(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ニッケル基合金を２つのアンビルの間に狭圧すると共に、一方のアンビルを他方のアンビルに対して相対的に変位させて当該ニッケル基合金に相当ひずみ８以上のひずみ量を付与することにより、当該ニッケル基合金の結晶粒を微細化する結晶粒微細化ステップと、
結晶粒が微細化された前記ニッケル基合金の温度を８００℃以下に保持すると共に、ひずみ速度を制御して超塑性鍛造を行うひずみ速度制御鍛造ステップと、
を含むことを特徴とするニッケル基合金の超塑性鍛造方法。
【請求項２】
前記結晶粒微細化ステップによって結晶粒が微細化された前記ニッケル基合金は大きさが１００ｎｍ以下の結晶粒を含むことを特徴とする請求項１に記載のニッケル基合金の超塑性鍛造方法。
【請求項３】
前記ひずみ速度制御鍛造ステップにおいて、荷重の上昇に応じて初期ひずみ速度を低下させることを特徴とする請求項１又は２に記載のニッケル基合金の超塑性鍛造方法。
【請求項４】
前記ひずみ速度制御鍛造ステップにおいて、超塑性を発現させるかどうかの判断基準となる荷重の閾値を設定し、荷重が当該閾値を超える場合に超塑性変形を行うことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のニッケル基合金の超塑性鍛造方法。
【請求項５】
前記超塑性変形において、初期ひずみ速度の上限を０．０２ｓ−１以下とすることを特徴とする請求項４に記載のニッケル基合金の超塑性鍛造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ニッケル基合金の鍛造に関するニアネットシェイプ化およびネットシェイプ化に関するものである。より具体的には、高圧力下におけるひずみ加工によりニッケル基合金に巨大ひずみを付与して結晶粒をナノレベルまで微細化することにより、広い初期ひずみ速度範囲で超塑性が発現するニッケル基合金とし、超塑性とひずみ速度依存性を利用して８００℃以下の温度においてニッケル基合金を超塑性変形させて、所望の形状としたニッケル基合金を得ることができるニッケル基合金の超塑性鍛造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車や航空機のエンジンの高機能化が進んでおり、併せて、そのようなエンジンを構成する部品を高機能材料とする開発がなされている。特に、自動車用エンジンのエンジンバルブ、ターボチャージャー用ウェストゲートバルブや、航空機用エンジンのコンプレッサブレード、タービンブレード等は使用時において過酷な高温環境に曝されるため、高温下において高強度を維持可能な材料を用いることが必要となる。
【０００３】
このような状況から、自動車や航空機のエンジンを構成する部品の材料は、従来の鉄基合金から、より高耐熱性を有するニッケル基合金へと移行しつつある。
【０００４】
しかしながら、一般にニッケル基合金は難加工材であり、ニッケル基合金を材料とする場合は、鉄基合金を材料とする場合よりも大きな鍛造設備が必要となり、また、金型の損耗も激しくなる。その結果、従来の鍛造方法では、ニッケル基合金を材料として効率的に製品を量産することが困難であった。また、ニッケル基合金は変形能が低く、取代の少ない精度の良い形状を得ることが困難であることから、加工取代を必要量付与する必要がある。そのため、後加工において、難切削性であるニッケル基合金を成形形状に切削加工する必要が生じ、成形プロセスと、コスト面や加工時間に大きな課題を有していた。
【０００５】
ニッケル基合金の一般的な成形については、従来、９５０〜１１５０℃の熱間鍛造温度において、ハンマー、スクリュープレス等を用いて高速鍛造し、かつ1ショットの変形率を少なくして多工程で行う方法等で行っていたが、生産性が悪く、量産技術としての適性は無かった。
【０００６】
そこでこのような課題を解決すべく、ニッケル基合金の鍛造に関するニアネットシェイプ化およびネットシェイプ化を実現し、低コストな製品量産プロセスを開発することが求められている。
【０００７】
例えば、特許文献１に記載の発明においては、γ’ソルバス温度を有するγ’析出強化ニッケル基超合金から製品を製造する方法であって、後段の加工時に超合金の超塑性を発現するために十分な微細結晶粒径を有するようにビレットを形成する段階と、超合金のγ’ソルバス温度未満の温度でビレットを加工して加工品を形成する段階において、ひずみ速度が、下限ひずみ速度と、上限ひずみ速度との間に維持されるようにビレットを加工する段階と、加工品の結晶粒を均一に粗大化するために十分な時間をかけて超合金のγ’ソルバス温度を超える温度によって加工品を熱処理する段階と、加工品内でγ’相を再析出させるのに十分な速度で加工品を冷却する段階とを含んでなる方法が開示されている。
【０００８】
ここで超塑性とは、多結晶材料の引張変形において、変形応力が高いひずみ速度依存性を示し、局部収縮を生じることなく数百％以上の巨大な伸びを示す現象のことを言う。一般に、金属材料に超塑性を発現させるためには、結晶粒を約１０μｍ以下に微細化する必要がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２００７−２８４７９２
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかしながら、上記特許文献１には、ビレットは超合金のγ’ソルバス温度未満の温度で加工すると記載されているが、明細書の記載より、その温度は少なくとも１０００℃以上必要である。これ程に高温加熱すれば、鍛造時に結晶粒の粗大化が容易に進行するため、所望の超塑性加工が困難となる。特に、ニッケル基合金は高温においても超硬度の性質を有しているため、結晶粒が粗大化すると超塑性が発現しにくくなり、鍛造中に成形が急速に困難となってしまう。従って、上記特許文献１の発明は、製品を量産可能な技術であるとは言い難い。更に、１０００℃という温度は鍛造時の温度としては高温域に属するため、ニッケル基合金を鍛造する際には高温に耐える金型を使用する必要がある。
【００１１】
また、上記特許文献１には、結晶粒の微細化方法について具体的に開示されていない。一般的に、金属材料の結晶粒の微細化は、接種材投入や急速冷却法による鋳造、熱加工法等の熱処理、鍛造によるせん断変形加工などにより行われる。しかしながらこのような方法を実施するためには高温が必要であるため、微細化処理中の温度コントロールが難しく、組織制御が困難である。また、エネルギーコストが高くなるという問題もある。
【００１２】
金属材料にひずみを付与して結晶粒を微細化することにより超塑性を発現させるためには、ひずみを付与する工程において、通常、金属材料を融点Ｔｍ（Ｋ）の約０．５倍以上の温度とする必要がある。従って、例えばＩＮＣＯＮＥＬ７１８（ＩＮＣＯＮＥＬは登録商標）の場合、溶融温度範囲は１５３３〜１６０９Ｋであるため、約７８０Ｋ（約５００℃）以上の温度でひずみを付与することにより、超塑性を発現する材料とできる可能性がある。
【００１３】
一方で、このような高温下では微細化された結晶粒が次第に粗大化してしまうため、従来の技術では結晶粒がナノレベルまで微細化されたニッケル基合金を製造することが困難であった。従って、従来、ニッケル基合金の結晶粒を微細化する技術においては、微細化された結晶粒の大きさは小さくても数μｍ程度であり、ニッケル基合金に十分な超塑性を発現させるまでには至っていなかった。
【００１４】
その結果、従来、ニッケル基合金の超塑性鍛造を行うために、１０００℃以上という高温が必要であった。更に、従来のニッケル基合金の超塑性加工においては、鍛造品を量産できるまでの高いひずみ速度を得ることができず、生産性も低かった。
【００１５】
そこで本発明は、非加熱条件の下、高圧下におけるひずみ加工によりニッケル基合金に巨大ひずみを付与して結晶粒をナノレベルまで微細化することにより、広い初期ひずみ速度範囲で超塑性が発現するニッケル基合金とし、結晶粒が微細化されたニッケル基合金の超塑性とひずみ速度依存性を利用し、８００℃以下という比較的低い熱間鍛造温度域において超塑性鍛造を行うニッケル基合金の超塑性鍛造方法を提供し、ニッケル基合金の鍛造に関するニアネットシェイプ化およびネットシェイプ化を実現することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
（１）本発明のニッケル基合金の超塑性鍛造方法は、ニッケル基合金を２つのアンビルの間に狭圧すると共に、一方のアンビルを他方のアンビルに対して相対的に変位させてニッケル基合金に巨大ひずみを付与することにより、ニッケル基合金の結晶粒を微細化する結晶粒微細化ステップと、結晶粒が微細化されたニッケル基合金の温度を８００℃以下に保持すると共に、ひずみ速度を制御して超塑性鍛造を行うひずみ速度制御鍛造ステップと、を含むことを特徴とする。
【００１７】
（２）また、上記（１）に記載のニッケル基合金の超塑性鍛造方法は、結晶粒微細化ステップにおいて、ニッケル基合金に相当ひずみ８以上のひずみ量を与えることを特徴とする。
【００１８】
（３）また、上記（１）または（２）に記載のニッケル基合金の超塑性鍛造方法は、結晶粒微細化ステップによって結晶粒が微細化されたニッケル基合金は１００ｎｍ以下の結晶粒を含むことを特徴とする。
【００１９】
（４）また、上記（１）〜（３）のいずれかに記載のニッケル基合金の超塑性鍛造方法は、ひずみ速度制御鍛造ステップにおいて、荷重の上昇に応じて初期ひずみ速度を低下させることを特徴とする。
【００２０】
（５）また、上記（１）〜（４）のいずれかに記載のニッケル基合金の超塑性鍛造方法は、ひずみ速度制御鍛造ステップにおいて、超塑性を発現させるかどうかの判断基準となる荷重の閾値を設定し、荷重が閾値を超える場合に超塑性変形を行うことを特徴とする。
【００２１】
（６）また、上記（５）に記載のニッケル基合金の超塑性鍛造方法は、超塑性変形において、初期ひずみ速度の上限を０．０２ｓ−１以下とすることを特徴とする。
【発明の効果】
【００２２】
請求項１に記載のニッケル基合金の超塑性鍛造方法によれば、ニッケル基合金を２つのアンビルの間に狭圧すると共に、一方のアンビルを他方のアンビルに対して相対的に変位させてニッケル基合金に相当ひずみ８以上のひずみ量を付与することにより、ニッケル基合金の結晶粒を微細化する結晶粒微細化ステップと、結晶粒が微細化されたニッケル基合金の温度を８００℃以下に保持すると共に、ひずみ速度を制御して超塑性鍛造を行うひずみ速度制御鍛造ステップと、を含むことにより、結晶粒が微細化されたニッケル基合金の超塑性とひずみ速度依存性を利用して８００℃以下という比較的低い熱間鍛造温度域において超塑性鍛造を行うことが可能となり、ニッケル基合金の鍛造に関するニアネットシェイプ化およびネットシェイプ化を実現することができる。
【００２４】
請求項２に記載のニッケル基合金の超塑性鍛造方法によれば、結晶粒微細化ステップによって結晶粒が微細化されたニッケル基合金は大きさが１００ｎｍ以下の結晶粒を含むことにより、ひずみ速度制御鍛造ステップにおいて良好な超塑性を発現するニッケル基合金とすることができる。
【００２５】
請求項３に記載のニッケル基合金の超塑性鍛造方法によれば、ひずみ速度制御鍛造ステップにおいて、荷重の上昇に応じて初期ひずみ速度を低下させることにより、超塑性鍛造のサイクルタイムが短くなり、生産効率を高くすることができる。
【００２６】
請求項４に記載のニッケル基合金の超塑性鍛造方法によれば、ひずみ速度制御鍛造ステップにおいて、超塑性を発現させるかどうかの判断基準となる荷重の閾値を設定し、荷重が閾値を超える場合に超塑性変形を行うことにより、必要な場合のみに超塑性変形を行うこととなり、超塑性鍛造のサイクルタイムが短くなり、生産効率を高くすることができる。
【００２７】
請求項５に記載のニッケル基合金の超塑性鍛造方法によれば、超塑性変形において、初期ひずみ速度の上限を０．０２ｓ−１以下とすることにより、８００℃において、できるだけ高速の超塑性鍛造が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００２８】
【図１】本発明によるニッケル基合金の超塑性鍛造方法のフローを示した図である。
【図２】ニッケル基合金の結晶粒の微細化の方法を示した説明図である。（ａ）は２つのアンビルとディスク状のニッケル基合金の関係を示した斜視図である。（ｂ）は２つのアンビル間にディスク状のニッケル基合金を狭圧した状態における断面図である。
【図３】高圧ねじり加工により結晶粒の微細化処理を行ったＩＮＣＯＮＥＬ７１８について、ディスクの中心からの距離と室温（約２５℃）におけるビッカース硬さの関係を示したものである。
【図４】図３のデータに基づいて式１による換算を行い、相当ひずみとビッカース硬さの関係を示したものである。
【図５】高圧ねじり加工により結晶粒の微細化処理を行ったＩＮＣＯＮＥＬ６２５、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａ、ＳＵＨ６６０、ＳＵＨ６６１について、ディスクの中心からの距離と室温（約２５℃）におけるビッカース硬さの関係を示したものである。
【図６】図５のデータに基づいて式１による換算を行い、相当ひずみとビッカース硬さの関係を示したものである。
【図７】組織観察用試験片と引張試験用試験片の切り出し寸法を示した説明図である。
【図８】組織観察用試験片の透過型電子顕微鏡による結晶組織の観察結果を示したものである。（ａ）は明視野像、（ｂ）は暗視野像、（ｃ）は回折パターンを示した写真である。
【図９】ニッケル基合金の結晶粒の微細化の他の方法を示した説明図である。（ａ）は２つのアンビルとリング状のニッケル基合金の関係を示した斜視図である。（ｂ）は２つのアンビル間にリング状のニッケル基合金を狭圧した状態における断面図である。
【図１０】ニッケル基合金の結晶粒の微細化の他の方法を示した説明図である。（ａ）は第１アンビル、（ｂ）は第２アンビルを示した斜視図である。（ｃ）は棒状のニッケル基合金の形状を示した斜視図である。（ｄ）は第１アンビルと第２アンビルの間に棒状のニッケル基合金を狭圧した状態の斜視図である。
【図１１】ニッケル基合金の鍛造例を示した図である。
【図１２】プレス装置のスライドのストロークと荷重との関係を示した図である。
【図１３】鍛造過程におけるニッケル基合金の形状の変化の様子を示した図である。
【図１４】スライドモーションの一例を示した図である。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
［１．発明の概要］
図１に、本発明によるニッケル基合金の超塑性鍛造方法のフローを示す。本発明によるニッケル基合金の超塑性鍛造方法は、巨大ひずみ加工によるニッケル基合金の結晶粒の微細化を行う結晶粒微細化ステップ（ステップＳ１）と、スライドモーションの設定を行うスライドモーション設定ステップ（ステップＳ２）と、スライドモーションの設定に基づき、結晶粒が微細化されたニッケル基合金のひずみ速度を制御した超塑性鍛造を行うひずみ速度制御鍛造ステップ（ステップＳ３）とを含んでいる。
【００３０】
巨大ひずみ加工によるニッケル基合金の結晶粒の微細化（ステップＳ１）において、ニッケル基合金の結晶粒の微細化は、対向させて配置させたアンビル間にニッケル基合金を数ＧＰａの圧力で狭圧すると共に、一方のアンビルを他方のアンビルに対して相対的に変位させることにより行う。例えば、図２に示すように対向させて配置させた２つのアンビル１２，１３を備えた高圧ねじり加工装置を用いて、ニッケル基合金１１を２つのアンビル１２，１３間に数ＧＰａの圧力で狭圧すると共に、一方のアンビルを他方のアンビルに対して相対的に回転させることにより、ニッケル基合金１１にねじりによるせん断変形を加えて巨大ひずみを付与することが可能である。その結果、ニッケル基合金１１の結晶粒を、１００ｎｍ以下のナノサイズの結晶粒を含むまでに微細化することができる。結晶粒が微細化されたニッケル基合金１１は、８００℃において最大１０００％程度の引張破断伸びを示し、広い初期ひずみ速度範囲で超塑性を発現すると共に、著しいひずみ速度依存性を示す。
【００３１】
更に、本発明は、サーボプレス等のスライド速度を制御可能なプレスを用いて、鍛造速度を制御しながら８００℃以下という比較的低い熱間鍛造温度域において結晶粒が微細化されたニッケル基合金のひずみ速度を制御した超塑性鍛造（ステップＳ３）を行うことにより、所望の形状としたニッケル基合金を効率的に量産することを可能としている。この時、結晶粒が微細化されたニッケル基合金が示す超塑性とひずみ速度依存性を利用することにより、目的とする製品の形状に合わせて最適なスライドモーションを設定することが可能となる（ステップＳ２）。
【００３２】
このようにして、本発明は、ニッケル基合金の結晶粒の微細化（ステップＳ１）と、結晶粒が微細化されたニッケル基合金の超塑性とひずみ速度依存性を利用した任意のスライドモーションの設定（ステップＳ２）によるひずみ速度を制御した超塑性鍛造（ステップＳ３）により、難加工性のニッケル基合金の鍛造に関するニアネットシェイプ化およびネットシェイプ化を実現し、所望の形状としたニッケル基合金を量産することを可能としている。
【００３３】
後述する本発明の実施例において、ニッケル基合金として、ＩＮＣＯＮＥＬ７１８、ＩＮＣＯＮＥＬ６２５、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａ（ＩＮＣＯＮＥＬ及びＮｉｍｏｎｉｃは登録商標）、ＳＵＨ６６０、ＳＵＨ６６１を用いた。なお、これらはあくまでもニッケル基合金の例として用いたものであり、本発明による超塑性鍛造方法の適用範囲は、これらのニッケル基合金に限られない。
【００３４】
ＩＮＣＯＮＥＬ７１８は、５０〜５５重量％のニッケルと、１７〜２１重量％のクロムと、０．６５〜１．１５重量％のチタンと、０．２〜１．１５重量％のアルミニウムと、４．７５〜５．５重量％のニオブおよびタンタルと、２．８〜３．３重量％のモリブデンと、１重量％のコバルトと、０．３５重量％のマンガンと、０．３５重量％のケイ素と、０．０１５重量％の硫黄と、０．３重量％の銅と、０．０８重量％の炭素と、０．０６重量％のホウ素と、残りの鉄とを成分元素としている。
【００３５】
ＩＮＣＯＮＥＬ６２５は、５８重量％以上のニッケルと、２０〜２３重量％のクロムと、５重量％の鉄と、８〜１０重量％のモリブデンと、３．１５〜４．１５重量％のニオブおよびタンタルと、０．１重量％の炭素と、０．５重量％のマンガンと、０．５重量％のケイ素と、０．０１５重量％のリンと、０．０１５重量％の硫黄と、０．４重量％のアルミニウムと、０．４重量％のチタンと、１重量％のコバルトとを成分元素としている。
【００３６】
Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａは、１８〜２１重量％のクロムと、１．５重量％の鉄と、１〜１．８重量％のアルミニウムと、１．８〜２．７重量％のチタンと、２重量％のコバルトと、１重量％のマンガンと、１重量％のケイ素と、０．０１５重量％の硫黄と、０．１重量％の炭素と、０．００８重量％のホウ素と、０．１５重量％のジルコニウムと、残りのニッケルとを成分元素としている。
【００３７】
ＳＵＨ６６０は、０．０８重量％の炭素と、１重量％のケイ素と、２重量％のマンガンと、０．０４重量％のリンと、０．０３重量％の硫黄と、２４〜２７重量％のニッケルと、１３．５〜１６重量％のクロムと、１〜１．５重量％のモリブデンと、０．３５重量％のアルミニウムと、１．９〜２．３５重量％のチタンと、０．００１〜０．０１重量％のホウ素と、０．１〜０．５重量％のバナジウムと、残りの鉄とを成分元素としている。
【００３８】
ＳＵＨ６６１は、０．０８〜０．１６重量％の炭素と、１重量％のケイ素と、１〜２重量％のマンガンと、０．０４重量％のリンと、０．０３重量％の硫黄と、１９〜２１重量％のニッケルと、２０〜２２．５重量％のクロムと、２．５〜３．５重量％のモリブデンと、
２〜３重量％のタングステンと、１５．５〜２１重量％のコバルトと、０．１〜０．２重量％の窒素と、０．７５〜１．２５重量％のニオブと、残りの鉄とを成分元素としている。
【００３９】
以下、図面を参照しながら、本発明の実施形態について詳細に説明する。
【００４０】
［２．結晶粒の微細化］
図２〜１０に基づいて、巨大ひずみ加工によるニッケル基合金の結晶粒の微細化について説明する。
【００４１】
本発明による巨大ひずみ加工には、ディスク状やリング状としたニッケル基合金の結晶粒の微細化に適用可能な方法と、棒状としたニッケル基合金の結晶粒微細化に適用可能な連続的な方法とがある。以下、それぞれの方法について説明する。
【００４２】
［２−１．ディスク状ニッケル基合金の結晶粒の微細化］
まず、図２に示すように、ディスク状としたニッケル基合金１１に巨大ひずみを付与して結晶粒を微細化することが可能な、高圧ねじり加工について説明する。
【００４３】
本実施形態の高圧ねじり加工で用いる装置は、対向させて配置させた横断面略円形状の２つのアンビル１２，１３を備えている。２つのアンビル１２，１３の成形面１４，１５にはディスク状のニッケル基合金１１の直径と略同一の直径を有する円形状の凹部１４ａ，１５ａを形成しており、円形状の凹部１４ａ，１５ａ間でディスク状のニッケル基合金１１を狭圧することができる。２つのアンビル１２，１３の少なくとも一方には、支持基台を介して図示しない押圧手段が接続されており、２つのアンビル１２，１３の円形状の凹部１４ａ，１５ａ間に狭圧したディスク状のニッケル基合金１１に対して、ディスク状のニッケル基合金１１の厚み方向に数ＧＰａの圧力を加えることができる。２つのアンビル１２，１３の少なくとも一方には、支持基台を介し、図示しない回転手段が接続されており、２つのアンビル１２，１３の円形状の凹部１４ａ，１５ａの中心を回転軸として、一方のアンビルを他方のアンビルに対して相対的に回転させることができる。
【００４４】
このような構成を有する装置を用いて、２つのアンビル１２，１３の円形状の凹部１４ａ，１５ａ間でディスク状のニッケル基合金１１を数ＧＰａ、例えば６ＧＰａ程度の圧力で狭圧しながら、一方のアンビルを他方のアンビルに対して相対的に回転させてディスク状のニッケル基合金１１に巨大ひずみを加えることにより、結晶粒の大きさをナノレベルまで微細化することが可能である。
【００４５】
２つのアンビル１２，１３の円形状の凹部１４ａ，１５ａの底面１４ｂ，１５ｂは粗面とするのが良い。このような粗面を形成することにより、ディスク状のニッケル基合金１１を２つのアンビル１２，１３の円形状の凹部１４ａ，１５ａ間に狭圧しながら回転力によるひずみを加える際、ディスク状のニッケル基合金１１と底面１４ｂ，１５ｂとの接触部分が滑りにくくなるため、回転力をディスク状のニッケル基合金１１に伝え易くなり、ディスク状のニッケル基合金１１に対してより効果的に巨大ひずみを加えることができる。
【００４６】
２つのアンビル１２，１３の円形状の凹部１４ａ，１５ａの深さの合計は、本装置による微細化処理後のディスク状のニッケル基合金１１の厚みよりも小さくなるよう構成することが好ましい。すなわち図２（ｂ）に示すように、２つのアンビル１２，１３の円形状の凹部１４ａ，１５ａ間にディスク状のニッケル基合金１１を狭圧させた状態において、隙間１６が形成するようにする。巨大ひずみを加えることによる微細化処理の過程でニッケル基合金１１の厚みは次第に薄くなるが、２つのアンビル１２，１３の円形状の凹部１４ａ，１５ａの深さの合計を微細化処理後のディスク状のニッケル基合金１１の厚みよりも小さくなるよう構成することにより、微細化処理の過程で２つのアンビル１２，１３の成形面１４，１５同士が接触して摩耗することを防ぐことができると共に、加える圧力を全てディスク状のニッケル基合金１１に伝えることができる。
【００４７】
本実施形態による高圧ねじり加工によりディスク状のニッケル基合金１１に導入されるひずみ量は、２つのアンビル１２，１３間の相対的な回転数と回転中心からの距離に応じて異なる。このひずみ量は、回転中心からの距離をｒ、回転数をＮ、ニッケル基合金１１の厚さをｔとして、次式１に従い、相当ひずみεとして表すことができる。
【００４８】
【数１】
0005981164.tif 000002
【００４９】
式１で示されるように、ニッケル基合金１１に導入される相当ひずみεは、回転数Ｎおよび回転中心からの距離ｒに比例し、ニッケル基合金の厚さｔに反比例する。
【００５０】
以下、本実施形態によるディスク状のニッケル基合金１１の高圧ねじり加工について、具体的な実施例を紹介する。
【００５１】
ニッケル基合金の試料として、ＩＮＣＯＮＥＬ７１８、ＩＮＣＯＮＥＬ６２５、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａ、ＳＵＨ６６０、ＳＵＨ６６１を用いた。試料は全て、直径９〜１０ｍｍ、厚さ０．８ｍｍのディスク状のニッケル基合金１１とした。
【００５２】
ディスク状に成形したニッケル基合金１１は、上記実施形態による高圧ねじり加工装置を用いて結晶粒を微細化した。高圧ねじり加工は、室温（約２５℃）にて、圧力６ＧＰａ、回転速度１ｒｐｍ、回転数０〜１０回転の条件で行った。
【００５３】
図３は、高圧ねじり加工により結晶粒の微細化処理を行ったＩＮＣＯＮＥＬ７１８について、ディスクの中心からの距離と室温（約２５℃）におけるビッカース硬さの関係を示したものである。また、図４は、図３のデータに基づいて上記式１による換算を行い、相当ひずみとビッカース硬さの関係を示したものである。ここで、試料は高圧ねじり加工により厚さが薄くなるため、厚さｔは加工後の厚さとして上記式１による換算を行っている。なお、図３，４中の矢印は、高圧ねじり加工を行ってないＩＮＣＯＮＥＬ７１８の室温（約２５℃）におけるビッカース硬さの値の位置を示している。
【００５４】
室温におけるビッカース硬さは、結晶粒の微細化の進行度を表す目安の一つとすることができる。従って、図４より、ＩＮＣＯＮＥＬ７１８に相当ひずみεを約３０以上与えることにより、結晶粒をほぼ均一に微細化できるものと考えられる。相当ひずみ３０という値は、回転数を５回転、加工後の試料の厚さを０．６５ｍｍとした場合、ディスクの中心からの距離約１ｍｍにおいて試料が受けるひずみ量に相当する。
【００５５】
図５は、高圧ねじり加工により結晶粒の微細化処理を行ったＩＮＣＯＮＥＬ６２５、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａ、ＳＵＨ６６０、ＳＵＨ６６１について、ディスクの中心からの距離と室温（約２５℃）におけるビッカース硬さの関係を示したものである。また、図６は、図５のデータに基づいて上記式１による換算を行い、相当ひずみとビッカース硬さの関係を示したものである。ここで、ＩＮＣＯＮＥＬ７１８の場合と同様、厚さｔは加工後の厚さとして上記式１による換算を行っている。なお、図５，６中の矢印は、高圧ねじり加工を行ってないＩＮＣＯＮＥＬ６２５、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａ、ＳＵＨ６６０、ＳＵＨ６６１の室温（約２５℃）におけるビッカース硬さの値の位置を示している。
【００５６】
図６より、ＩＮＣＯＮＥＬ６２５、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａ、ＳＵＨ６６０、ＳＵＨ６６１もＩＮＣＯＮＥＬ７１８の場合と同様、概ね相当ひずみεを３０程度以上与えることにより、結晶粒をほぼ均一に微細化できるものと考えられる。
【００５７】
以上の結果より、超塑性鍛造工程において均一な超塑性変形を可能とするためには、ニッケル基合金に相当ひずみεを３０程度以上与えることが望ましいものと考えられる。
【００５８】
また、高圧ねじり加工を行って結晶粒が微細化されたディスク状のニッケル基合金１１を図７で示す寸法通り切り出し、組織観察用試験片１１ａと引張試験用試験片１１ｂを得た。
【００５９】
図８は、室温（約２５℃）において、圧力６ＧＰａ、回転速度１ｒｐｍ、回転数５回転の条件で高圧ねじり加工を行ったディスク状のＩＮＣＯＮＥＬ７１８について、組織観察用試験片１１ａの透過型電子顕微鏡による結晶組織の観察結果を示したものである。図８（ａ）は明視野像、図８（ｂ）は暗視野像、図８（ｃ）は回折パターンを示した写真である。なお、図８（ｂ）の暗視野像は、図８（ｃ）の回折パターン中の矢印の回折波で観察したものである。明視野像および暗視野像の観察結果から、本実施形態による高圧ねじり加工を行ったＩＮＣＯＮＥＬ７１８は、１００ｎｍ以下に微細化された結晶粒を含んでいることが確認できる。また、回折パターンがリング状であることからも、結晶粒の大きさがナノサイズとなっていることが確認できる。
【００６０】
引張試験用試験片１１ｂは引張試験機に供し、超塑性の発現を観察した。超塑性の発現は、引張試験用試験片１１ｂのくびれ部１１ｃの塑性変形による引張破断伸び（％）によって評価することができる。本発明において、引張試験用試験片１１ｂのくびれ部１１ｃが４００％程度以上の引張破断伸びを示せば、後の超塑性鍛造工程において好適に用いることのできるニッケル基合金と言える。
【００６１】
表１は、室温（約２５℃）において、圧力６ＧＰａ、回転速度１ｒｐｍ、回転数５回転の条件で高圧ねじり加工を行ったディスク状のＩＮＣＯＮＥＬ７１８から得た引張試験用試験片１１ｂの、引張試験における温度と、初期ひずみ速度と、最大引張強度と、伸び（引張破断伸び）との関係を示したものである。なお、本引張試験用試験片１１ｂのくびれ部１１ｃは、高圧ねじり加工によって５５程度の相当ひずみを受けている。
【００６２】
【表１】
0005981164.tif 000003
【００６３】
表１より、７００〜８００℃の温度範囲において、高圧ねじり加工によって５５程度の相当ひずみを受けて結晶粒が微細化されたＩＮＣＯＮＥＬ７１８の引張破断伸びは、著しいひずみ速度依存性を示すことが分かる。８００℃において、結晶粒が微細化されたニッケル基合金が初期ひずみ速度０．０００２〜０．０２Ｓ−１という広い速度範囲で良好な超塑性を発現することは、後の超塑性鍛造工程におけるサーボプレス等のスライド速度を制御可能なプレス機器による成形時において変形速度の選択の自由度が増すことを意味しており、ニッケル基合金をより多様な形状に成形することが容易となる。なお、ＪＩＳによると、０．０１Ｓ−１以上のひずみ速度で発現する超塑性は「高ひずみ速度超塑性」と規定されている。本実施形態により結晶粒が微細化されたＩＮＣＯＮＥＬ７１８は、８００℃において、初期ひずみ速度０．０２Ｓ−１という高ひずみ速度で引張破断伸びが６００％という超塑性を発現する。つまり、本実施形態によれば、ＪＩＳに規定される高ひずみ速度超塑性の基準速度の２倍以上の初期ひずみ速度で超塑性を発現するニッケル基合金を提供できることになる。これは、ニッケル基合金の超塑性鍛造の高速化が可能であることを意味しており、ニッケル基合金の超塑性鍛造工程における生産効率を上げることができる。
【００６４】
また、表１より、７５０℃においては、初期ひずみ速度０．０００１〜０．０１Ｓ−１の範囲において良好な超塑性を発現していることが分かる。これは更に低温での超塑性鍛造が可能であることを意味しており、超塑性鍛造工程において使用する金型の耐熱性能の要求レベルを下げることができる。また、超塑性鍛造で必要となるエネルギーコストもより低くなる。
【００６５】
表２は、高圧ねじり加工における回転数を異ならせた場合に、引張試験における最大引張強度および伸び（引張破断伸び）がどのように変化するかを示した表である。ここで使用したニッケル基合金はＩＮＣＯＮＥＬ７１８である。引張試験用試験片１１ｂは、上記と同様図７に基づいて準備した。引張試験は、８００℃、初期ひずみ速度０．０２Ｓ−１の条件で行った。
【００６６】
【表２】
0005981164.tif 000004
【００６７】
表２より、本実施例による高圧ねじり加工における回転数を少なくとも０．７５回転とすれば、ＩＮＣＯＮＥＬ７１８は超塑性変形に十分な引張破断伸びを示すことが分かる。なお、高圧ねじり加工による０．７５回転で、相当ひずみ約８のひずみ量をニッケル基合金の引張試験用試験片のくびれ部１１ｃに導入できる計算となる。
【００６８】
表３は、ＩＮＣＯＮＥＬ６２５、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａ、ＳＵＨ６６０、ＳＵＨ６６１について同様の引張試験を行った結果である。高圧ねじり加工は室温（約２５℃）において、圧力６ＧＰａ、回転速度１ｒｐｍ、回転数５回転の条件で行った。引張試験用試験片１１ｂは、上記と同様図７に基づいて準備した。引張試験は、８００℃で行った。
【００６９】
【表３】
0005981164.tif 000005
【００７０】
表３より、ＩＮＣＯＮＥＬ６２５、Ｎｉｍｏｎｉｃ８０Ａ、ＳＵＨ６６０、ＳＵＨ６６１についても、高圧ねじり加工によって結晶粒を微細化することにより、８００℃において良好な超塑性を発現することが分かる。
【００７１】
［２−２．リング状ニッケル基合金の結晶粒の微細化］
ニッケル基合金の形状をディスク状とした場合、付与できる相当ひずみεは回転中心から遠くなるに従って大きくなり、偏りが生じる。その結果、中心部分に十分な超塑性を発現させることが困難となる可能性がある。そこで、図９に示すようなリング状のニッケル基合金２１を高圧ねじり加工することが可能な２つのアンビル２２，２３を備えた装置を用いれば、リング状のニッケル基合金２１に導入される相当ひずみεの偏りが小さくなるため、より均一に結晶粒が微細化されたニッケル基合金を製造することができる。
【００７２】
本実施形態の高圧ねじり加工で用いる装置は、対向させて配置させた横断面略円形状の２つのアンビル２２，２３を備えている。２つのアンビル２２，２３の成形面２４，２５には、リング状のニッケル基合金２１と嵌合可能な形状としたリング状の凹部２４ａ，２５ａを形成しており、リング状の凹部２４ａ，２５ａ間でリング状のニッケル基合金２１を狭圧することができる。２つのアンビル２２，２３の少なくとも一方には、支持基台を介して図示しない押圧手段が接続されており、２つのアンビル２２，２３のリング状の凹部２４ａ，２５ａ間に狭圧したリング状のニッケル基合金２１に対して、リング状のニッケル基合金２１の厚み方向に数ＧＰａの圧力を加えることができる。２つのアンビル２２，２３の少なくとも一方には、支持基台を介し、図示しない回転手段が接続されており、２つのアンビル２２，２３のリング状の凹部２４ａ，２５ａの中心を回転軸として、一方のアンビルを他方のアンビルに対して相対的に回転させることができる。２つのアンビル２２，２３の成形面２４，２５のリング状の凹部２４ａ，２５ａよりも中心側には、回転軸を略中心とした円形状凹部２４ｃ，２５ｃを形成しており、高圧ねじり加工を行う際、２つのアンビルが接触して摩擦が生じる可能性を軽減している。
【００７３】
このような構成を有する装置を用いて、２つのアンビル２２，２３のリング状の凹部２４ａ，２５ａ間でリング状のニッケル基合金２１を数ＧＰａ、例えば６ＧＰａ程度の圧力で狭圧しながら、一方のアンビルを他方のアンビルに対して相対的に回転させてリング状のニッケル基合金２１に巨大ひずみを加えることにより、結晶粒の大きさをナノレベルまで微細化することが可能である。
【００７４】
２つのアンビル２２，２３のリング状の凹部２４ａ，２５ａの底面２４ｂ，２５ｂは粗面とするのが良い。このような粗面を形成することにより、リング状のニッケル基合金２１を２つのアンビル２２，２３のリング状の凹部２４ａ，２５ａ間に狭圧しながら回転力によるひずみを加える際、リング状のニッケル基合金２１と底面２４ｂ，２５ｂとの接触部分が滑りにくくなるため、回転力をリング状のニッケル基合金２１に伝え易くなり、リング状のニッケル基合金２１に対してより効果的に巨大ひずみを加えることができる。
【００７５】
２つのアンビル２２，２３のリング状の凹部２４ａ，２５ａの深さの合計は、本装置による微細化処理後のリング状のニッケル基合金２１の厚みよりも小さくなるよう構成することが好ましい。すなわち図９（ｂ）に示すように、２つのアンビル２２，２３のリング状の凹部２４ａ，２５ａ間にリング状のニッケル基合金２１を狭圧させた状態において、隙間２６が形成するようにする。巨大ひずみを加えることによる微細化処理の過程でニッケル基合金２１の厚みは次第に薄くなるが、２つのアンビル２２，２３のリング状の凹部２４ａ，２５ａの深さの合計を微細化処理後のリング状のニッケル基合金２１の厚みよりも小さくなるよう構成することにより、２つのアンビル２２，２３の成形面２４，２５同士が接触して摩耗することを防ぐことができると共に、加える圧力を全てリング状のニッケル基合金２１に伝えることができる。
【００７６】
［２−３．連続巨大ひずみ加工によるニッケル基合金の結晶粒の微細化］
ここでは、図１０に示すように、棒状のニッケル基合金３１の結晶粒を連続的に微細化することが可能な、連続巨大ひずみ加工について説明する。
【００７７】
本実施形態の連続巨大ひずみ加工装置は、対向させて配置させた横断面略円形状の第１アンビル３２と第２アンビル３３を有している。本実施形態の装置によれば、第１アンビル３２と第２アンビル３３との間に棒状のニッケル基合金３１を数ＧＰａ、例えば６ＧＰａ程度の圧力で狭圧すると共に、第２アンビル３３を回転させて棒状のニッケル基合金３１に巨大ひずみを加えることにより、結晶粒をナノレベルまで微細化することが可能である。
【００７８】
本実施形態の連続巨大ひずみ加工装置によれば、棒状のニッケル基合金３１はほぼ均一なひずみを受けるため、結晶粒をほぼ均一に微細化することができる。また、断面が大径のニッケル基合金を連続的に処理できるため、材料の量産技術として適している。
【００７９】
第１アンビル３２には、段部３２ａを設けて略半円形状に突出した成形面３４を形成している。この成形面３４には半円形状の凹部３４ａを形成しており、第１アンビル３２の円形状の横断面の中心と、半円形状の凹部３４ａの中心とを一致させている。本実施形態における棒状のニッケル基合金３１は、一部を半円形状に湾曲させて形成した湾曲部３１ａを有している。棒状のニッケル基合金３１の湾曲部３１ａと成形面３４の半円形状の凹部３４ａとは略同一としており、湾曲部３１ａを凹部３４ａに嵌合させることができる。
【００８０】
本実施形態では、加工時において、図１０（ｄ）に示すように第１アンビル３２と第２アンビル３３を対向させて配置させ、第１アンビル３２と第２アンビル３３の間に棒状のニッケル基合金３１の湾曲部３１ａを狭圧させる。第１アンビル３２には、支持基台を介して図示しない押圧手段が接続されており、第１アンビル３２と第２アンビル３３の間に狭圧した棒状のニッケル基合金３１に対して、断面方向に数ＧＰａの圧力を加えることができる。第２アンビル３３には、支持基台を介し、図示しない回転手段が接続されており、第１アンビル３２の半円形状の凹部３４ａの中心、すなわち、第１アンビル３２の円形状の横断面の中心を回転軸として、第２アンビル３３に対して相対的に回転させることができる。
【００８１】
第２アンビル３３の成形面３５には、第２アンビル３３の回転軸を中心とし、第１アンビル３２の半円形状の凹部３４ａの幅と略同一したリング状の粗面部３５ａを形成している。このような粗面部３５ａを形成することにより、図１０（ｃ）で示すように棒状のニッケル基合金３１を第１アンビル３２と第２アンビル３３の間に狭圧して回転力によるひずみを加える際、棒状のニッケル基合金３１と第２アンビルとの接触部が滑りにくくなる。また、第１アンビルの半円形状の凹部３４ａの底面３４ｂも粗面としており、棒状のニッケル基合金３１と底面３４ｂとの接触部を滑りにくくしている。
【００８２】
第２アンビル３３のリング状の粗面部３５ａと棒状のニッケル基合金３１との間の摩擦係数をμ１、第１アンビルの半円形状の凹部３４ａの底面３４ｂとニッケル基合金３１との間の摩擦係数をμ２とすると、μ１はできるだけ大きくすると共に、μ２はμ１よりも小さくすることが好ましい。μ１とμ２をこのような関係とすることにより、棒状のニッケル基合金３１を第１アンビル３２と第２アンビル３３の間に狭圧して回転力を加える際、ニッケル基合金３１に効果的に巨大ひずみを加えることができると共に、回転に伴って棒状のニッケル基合金３１を回転方向に送出させることができる。
【００８３】
第１アンビル３２の半円形状の凹部３４ａの深さは、加工後の棒状のニッケル基合金３１の押圧手段による押圧方向の厚みよりも小さくすることが好ましい。すなわち図１０（ｄ）に示すように、第１アンビル３２の半円形状の凹部３４ａと第２アンビル３３の間に棒状のニッケル基合金３１を狭圧させた状態において、隙間３６が形成するようにする。また、図１０（ａ）に示すように、第１アンビルの段部３２ａの高さは、半円形状の凹部３４ａの深さよりも高くすることが好ましい。このような構成とすることにより、加工中において第１アンビルの成形面３４と第１アンビルの成形面３５とが接触して摩耗することを防ぐことができると共に、押圧手段により付与する圧力を全て棒状のニッケル基合金３１の湾曲部３１ａに対して作用させることができる。
【００８４】
なお、図１０（ｄ）では第１アンビルを上側、第２アンビルを下側に配置させて図示しているが、第１アンビルを上側、第２アンビルを下側に配置させても良い。
【００８５】
本実施形態による連続巨大ひずみ加工では、棒状のニッケル基合金３１に導入されるひずみ量は、滑り率をｓ、湾曲部３１ａの平均半径をＲ、棒状のニッケル基合金の厚みをｔ’として、次式２に従い、相当ひずみε’として表すことができる。なお、滑り率ｓは、本実施形態においては、第２アンビル３３の棒状のニッケル基合金３１との接触位置における回転距離に対する、棒状のニッケル基合金３１の移動距離で表される。
【００８６】
【数２】
0005981164.tif 000006
【００８７】
従って、滑り率ｓをより小さくし、湾曲部３１ａの平均半径Ｒをより大きくし、ニッケル基合金の厚みｔ’をより薄くするほど、棒状のニッケル基合金３１が受ける相当ひずみε’は大きくなると言える。
【００８８】
［３．鍛造による超塑性変形］
次に、図１で示したスライドモーションの設定（ステップＳ２）、およびひずみ速度を制御した超塑性鍛造（ステップＳ３）について説明する。
【００８９】
一般に、鍛造における材料の変形過程において、材料と金型との接触面積が増加することにより、材料の変形に必要な荷重は徐々に増加する。特に、材料の変形の後期において材料が金型の細部に充満する段階、すなわち、金型のスライドのストローク位置が下死点に近くなる段階においては、材料の変形に必要な荷重が急激に増加する。
【００９０】
前述の通り、巨大ひずみ加工によるニッケル基合金の結晶粒の微細化（ステップＳ１）によって得られる結晶粒が微細化されたニッケル基合金は、８００℃以下という比較的低い熱間鍛造温度域において、広い初期ひずみ速度範囲で超塑性を発現すると共に、著しいひずみ速度依存性を示す。そこで、本発明では、巨大ひずみ加工により結晶粒が微細化されたニッケル基合金の有するこのような広い初期ひずみ速度範囲の超塑性および著しいひずみ速度依存性を利用することにより、金型のスライド速度をニッケル基合金の変形に必要となる荷重の大きさに合わせて適宜変更することを可能とし、低荷重かつ高精度でニッケル基合金を所望の形状に成形することを可能としている。
【００９１】
本発明では、サーボプレス等のスライド速度を制御可能なプレス装置を好適に用いることができる。本発明で用いるサーボプレス等のプレス装置はスライドモーション設定手段を有しており、鍛造過程における金型のスライド速度、すなわち、ニッケル基合金に加える初期ひずみ速度を自由に変化させることができる。
【００９２】
実際の鍛造では、必ずしも全ての工程においてニッケル基合金を超塑性変形させる必要は無い。生産効率の観点からは、スライドモーションはできるだけ高速に設定することが好ましい。従って、ニッケル基合金の変形に荷重を余り必要としない段階ではできるだけスライド速度を速くし、大きな荷重が必要となる段階において、必要に応じて超塑性が発現するスライド速度とすることにより、鍛造による低荷重かつ高精度の大量生産が可能となる。
【００９３】
また、前述の通り、巨大ひずみ加工により結晶粒が微細化されたニッケル基合金は、８００℃においては初期ひずみ速度０．０００２〜０．０２Ｓ−１の速度範囲で良好な超塑性を発現し、７５０℃においては初期ひずみ速度０．０００１〜０．０１Ｓ−１の範囲において良好な超塑性を発現することが判明している。従って、７５０〜８００℃で鍛造を行う場合は、超塑性を発現させることが必要な段階において、スライドモーション設定手段により、初期ひずみ速度の下限の範囲を０．００１〜０．０００２Ｓ−１とし、また、初期ひずみ速度の上限の範囲を０．０１〜０．０２Ｓ−１としてスライド速度を設定すれば、低荷重でニッケル基合金を所望の形状へと容易に成形することが可能である。なお、超塑性鍛造においてニッケル基合金の温度低下を防ぐため、サーボプレス等には、金型を加熱してニッケル基合金を８００℃以下の所望の温度に保持可能な金型加熱手段を設けることが好ましい。
【００９４】
また、超塑性を発現させることが必要な段階においては、スライドモーション設定手段により、このような良好な超塑性が発現する条件の範囲内においてできるだけ速いスライド速度を設定すると共に、変形過程において徐々に上昇する荷重に伴ってスライド速度を低下させるスライドモーションを設定すれば、結晶粒が微細化されたニッケル基合金のひずみ速度依存性を利用した低荷重の鍛造が行えると共に、超塑性鍛造のサイクルタイムを短縮して生産効率を高めることができる。
【００９５】
ニッケル基合金は、サーボプレス等のプレス装置にセットする直前に、ニッケル基合金加熱手段により所望の温度まで加熱しておくことが好ましい。ニッケル基合金を、超塑性鍛造を行う直前に所望の温度まで加熱しておき、その後、設定したスライドモーションに従って速やかに超塑性鍛造を行って成形することにより、熱による結晶粒の粗大化を最小限に抑えることができる。その結果、超塑性鍛造過程において、ニッケル基合金が超塑性を発現できる状態を維持することができる。ニッケル基合金加熱手段はどのような方法であっても良いが、電磁誘導による誘導加熱手段を用いれば、所望の温度まで速やかに上昇させることができる。
【００９６】
以下、図面を参照しながら、スライドモーションの設定例について説明する。
【００９７】
図１１は、本スライドモーションの設定例でシミュレーションを行ったニッケル基合金の鍛造例を示した図である。図１１（ａ）は、上側金型１１０の成形面１１０ａと下側金型１１１の成形面１１１ａとの間にニッケル基合金１０１をセットした鍛造前の状態を示している。図１１（ｂ）は、鍛造の最終段階における成形後のニッケル基合金１０１ｆと、上側金型１１０および下側金型１１１との関係を示している。
【００９８】
なお、図１１（ａ）は、ニッケル基合金１０１の長手方向の中心軸Ｐを通る縦断面の右側半分のみを示しており、図１１（ｂ）は、ニッケル基合金１０１ｆの長手方向の中心軸Ｐｆを通る縦断面の右側半分のみを示している。つまり、ニッケル基合金１０１，１０１ｆ、上側金型１１０および下側金型１１１の実際の立体形状は、中心軸Ｐまたは中心軸Ｐｆを軸とし、３６０°回転させて形成される形状となる。すなわち、鍛造前のニッケル基合金１０１は円柱状の形状であり、鍛造後のニッケル基合金１０１ｆは中心軸Ｐｆを通る縦断面が略Ｔ字状の形状である。
【００９９】
上側金型１１０と下側金型１１１は、図示しないサーボプレス等のスライド速度を制御可能なプレス装置の一部を構成しており、上側金型１１０はプレス装置のスライドに固定され、下側金型１１１はプレス装置のボルスタに固定されている。スライドは上下動自在に構成されており、スライドを下降させることにより、上側金型１１０の成形面１１０ａ
を下側金型１１１の成形面１１１ａに接近させ、ニッケル基合金１０１を鍛造成形することができる。プレス装置はスライドモーション設定手段を備えており、鍛造過程におけるスライドのスライド速度を自由に設定することができる。
【０１００】
鍛造後のニッケル基合金１０１ｆは、横断面の径が大径の頭部１０２と、横断面の径が小径の突出部１０３とを有している。頭部１０２は、上面の中央に形成された円形状の凹部１０２ａと、周縁に形成されたフランジ部１０２ｂとを有している。突出部１０３は、下方に向けて横断面の径が次第に小さくなる形状となっており、比較的大径の基部１０３ａと、小径の下端部１０３ｂとを有している。
【０１０１】
円形状の凹部１０２ａは、上側金型１１０の成形面１１０ａの中心部に設けられた円形状の凸部１１０ｂにより成形される。フランジ部１０２ｂは、上側金型１１０と下側金型１１１とを接近させた際に、成形面１１０ａと成形面１１１ａとの間に形成される第１狭小部１１２により成形される。突出部１０３は、下側金型１１１の中心部に下方に向けて形成された穴部１１３により形成される。穴部１１３は下方に向けて径が次第に細くなる形状としており、比較的大径の上端開口部１１３ａと、小径の第２狭小部１１３ｂとが形成されている。
【０１０２】
鍛造過程における荷重の変化やニッケル基合金の形状の変化は、ＣＡＥ解析（コンピュータ・エイデッド・エンジニアリング解析）によってシミュレーションする。ＣＡＥ解析により、成形材料の肉の複雑な流れの変化と共に、成形に必要となる荷重の変化を経時的にシミュレーションすることができる。
【０１０３】
ＣＡＥ解析では、塑性領域における材料の変形抵抗、弾性領域における材料の温度の関数としてのヤング率、ポアソン比、熱膨張率、そして材料および金型の熱伝導率、熱容量、放射率といったパラメータを設定してシミュレーションを行う。上記の上側金型１１０および下側金型１１１を用いてニッケル基合金１０１を鍛造変形させる場合の、ＣＡＥ解析によるシミュレーション結果を図１２，１３に示す。なお、ＣＡＥ解析による本シミュレーションは、スライド速度１００％の条件で行った。
【０１０４】
図１２は、プレス装置のスライドのストローク、すなわち上側金型１１０のストロークと荷重との関係を示した図である。図１３は、鍛造過程におけるニッケル基合金１０１ａ〜１０１ｆの形状の変化の様子を示した図である。なお、図１３は、図１１と同様、ニッケル基合金１０１ａ〜１０１ｆの縦断面の右側半分のみを示している。
【０１０５】
図１２に示すように、ニッケル基合金１０１を上側金型１１０と下側金型１１１を用いて鍛造変形させた場合、低荷重領域Ａ１と、第１の荷重急増領域Ａ２と、荷重減少領域Ａ３と、第２の荷重急増領域Ａ４とが現れることが分かる。また、図１３のニッケル基合金１０１ａ〜１０１ｆは、図１２のポイントＸａ〜Ｘｆにおける成形過程の形状をそれぞれ示している。
【０１０６】
低荷重領域Ａ１は、頭部１０２の概形が形成される段階であり、この段階では荷重は余り増加しない。
【０１０７】
第１の荷重急増領域Ａ２は、図１３（ａ）〜（ｃ）で示されるように、上側金型１１０と下側金型１１１との間で形成される第１狭小部１１２にニッケル基合金が充満して、フランジ部１０２ｂが形成される段階である。なお、この段階におけるフランジ部１０２ｂは、まだ肉厚の状態である。また、この段階において、突出部１０３の基部１０３ａが形成される。この段階おいて、荷重は急上昇する。
【０１０８】
荷重減少領域Ａ３は、図１３（ｃ）〜（ｅ）で示されるように、下側金型１１１の穴部１１３の第２狭小部１１３ｂにニッケル基合金が充満し始め、突出部１０３が伸長して下端部１０３ｂが形成し始める段階である。この段階では、荷重が減少する。
【０１０９】
第２の荷重急増領域Ａ４は、スライドが下死点に近付く段階であり、フランジ部１０２ｂが薄くなると共に、突出部１０３が更に伸長して下端部１０３ｂが完全に形成される段階である。この段階において、荷重は再び上昇する。
【０１１０】
図１４は、上記ＣＡＥ解析によるシミュレーションの結果に基づいて設定したスライドモーションの一例であり、横軸を時間、縦軸をスライド位置として、鍛造工程の１サイクル分を示している。図１４におけるスライド位置のＡ１〜Ａ４の領域は、図１２における低荷重領域Ａ１、第１の荷重急増領域Ａ２、荷重減少領域Ａ３、および第２の荷重急増領域Ａ４にそれぞれ対応している。また、矢印Ｚで示すスライド位置は、スライドの下死点を示している。
【０１１１】
低荷重領域Ａ１においては、荷重の上昇はほとんど見られないため、ニッケル基合金に超塑性を発現させる必要は無く、プレス装置の設計範囲内で、できるだけ高いスライド速度を設定している。第１の荷重急増領域Ａ２においては、荷重の急上昇が見られるため、スライド速度が次第に低速となる設定としている。荷重減少領域Ａ３においては、荷重が下降するため、スライド速度が次第に高速となる設定としている。第２の荷重急増領域Ａ４においては、再び荷重が急上昇するため、再度スライド速度が次第に低速となる設定としている。
【０１１２】
このように、荷重の上昇や下降に応じてスライド速度を変化させ、初期ひずみ速度を低下させたり上昇させたりすることによって、より低荷重の鍛造が可能となる。また、スライド速度は、荷重の上昇や下降に合わせてできるだけ高い値に設定することにより、鍛造のサイクルタイムを短くすることができる。
【０１１３】
実際の鍛造工程において製品の生産効率を高くするためには、できるだけスライド速度を高く設定することが望ましい。従って、鍛造の全工程においてニッケル基合金を超塑性変形させる必要は無く、荷重が高くなり高速の成形が困難となる段階においてのみ超塑性が発現するスライド速度を設定すれば良い。つまり、第１の荷重急増領域Ａ２、荷重減少領域Ａ３、第２の荷重急増領域Ａ４においても、必ずしも全ての工程で超塑性変形を行う必要は無く、必要に応じて超塑性変形を行えば良い。
【０１１４】
図１２において、荷重の閾値Ｔ１〜Ｔ３を示している。これらの荷重の閾値Ｔ１〜Ｔ３は、ニッケル基合金の鍛造成形において、超塑性を発現させる必要があるかどうかの判断基準となる荷重を仮に設定して例示したものである。スライドモーションの設定（ステップＳ２）においては、例えばこのような荷重の閾値Ｔ１〜Ｔ３を基準として検討すれば良い。
【０１１５】
荷重の閾値Ｔ１を基準とした場合は、荷重が閾値Ｔ１を超える第１の荷重急増領域Ａ２の最終段階以降において超塑性変形を行うスライドモーションとすれば良い。
【０１１６】
荷重の閾値Ｔ２を基準とした場合は、荷重が閾値Ｔ２を超える第１の荷重急増領域Ａ２の最終段階から荷重減少領域Ａ３の初期段階、および第２の荷重急増領域Ａ４の中盤以降において超塑性変形を行うスライドモーションとすれば良い。この場合、荷重減少領域Ａ３の初期段階から第２の荷重急増領域Ａ４の中盤までは超塑性変形を行う必要が無く、スライド速度を高めることができる。
【０１１７】
荷重の閾値Ｔ３を基準とした場合は、荷重が閾値Ｔ３を超える第２の荷重急増領域Ａ４の最終段階、すなわち、スライドの下死点付近のみにおいて超塑性変形を行うスライドモーションとすれば良い。
【０１１８】
また、基準とする荷重の閾値Ｔ１〜Ｔ３に関わらず、超塑性変形を行う段階では、超塑性が発現する範囲でできるだけ高速のスライド速度とすると共に、荷重の上昇に応じて次第にスライド速度を低下させるスライドモーション、すなわち、荷重の上昇に応じて次第に初期ひずみ速度を低下させるスライドモーションを設定すれば、結晶粒が微細化されたニッケル基合金のひずみ速度依存性を利用した低荷重の鍛造が行えると共に、超塑性鍛造のサイクルタイムを短縮して生産効率を高めることができる。
【０１１９】
以上、スライドモーションの設定（ステップＳ２）について図１１〜１４を用いて説明を行ったが、あくまでここで説明した設定は例示に過ぎず、金型の形状、すなわち、ニッケル基合金の成型品の形状により、適宜、スライドモーションは様々に変化することは言うまでもない。また、鍛造における荷重を低下させることを優先させるか、サイクルタイムの短縮を優先させるかにより、同形状の鍛造変形を行う場合でも、スライドモーションは変化する。このように、スライドモーションを自由に設計できることも、本発明の特徴の１つである。
【０１２０】
以上の通り、本発明は、非加熱条件の下、高圧下におけるひずみ加工により巨大ひずみを付与して結晶粒をナノレベルまで微細化することにより、広い初期ひずみ速度範囲で超塑性が発現するニッケル基合金とし、結晶粒が微細化されたニッケル基合金の超塑性とひずみ速度依存性を利用して８００℃以下の温度でひずみ速度を制御した超塑性鍛造を行うニッケル基合金の超塑性鍛造方法を提供し、ニッケル基合金の鍛造に関するニアネットシェイプ化およびネットシェイプ化を実現することができる。
【符号の説明】
【０１２１】
１１，２１，３１  ニッケル基合金
１２，１３，２２，２３  アンビル
３２  第１アンビル
３３  第２アンビル
【図１】
0005981164.tif 000007
【図２】
0005981164.tif 000008
【図３】
0005981164.tif 000009
【図４】
0005981164.tif 000010
【図５】
0005981164.tif 000011
【図６】
0005981164.tif 000012
【図７】
0005981164.tif 000013
【図９】
0005981164.tif 000014
【図１０】
0005981164.tif 000015
【図１１】
0005981164.tif 000016
【図１２】
0005981164.tif 000017
【図１３】
0005981164.tif 000018
【図１４】
0005981164.tif 000019
【図８】
0005981164.tif 000020