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
鍛造プレフオーム温度（例えば±55〜110℃（±
100〓〜200〓））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〓））プロ
セスを指している。このようなプロセスは加工片
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〓〜200〓）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
ン組織が得られる。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。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最適な温度と正
確に同一でなくてよいことが観察されている。こ
れは、均質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する最適条
件が第一の恒温鍛造に対する最適条件と若干異な
つていてよく、また典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する
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実施例を説明する図面から明
らかであろう。 18.4％Co、12.4％Cr、3.2％Mo、５％Al、4.4
％Ti、1.4％Nd、0.04％Ｃ、残余本質的にニツケ
ルを含有する材料が長さ127cm、直径12.7cmの形
態で得られた。近似的な粒子寸法はおよそ
ASTM―０（0.35mm平均粒径）であつた。この鋳
物はSpecial Metals Corporationから得られた
ものであり、米国特許第4261412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〓）の共晶ガンマプライムソ
ルバス温度を有する。材料は３時間に亙り1182℃（2160〓）の温度及
び103.4MPa（15ksi）の圧力でHIP処理をされた。
材料は次いで４時間に亙り1121℃（2050〓）で過
時効化され、また1121℃（2050〓）に加熱された
ダイス型を使用して1121℃（2050〓）で恒温鍛造
された。50％の減少比が0.1cm／cm／min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℃（2100〓）で再結晶化され、また４
時間に亙り1121℃（2050〓）で過時効化された。
プロセスの最終過程は、80％の全減少比を達成す
るため更に40％の減少比を達成するための0.1
cm／cm／minのひずみ速度で1121℃（2050〓）で
の恒温鍛造であつた。本発明によらずまた亀裂無
しにこの材料を鍛造する場合に可能な減少比は30
％であつた。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つて明らかで
あろう。

【図面の簡単な説明】

図面は種々の実施例の概要を示すフローチヤー
トである。

Claims

【特許請求の範囲】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
を過時効化する過程と、ｂ過時効化された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。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布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。