Fe-Ni基超耐热合金的环形轧材的制造方法

摘要

提供一种具有高真圆度且能够抑制AGG、抑制晶粒生长的Fe‑Ni基超耐热合金的环形轧材的制造方法。一种Fe‑Ni基超耐热合金的环形轧材的制造方法，该Fe‑Ni基超耐热合金的环形轧材具有718合金的组成，所述制造方法包括：最终环形碾轧工序，其作为具有所述组成的环状环形碾轧坯料的最终环形碾轧工序，以900～980℃的温度范围加热而进行环形碾轧；以及，真圆矫正工序，其中，使用由扩径锥和扩径模构成的扩环器，一边对由所述最终环形碾轧工序轧制的环形轧材进行扩径一边对椭圆进行矫正，其中，不对由所述最终环形碾轧工序轧制的环形轧材进行再加热、或者进行960℃以下的加热而进行所述真圆矫正。

说明书

技术领域

本发明涉及Fe-Ni基超耐热合金的环形轧材的制造方法。

背景技术

718合金是一种超耐热合金，由于其具备优异的机械性质，因此一直以来被广泛应用于飞机发动机的涡轮零件。由该用于飞机发动机的718合金制成的旋转零件需要具有高疲劳强度，因此构成该零件的718合金需要具有微细晶粒组织。例如，在环状的旋转零件的情况下，通常在由铸锭制成条形坯后，利用δ相的钉扎效应，通过热锻、环形碾轧和冲压锻造而构建微细晶粒组织。另一方面，从生产成本的角度出发，期望冲压形状为相对于产品尽可能地减少多余部分的形状，因此，供冲压锻造的环状冲压锻造用坯料需要特别高的真圆度。

但是，制备环状冲压锻造用坯料时，为了得到高真圆度而进行真圆矫正时，晶粒在随后加热至冲压锻造温度过程中会克服δ相的钉扎而粗大化，有时会引起所谓的异常晶粒生长(abnormal-grain-growth：以下有时称为AGG)。由于AGG的产生，有时会出现晶粒直径粗大化至10倍以上的情况，并且在冲压锻造工序中不能使晶粒完全微细化，其结果是出现产品中残留粗晶粒以及疲劳特性大大受损的问题。作为避免AGG的方法，例如在专利文献1中，作为热加工的条件，满足以下等效应变和等效应变速率的关系式(1)或(2)的条件是有效的。

[等效应变]≥0.139×[等效应变速率(/sec)]

[等效应变]≤0.017×[等效应变速率(/sec)]

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本专利第5994951号公报

发明内容

专利文献1所述的技术方案的优点在于，能够在一次热加工中以式(1)或(2)所示的条件防止AGG。但是，从加压能力这一点来看，仅通过真圆矫正的工序将满足式(1)的等效应变施加到环状的冲压锻造用坯料的整个区域是不现实的。另一方面，由于在环形碾轧结束时残留在环形轧材中的应变不均匀，因此将满足式(2)的等效应变施加到环状的冲压锻造用坯料是难以控制的。这样，即使在环形碾轧的工序和真圆矫正的工序这2个工序中分别独立地考虑防止AGG，也难以解决加热至冲压锻造温度过程中产生AGG的问题。

本发明的目的在于提供一种具有高真圆度且能够抑制AGG、抑制晶粒生长的Fe-Ni基超耐热合金环形轧材的制造方法。

本发明是鉴于上述技术问题所作出的。

即，本发明是一种Fe-Ni基超耐热合金的环形轧材的方法，该制造方法使用环形碾轧，所述Fe-Ni超耐热合金的环形轧材具有如下的组成：以质量％计，C：0.08％以下、Ni：50.0～55.0％、Cr：17.0～21.0％、Mo：2.8～3.3％、Al：0.20～0.80％、Ti：0.65～1.15％、Nb+Ta：4.75～5.50％、B：0.006％以下，余量为Fe和不可避免的杂质，所述制造方法的特征在于，其包括：

最终环形碾轧工序，其作为所述环形碾轧工序的最终工序，以900～980℃的温度范围进行加热，使用具有由主辊和芯辊构成的一对轧辊以及一对轴辊的环形碾轧机，对所述环形碾轧坯料进行扩径并且沿所述环形碾轧坯料的轴向进行挤压加工；以及，

真圆矫正工序，其中，使用由扩径锥和扩径模构成的扩环器，一边对由所述最终环形碾轧工序轧制的环形轧材进行扩径一边提高真圆度，其中，

不对由所述最终环形碾轧工序轧制的环形轧材进行再加热地进行所述真圆矫正工序，或者以960℃以下的温度范围对由所述最终环形碾轧工序轧制的环形轧材进行所述真圆矫正工序，所述960℃以下的温度范围不包括600～760℃的温度范围。

另外，在本发明中，作为所述最终环形碾轧工序的前序工序，优选进一步包括中间环形碾轧工序：使用将所述环形碾轧坯料加热至大于980℃且为1010℃以下的温度而得到的环形碾轧坯料，使用具有由主辊和芯辊构成的一对轧辊以及一对轴辊的环形碾轧机，对所述环形碾轧坯料进行扩径并且沿所述环形碾轧坯料的轴向进行挤压加工。

根据本发明，能够得到具有高真圆度且抑制了AGG、抑制了晶粒生长的Fe-Ni基超耐热合金的环形轧材。此外，在本发明中，在最终环形碾轧工序结束后，不需要进行再加热，直接利用环形轧材的留存热就能进行真圆矫正工序，因此在经济上是有利的。例如，能够提高使用其形成的飞机发动机的涡轮零件等的疲劳特性的可靠性。

附图说明

图1是应用本发明的环形轧材的制造方法的环形轧材的金相组织照片。

图2是产生异常晶粒生长的比较例的环形轧材的金相组织照片。

具体实施方式

本发明的最大特征在于，通过规范化环形碾轧工序和环形轧材的真圆矫正工序的条件来防止AGG。AGG是在将低应变施加到没有应变残留的初期状态后的热处理中产生的。本发明中抑制AGG产生的技术思想如下所述。

如果在环形轧材中充分积累应变的状态下进行真圆矫正(赋予低应变)，则可以消除低应变的影响。于是，通过在热锻前将本发明获得的环形轧材加热至980～1010℃来优化金相组织。

需要说明的是，本发明中限定的合金组成已知为JIS-G4901中所示的NCF718合金(Fe-Ni基超耐热合金)，因此省略了关于组成的说明。以下，简称为“718合金”。需要说明的是，718合金的组成除了本发明中限定的各元素以外，还可以包含范围内的Si0.35％以下、Mn0.35％以下、P0.015％以下、S0.015％以下、Cu0.30％以下。

＜环形碾轧工序＞

首先，从本发明的特征“最终环形碾轧工序”开始进行说明。需要说明的是，所谓的“最终环形碾轧工序”就是最终的环形碾轧工序。

准备具有718合金的组成的用于最终环形碾轧工序的环形碾轧坯料，以900～980℃的温度范围加热该环形碾轧坯料。然后，使用具有由主辊和芯辊构成的一对轧辊以及一对轴辊的环形碾轧机，对加热了的环形碾轧坯料进行扩径并且沿环形碾轧坯料的轴向进行挤压加工，即进行最终环形碾轧。

718合金产生AGG是通过如下现象来确认：对具有微细晶粒组织的718合金导入低应变时，晶粒在随后的加热处理中克服钉扎从而显著生长。如上所述，从加压能力这一点来看，仅通过环形轧材的真圆矫正的工序来导入用于避免AGG产生的充足应变实际上也是很困难的。但是，如果在通过最终环形碾轧将应变充分积累到环形轧材中的状态下进行真圆矫正，则能够防止AGG产生。因此，在最终环形碾轧工序中，将环形碾轧坯料的加热温度设定为900～980℃的范围并且对其进行环形碾轧，从而抑制环形碾轧中的再结晶，环形碾轧结束时的环形轧材作为未再结晶或者部分再结晶的组织，使应变残留在环形轧材中。加热温度大于980℃时促进环形碾轧过程中的再结晶，则不能将应变充分积累到环形轧材中。另一方面，当加热温度小于900℃时几乎完全抑制了再结晶，但是轧制负载显著变高，环形碾轧变得困难。因此，环形碾轧坯料的加热温度设定为900～980℃。优选的加热温度的下限为910℃，更优选为920℃。另外，优选的加热温度的上限为970℃，更优选为965℃。

需要说明的是，环形碾轧工序可以再加热而重复进行。这种情况下，作为所述的最终环形碾轧工序的前序工序可以适用“中间环形碾轧工序”。

将中间环形碾轧工序的加热温度设定为大于980℃且为1010℃以下的范围是为了得到足够的再结晶组织。980℃以下的温度范围难以充分地进行再结晶，超过1010℃时晶粒容易粗大化。该中间环形碾轧工序优选的加热温度的下限为985℃，优选在比所述最终环形碾轧工序高10℃以上的温度下进行。还可以对在该中间环形碾轧工序的加热温度下加热的环形碾轧坯料实施中间环形碾轧，通过促进再结晶来构建微细晶粒组织，将最终(最终的)环形碾轧时的加热温度设为900～980℃的温度范围来进行最终环形碾轧。即，在多次进行加热和环形碾轧的情况下，以900～980℃的温度范围对实施最终(最终的)环形碾轧时的环形碾轧坯料进行加热即可。

＜真圆矫正工序＞

使用由扩径锥和扩径模构成的扩环器，一边将扩径模贴在由上述环形碾轧工序轧制的环形轧材的内径侧进行扩径一边进行矫正椭圆的真圆矫正。此时，不对由环形碾轧工序轧制的环形轧材进行再加热地进行真圆矫正，或者以960℃以下的温度范围进行真圆矫正。

由于在上述的环形碾轧工序中应变残留在环形轧材中，因此可以消除在真圆矫正工序中导入低应变的影响。因此，真圆矫正可以直接针对环形碾轧结束的高温状态下的环形轧材进行，也可以在环形轧材冷却至室温后进行。即，可以不对由环形碾轧工序轧制的环形轧材进行再加热地进行真圆矫正。另外，还可以对由环形碾轧工序轧制的环形轧材进行960℃以下的加热来进行真圆矫正。当再加热来进行真圆矫正时，考虑到应该抑制再结晶表现而在选择加热温度时需要注意。当产生再结晶时，在环形碾轧中积累的应变会减小，因此在随后的真圆矫正中导入低应变而导致产生AGG的风险变高。由于上述原因，在再加热的情况下，加热温度设为960℃以下且要避免600～760℃的时效温度域。优选为950℃以下，更优选为940℃以下。另外，关于真圆矫正工序，例如，可以在常温附近，但是过低的温度下的真圆矫正会导致塑性变形所需的轧制负载变得过高。因此，优选在尽可能高的温度下进行真圆矫正，并且优选在上述环形碾轧工序结束之后进行真圆矫正。为了不过度增加轧制负载，优选超过760℃的温度范围，更优选在800℃以上进行真圆矫正。

通过该真圆矫正工序可以使环形轧材的真圆度为3mm以下。需要说明的是，真圆度是通过(D

当将上述本发明的环形轧材用作热锻用坯料，并且对其进行980～1010℃的锻造前加热时，可以获得抑制AGG产生和晶粒生长的金相组织。锻造前的加热温度优选的下限温度为985℃，更优选为990℃。优选的加热温度的上限为1005℃，更优选为1000℃。

另外，由于具有高的真圆度，因此适合作为用于冲压锻造的热锻用坯料。

实施例

(实施例1)

以980～1010℃的温度范围对具有与表1所示的Fe-Ni基超耐热合金(718合金)对应的化学组成的条形坯进行热锻后，获得了通过穿轧制作的环状环形碾轧坯料。以大于980℃且为1000℃以下的加热温度的范围加热该环形碾轧坯料，进行中间环形碾轧。接下来以920～980℃的加热温度的范围进行加热，然后进行最终环形碾轧，得到外径约为1300mm、内径约为1100mm、高度约为200mm的环形轧材。所得的环形轧材稍微呈椭圆形。真圆度大约超过3mm。

最终环形碾轧结束后，不需要进行再加热而直接将环形轧材输送至由扩径锥和扩径模构成的扩环器，使用扩环器进行真圆矫正以使扩径量在5～10mm的范围。本发明的该工序在下述表2中称为“直接”。需要说明的是，表示为“直接”的是在大约800～850℃温度下的真圆矫正。所述的环形轧材的真圆度在真圆矫正后为0.5mm。真圆矫正后，在1000℃下加热3小时进行冲压锻造，制作了本发明例(No.1～4)。为了进行比较，制作了比较例(No.11～13)，其中，改变了进行最终环形碾轧的环形碾轧坯料的加热温度，并且改变了进行真圆矫正的环形轧材的加热温度。将这些加热温度示于表2。

需要说明的是，用于制造上述环形轧材的环形碾轧机具有以下功能：通过由主辊和芯辊构成的一对轧辊来扩大环形碾轧坯料的内径和外径的直径，通过一对轴辊来挤压环形碾轧坯料的高度(厚度)方向。

[表1]

(质量％)

在加热进行冲压锻造后，利用光学显微镜观察本发明例和比较例的环形轧材的相对于环径向的整个截面的金相组织。将通过ASTM-E112规定的方法测定的晶粒度编号的结果示于表2。

如表2所示，在本发明的No.1～4中得到了在假定冲压锻造的情况下在1000℃下加热后的晶粒度编号为8以上的微细晶粒组织。本发明的No.4主要是晶粒度编号为8.5～9大小的那些，而No.1～3主要是晶粒度编号为9～9.5大小的那些。通过使用这种均匀的微细晶粒坯料，即使在成形最终产品的模锻后也可以获得良好的金相组织。另一方面，在比较例No.11～13中确认到许多晶粒度编号为6以下的粗大晶粒。可以认为是由于最终轧制温度高，在轧制过程中发生了再结晶并释放了应变，而在随后的真圆矫正中导入的低应变引起了AGG。No.14是以最终轧制温度在本发明的温度范围实施的，但是可以认为由于真圆矫正的加热温度高达965℃而发生了再结晶并降低了应变量，在随后的矫正中导入的应变引起了AGG。需要说明的是，将本发明例的No.1的金相组织照片示于图1，将比较例的No.11的金相组织照片示于图2。

[表2]

如上所述，当应用本发明的制造方法时，能够得到具有高真圆度且抑制了AGG、具有ASTM晶粒度编号为8以上的微细晶粒组织的Fe-Ni基超耐热合金环形轧材。由此可以提高飞机发动机的涡轮零件等的疲劳特性的可靠性。