JPH0559474A

JPH0559474A - 単結晶生成品を製造するための改良された、特性の均衡したニツケルをベースとする超合金

Info

Publication number: JPH0559474A
Application number: JP63800034A
Authority: JP
Inventors: Carl Stephen Wukusick; カール・ステイーヴン・ウクジツク; Butyakjan Leo Jr; レオ・ブチヤクジアン・ジユニアー
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1986-12-30
Filing date: 1988-12-09
Publication date: 1993-03-09
Anticipated expiration: 2015-02-28
Also published as: JP3012652B2

Abstract

(57)【要約】電子出願以前の出願であるので要約・選択図及び出願人の識別番号は存在しない。

Description

【発明の詳細な説明】ここに発表し請求される発明は、1984年４月２日同時係属出願595,845号に開示し特許請求されている発明と関連がある。

（産業上の利用分野）本発明は、全般的に、航空機ガスタービンエンジンの高熱部材、特に回転羽(rotating blades) に有用な、単結晶品として鋳造可能なニッケルをベースとする超合金に関するものである。

（従来の技術）ガスタービンエンジンの効率は、エンジンの各種部品の作動温度に大きく左右され、作動温度が高くなれば効率が良くなる。作動温度能力を上げる１つの方法は、例えばタービン羽根及び翼 (turbine blades and vanes)などの最も高温で作動する部品を鋳造する場合に、その中に入り組んだ空洞の通路を有する部品を鋳造し、その部品の前縁及び後縁の中にある穴に冷却用の空気を強制的に通すことができるようにすることである。このようにすれば、内部冷却は熱伝導により、外部冷却は膜すなわち境界層冷却により行うことができる。

効率を上げるための研究により、ますます高温に耐えつつその基本的な材料特性を維持できる耐熱超合金もまた開発されるに至った。この種の超合金の開発は、前述の内部に複雑な空気冷却用通路を備えた鋳造部品の設計、開発及び製造に関連して行われることが多かった。

（発明が解決しようとする課題）今回の発明は、ニッケルをベースとする超合金を更に改良することによる効率の向上を目指している。従って、今回の発明により、現在製造されているニッケルをベースとする超合金から造られた単結晶製品よりも、応力破壊強度及び高、低サイクル疲労特性の点で大幅に高温能力の高い単結晶製品を造るためのニッケルをベースとする超合金は提供される。更に、その周期的酸化による劣化に対する耐性及び高温腐食に対する耐性が優れているため、今回の発明の超合金は従来得られなかった独自の均衡した機械的及び環境的特性を有している。

（課題を解決するための手段）本発明によれば、単結晶鋳造品を造るのに適した超合金は、重量百分率（重量％）で下記の第I 表に示す元素を含み、残余の成分はニッケル(Ni) 及び付随的不純物からなる。

この発明にはまたガスタービンエンジンのタービン羽根及び翼などの上記組成範囲内の組成を有する鋳造された単結晶品も含まれる。

単結晶を造ることのできる技法としては、現在２つの基本的な方向性凝固法(directional solidification (DS) method)が良く知られている。一つは種結晶（seed crystal）を使う方法であり、他の一つは、入り組んだ通路を使って合金の単結晶を１個選びこれを単結晶品に成長させる方法で「チョーク」処理法（''choke''process）と呼ばれている。

（実施例）この発明の合金を開発し試験するため、第II表に掲げる三つのグループに分けた合金を、3000 グラムずつ真空誘導溶解して直径1-1/2インチの銅鋳型に鋳込みインゴットに形成した。続いてインゴットを再溶融し、前回に述べた他の方法を使うこともできたが今回はチョーク処理法により1 /2インチ×２インチ×４インチの単結晶スラブに鋳込んだ。別に行った一連の実験により、単結晶スラブ内のイットリウム残留量を求めたところ最初のインゴットに存在していた量の３０％であった。このため、第II表のイットリウム含有率を確保するため30％残残留を考慮に入れて最初のインゴットには十分多めのイットリウムを加えた。

第Iグループの合金は、ガンマ（γ）マトリクス合金元素としてのタングステン、モリブデン及びレニウムの相互作用を評価するため設計された。

第IIグループの合金は、その他の変数の影響を評価できるように、第Iグループとは幾分独立に設計された。アルミニウムの含有量は高率に維持し、チタンとタンタルの量は約６３容積％までのガンマダッシュ（γ’）レベルとなるように変え、クロムはγ’レベルを高くするために減らした。クロム含有率８％の第Iグループの合金は、総体的に第IIグループの合金よりも安定性が低いことが分かったので、クロムの基準含有率を第Iグループの８％から７％に減らして安定性を良くした。

番号812-814の合金はコバルトの含有率を変えて安定性への影響を評価した。

第IIIグループの合金は第Iグループ及び第IIグループの合金の評価に基づき設計された。第IIグループでは、γ’容体化によるγ’含有率の上限は約６０容積％であった。番号824-826の合金は、 5.5％のレニウムを含み強度は高いが不安定な 820番の合金を基にして造られた。したがって安定性を増すためレニウムを減らした。827-829番の合金は、821番(0% Ti)を基にしたがタングステンとレニウムの含有率を変えた。830-833番の合金は、800番(1.5% Ti)を基にしたがレニウム、タングステン及びモリブデンの含有率を変えた。

834番と835番の合金は、タンタルとチタンを犠牲にしてアルミニウムを増やした。第IIIグループの合金ではすべて、第IIグループの812-814番の評価に基づいてコバルトの含有率は１０％に維持された。

第I，II及びIIIグループの合金について応力破壊強度に対する評価を行った。試験結果を第III表に示す。なお、試験を行う前に、第III表に「Ｒ」の記号が付されている合金を除き、その他のすべての合金は次の方法により１／２インチ厚さの単結晶スラブとして熱処理を施した。

第１段階：少なくとも９５％のγ′相の溶融を達成するために、２３５０−２４００°Ｆ
で２時間合金を溶融すること第２段階：１９７５°Ｆに４時間保つこと第３段階：１６５０°Ｆに１６時間保つこと第IIIグループの合金は、最初は１６００°Ｆ／８０
ksi及び１８００°Ｆ／４０ｋｓｉで試験された。第V
II表に報告されているような他の試験結果に基づき、追加の試料を2390°Ｆで２時間溶解させ、急冷して2050°Ｆで４時間、続いて1650°Ｆで４時間熟成し、１８００°Ｆ／４０ｋｓｉ及び２０００°Ｆ
／２０ｋｓｉで第 III表に掲げる“Ｒ”処理及び応力破壊試験を行った。再加熱処理により１８００°Ｆ／４０ｋｓｉにお
ける破壊寿命は平均約３０％延びるという結果がえられた。ガスタービンエンジンに使用するための臨界パラメータである１８００°Ｆ／４０ｋｓｉにおい
て、第I グループ及び第IIグループの合金もまた“Ｒ”処理を施せば寿命が３０％延びると予想される。

他の実験でもまた、溶解温度から２０００°Ｆまでの冷却速度を１００〜６００°Ｆ／ｍｉｎの範囲で変え
て見たが、本発明の合金の応力破壊特性にはわずかな影響しかなく、冷却速度を早めることにより１８００°Ｆ／４０ｋｓｉにおける寿命をわずかに延
ばす傾向が見られるに過ぎなかった。そのデータを第IV 表に示す。

従って、本発明の超合金については、現在のところ望ましい熱処理は下記の通りである。すなわち、第１段階として，少なくとも９５％のγ’相の溶解が可能な温度範囲で、できれば2385-2395 °Ｆで２時間かけて溶解させ、最小１００°Ｆ／ｍｉｎ
の速度で２０００°Ｆまで冷却し、60分またはそれ以下の時間で１２００°Ｆまで炉内冷却し、その後室温まで冷却すること、第２段階として、２０５０±２５°Ｆ
まで４時間加熱し、６分以内に１２００°Ｆ未満に炉内冷却してから室温まで冷却すること、及び第３段階として、１６５０±２５°Ｆまで４時間加熱しその後室
温まで炉内冷却することである。すべての熱処理段階は真空または不活性雰囲気で行われ、室温まで冷却する段階を省略して、処理は直接次の加熱段階に進めることができる。

第I、II及びIIIグループの合金からえられた応力破壊データから見て、約５％のレニウムが１８００°Ｆ／４０ｋｓｉで最高の応力破壊強度を示
す。

このデータからまた、破壊寿命をタングステン含有量が一定としたときのレニウム含有量の関数としてグラフに描けば、１８００°Ｆ／４０ｋｓｉでの応
力破壊寿命は、レニウムとタングステンの割合が (3 Re +7W)から(5 Re +3W)の範囲でえられる。

最も望ましい実施例、821番の合金については、現在好ましいレニウムとタングステンの組み合わせは、現在のレニウムとタングステンの相対的な価格を考えれば(3 Re + 5W)である。

すべての合金は微細構造の安定性について評価された。試料は２３７５−２４００°Ｆで２時間溶解
し、１９７５°Ｆで４時間、そして１６５０°Ｆで１６時間
熟成するという熱処理が施された。その後、異なった幾組かの試料を１８００°Ｆで1000時間、また２０００
°Ｆで1000時間加熱した。稀釈された村上の電解液 (diluted Murakami's electrolyte)によるエッチングを含む調製後、試料は金属組織学的に調べ、位相的ちゅう密相(topologically close packed phase:TCP)の相対量は目視で求めた。第IIグループの合金は、818番及び819番を除きTCPの析出が全くないかあるいは極微量(821番）であり、グループ全体として見れば、第IIIグループの合金に比べ微細構造の不安定さを招く傾向が少なく、第 Iグループの合金と比べた場合は１８００°Ｆでも２０００°Ｆでもはるかにこの傾向が少なかった。

第V表には、コーティングされていない直径 1/4インチ、長さ３インチのピン状試料に２１５０°Ｆで天然ガスの炎をマッハ１で吹き付けて行った周期的酸化試験の結果を示す。試料は一様に炎に曝されるように回転させ、１時間おきに炎から周期的に外して試料を室温に冷却した。試料の長さ方向を横切って切り取った部分について外部金属損失を測定した。片側当りの金属損失は試験前後のピンの直径の差を２で割って求めた。表のデータは１つの試料について互いに直角な２つの直径を測ってえられた平均値である。

第Iグループの合金の中でイットリウムを含む２つの合金(802及び808)はとびぬけて酸化耐性が強かった。すべてにイットリウムが含まれている第IIグループの合金では、２１５０°Ｆで200時間の高速（マッハ１）酸化後も金属損失はなく、わずかに2-3ミル(mil)のγ’の減少が見られただけであり、イットリウムとハフニウムの相乗効果が作用している。これらのデータからはまた、レニウムは酸化耐性を強めるか、または少なくとも合金内でレニウムに置換えられたタングステンよりも害が少ないことが分かり、また金属組織学的調査からもγ’の安定性が改善されるという結果がえられた。

本発明の合金の高温耐蝕性を、実用のタービン羽根製作用の３種の合金、すなわち、Rene' 125、 B 1900及びMM200(Hf)とともに、合金の試料を１６００°ＦのJP-5燃料を燃焼させた炎に曝し燃焼生成物に名目上１ppmの塩を添加するという試験を行って評価した。試験は、最初は約1ppmで 1040時間、次いで約2ppmで578時間行った。

200時間おきの目盛ピン(calibration pins)に基づくNaClの化学測定により、塩のレベルは最初の1000時間は０から１ppmの間であり次の300 -400時間は１〜２ppmであり、残りの300時間は２ppm以上であった。これらの高温腐食試験からえられた結論は次の通りである。

１） B1900はすべての塩のレベルで最も耐蝕性が低い。

２） MM200(Hf)はすべての塩のレベルでこれに次いで耐蝕性が低い。

３）本発明の合金、特に821番及びRene'125には類似の高温腐食のふるまいが見られ、本発明の合金の方がRene'125よりわずかに耐蝕性が低い。

４） Rene'125と他の合金の場合のように、本発明の合金も腐食試験における塩の量に敏感であり、塩の量を増せば耐蝕性が低くなった。従って、 B1900,MM200(Hf),Rene'125及び本発明の合金の間の差は塩の量が多くなれば縮まる。この結果は過去の経験とも一致し、本発明の合金はRene' 125相当品が要求される使用に適していることが分かる。

821番の合金は第VI表の組成を持った300ポンドのマスターヒート(master heat :本格的な金属溶融）として大型化された。マスターヒートにイットリウムを加えるのではなくマスターヒート原料が再溶解され溶融したときに、単結晶スラブ及びタービン羽根を造る方向性凝固化の前にイットリウムを加えた。第VII、VIII、IX及びX表のデータをえるため使った試料については400 ppmの量のイットリウムを加えた。300ポンドのマスターヒート及び１２ポンドの実験用ヒートからの821番合金についての応力破壊強度のデータは第IX表に示されている。

引っ張り強さ、低サイクル疲労、及び高サイクル疲労試験は、２３９０°Ｆで２時間で溶解され、1975 °Ｆで４時間及び１６５０°Ｆで16時間で熟成された合金821番の300ポンドのヒートから取った単結晶材質について行った。その結果を第VIII、IX及びX 表にそれぞれ示す。表中、USTは最大引っ張り強さ、YSは0.2％ひずみ変形(strain offset)における降伏強さ、Elは伸び、そしてＲＡは面積の減少率である。

同一出願人による同時係属合衆国出願第595,8 45号にもっと詳細に記載されているように、本発明の超合金は、ホウ素、ジルコン、そして炭素などの粒界強化元素を避けるべきだという長年にわたり培われた単結晶超合金技術分野における常識、すなわち、工業規模での溶融及び合金化の慣用技術に従って、このような元素はできるだけ低水準に抑えるという技術常識とは相容れない。この種の元素を制限しようとする一般的な理由は、γ’ 相溶解温度に関連して当初溶解温度を上げることであり、これによりヒートの液化温度をγ’相の完全な溶解が妥当な時間内に溶質に富んだ部分での局部的溶解を惹き起こすことなく行えるというものである。もう１つの理由は、有害なTCP相の形成を最小限または絶無にすることである。

合衆国出願第595,845号の明細書にも記されているように、単結晶品は必ずしも全体として単結晶である必要はなく、粒界はできるだけ低角粒界 (low angle grain boundaries)であればよく、粒界間の結晶学的不整合は約5-6度であれば一般に許容される。低角粒界と高角粒界(high angle grain boundaries)との区別は、後者では隣接粒子間の境界が結晶学的な方向で約5-6度よりも多く異なることである。高角粒界は表面エネルギが数百エルグ／cm²のオーダーの大きな部分であり、あまりにも雑然とした不整合のため構造を容易に記述したりモデル化することのできない領域である。

またこれもその中に記されているように、以前は禁ぜられていた元素も、加減された少量であれば許容され、合衆国出願第595,845号の単結晶超合金がえられる結果となり、このものは低角粒界の許容度が向上され、従来の単結晶超合金よりも粒界強度(grain boundary strength)が高い。この粒界強度の増大の１つの結果として、従来の技術による単結晶超合金の許容限度である６°以上の粒界の不整合があっても、その発明のニッケルをベースとする超合金から造られた単結晶品では許容することができる。これを言い換えれば、通常の検査法で広い範囲の粒界が受容できるため、例えば、使用中の信頼性が良くなり、検査費用が安くなり、高い収率がえられるということになる。

その発明の斬新な特徴は本発明の斬新な超合金に具現されており、このため本発明の超合金もまた低角粒界の許容度が高くなり上述の利点も備えている。

本発明の超合金はまたイットリウムで合金化されるので、インベストメント鋳造方法(investmen t casting process)に使われるセラミックの鋳型 (mold)及び心型(core)については、イットリウムで合金化されないニッケルをベースとする超合金よりも高度に反応性が高い。セラミック／金属の不安定さは系の総体的な熱力学的条件により制御することができる。生成自由エネルギΔＧ°_ｆが負であればあるほど酸素との親和性はより大きくなる。イットリウムなどの反応性の高い元素をより多く加えるほど酸化物に対する生成自由エネルギはますます負になって通常のＳｉＯ_２やＺｒＯ_２のセラミックの鋳型と心型を使ったときよりも金属／セラミックの反応性が高まることが見い出された。米国防省に報告された空軍刊行図書、 AFML-TR-77-211の熱力学的考察及び研究「共晶の方向制凝固に関する改良された心型及び鋳型材料の開発」(Development of Advansed Core and Mo ld Materials forDirectional Solidific ation o f Eutectics)1977年刊によれば、アルミナは反応性が低いので、反応性元素を含む超合金を鋳造するときの鋳型、心型及び表面コーティング用の材料として望ましい。

また、インベストメント鋳造に際して、種々の温度条件その他のパラメーターを低く抑えることによって、溶融金属と鋳型及び心型との相互作用が減り、イットリウムの残留量が増え、イットリウム分布の均一性が改善されることが分かった。

つまり本発明の単結晶品の鋳造における過熱及びモールドの予熱をできる限り低く抑え、引き出し速度を上げることである。

前述の大型化した300ポンドのマスターヒートから得られた821番合金を材料として、いくつかのコアを持たない小型タービン羽根をインベストメント鋳造した。これらの羽根は先端から根元までの寸法が約1.5インチで羽根の幅(span)は約 0.75インチであった。羽根の先端からプラットホーム(platform)までの距離は１インチであった。

前述のように、イットリウムは溶融中かつ方向性凝固の前ののマスターヒート材料に点火され、この場合の添加量は2000ppmであった。一般に、多くの羽根(blades)は第XI表に示されるように許容できる結晶構造を示し、鋳造パラメータを低めに取ったときにイットリウムの残留率が良かった。また、面積対容積の比がイットリウムの残留率に影響すると思われ、この比が大きくなるとイットリウムの残留率が低下した。このことは前縁と後縁のイットリウムの残留率を比較すれば分かり、前縁の方が後縁よりも面積対容積比が小さく、イットリウムの残留率は一貫して前端の方が後端よりも高い。

更にまた、大型の充実したタービン羽根（先端から根元まで4-3/4インチ）及び空気冷却を行うための蛇行している通路を内蔵するコアを持った大小のタービン羽根の単結晶インベストメント鋳造品も製作した。大型の充実したタービン羽根では、所望の５０〜３００ｐｐｍレベルの範囲内のイットリウム分布をえるために2400ppmからのイットリウムを後で加える必要があった。低い試作鋳造パラメータを採用した場合も通路を内蔵するコアを持った羽根において、許容できるイットリウムレベルを得るために、上記と同様のレベルを必要とした。コアを持たない小型羽根の場合と同じに、面積対容積比の効果は明らかであり、前端の方が後端に比べてイットリウム量が多かった。

本発明に関しては特定の実施例を上げて説明したが、この技術に通暁した人々にとっては、特許請求の範囲に掲げた本発明の範囲内で変更及び改造が可能であることは理解されるであろう。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】本質的に、重量百分率で5-10％のクロム、5-10％のコバルト、0-2％のモリブデン、3- 10％のタングステン、3-8％のタンタル、0-2％のチタン、5-7％のアルミニウム、0-6％のレニウム、0-0.5％のハフニウム、0-0.07％の炭素、 0-0.015％のホウ素、及び0-0.075％のイットリウム成分を有し、残りの成分がニッケル及び付随的不純物であるニッケルをベースとする超合金。
【請求項２】本質的に、重量百分率で6.75-7.25％のクロム、7.0-8.0％のコバルト、1.3-1.7％のモリブデン、4.75-5.25％のタングステン、6.3- 6.7％のタンタル、最大0.02％のチタン、6.1- 6.3％のアルミニウム、2.75-3.25％のレニウム、 0.12-0.18％のハフニウム、0.04-0.06％の炭素、 0.003-0.005％のホウ素、及び0.005-0.030％のイットリウム成分を有し、残りの成分がニッケル及び付随的不純物である請求項１記載の超合金。
【請求項３】本質的に、重量百分率で７％のクロム、 7.5％のコバルト、1.5％のモリブデン、５％のタングステン、6.5％のタンタル、０％のチタン、 6.2％のアルミニウム、３％のレニウム、0.15％のハフニウム、0.05％の炭素、0.004％のホウ素、及び0.01％のイットリウム成分を有し、残りの成分がニッケル及び付随的不純物である請求項２記載の超合金。
【請求項４】本質的に、重量百分率で5-10％のクロム、5-10％のコバルト、0-2％のモリブデン、3- 10％のタングステン、3-8％のタンタル、0-2％のチタン、5-7％のアルミニウム、0-6％のレニウム、0-0.5％のハフニウム、0-0.07％の炭素、 0-0.015％のホウ素、及び0-0.075％のイットリウム成分を有し、残りの成分がニッケル及び付随的不純物である、単結晶品製品のためのニッケルをベースとする超合金。
【請求項５】本質的に、重量百分率で6.75-7.25％のクロム、7.0-8.0％のコバルト、1.3-1.7％のモリブデン、4.75-5.25％のタングステン、6.3- 6.7％のタンタル、最大0.02％のチタン、6.1- 6.3％のアルミニウム、2.75-3.25％のレニウム、 0.12-0.18％のハフニウム、0.04-0.06％の炭素、 0.003-0.005％のホウ素、及び0.005-0.030％のイットリウム成分を有し、残りの成分がニッケル及び付随的不純物である請求項４記載の超合金。
【請求項６】本質的に、重量百分率で７％のクロム、 7.5％のコバルト、1.5％のモリブデン、５％のタングステン、6.5％のタンタル、０％のチタン、 6.2％のアルミニウム、３％のレニウム、0.15％のハフニウム、0.05％の炭素、0.004％のホウ素、及び0.01％のイットリウム成分を有し、残りの成分がニッケル及び付随的不純物である請求項５記載の超合金。
【請求項７】ガスタービンエンジン用の翼部材である請求項４記載の製品。
【請求項８】本質的に、重量百分率で5-10％のクロム、5-10％のコバルト、0-2％のモリブデン、3- 10％のタングステン、3-8％のタンタル、0-2％のチタン、5-7％のアルミニウム、0-6％のレニウム、0-0.5％のハフニウム、0-0.07％の炭素、 0-0.015％のホウ素、及び0-0.075％のイットリウム成分を有し、残りの成分がニッケル及び付随的不純物からなり、改善された低角粒界に対する許容度を有する単結晶品製造のためのニッケルをベースとする超合金。
【請求項９】本質的に、重量百分率で6.75-7.25％のクロム、7.0-8.0％のコバルト、1.3-1.7％のモリブデン、4.75-5.25％のタングステン、6.3- 6.7％のタンタル、最大0.02％のチタン、6.1-6. 3％のアルミニウム、2.75-3.25％のレニウム、 0.12-0.18％のハフニウム、0.04-0.06％の炭素、 0.003-0.005％のホウ素、及び0.005-0.030％のイットリウム成分を有し、残りの成分がニッケル及び付随的不純物である請求項８記載の超合金。
【請求項１０】本質的に、重量百分率で７％のクロ
ム、 7.5％のコバルト、1.5％のモリブデン、５％のタングステン、6.5％のタンタル、０％のチタン、 6.2％のアルミニウム、３％のレニウム、0.15％のハフニウム、0.05％の炭素、0.004％のホウ素、及び0.01％のイットリウム成分を有し、残りの成分がニッケル及び付随的不純物である請求項９記載の超合金。
【請求項１１】ガスタービンエンジン用の翼部材であ
る請求項８記載の製品。
【請求項１２】真空または不活性雰囲気内で行われ、
次のa)からf)の工程、すなわち、 a) 本質的に、重量百分率で5-10％のクロム、5-10％のコバルト、0-2％のモリブデン、3- 10％のタングステン、3-8％のタンタル、0-2％のチタン、5-7％のアルミニウム、0-6％のレニウム、0-0.5％のハフニウム、0-0.07％の炭素、 0-0.015％のホウ素、及び0-0.075％のイットリウム成分を有し、残りの成分がニッケル及び付随的不純物からなる組成を有する単結晶品を選ぶこと、 b) 少なくとも９５％のγ’相の溶解が可能な温度範囲で２時間の加熱を行うこと、 c) 最小１００°Ｆ／ｍｉｎの速度で２０００°Ｆ
まで冷却した後６０分以内に１２００°Ｆに冷却すること、 d) ２０５０±２５°Ｆに４時間加熱すること、 e) ６分以内に１２００°Ｆ未満に冷却すること、 f) １６５０±２５°Ｆに４時間加熱することの各工程からなる熱処理方法。
【請求項１３】単結晶品の組成は、本質的に、重量百
分率で6.75-7.25％のクロム、7.0-8.0％のコバルト、1.3-1.7％のモリブデン、4.75-5.25％のタングステン、6.3-6.7％のタンタル、最大0.02％のチタン、6.1-6.3％のアルミニウム、2.75-3.2 5％のレニウム、0.12-0.18％のハフニウム、 0.04-0.06％の炭素、0.003-0.005％のホウ素、及び0.005-0.030％のイットリウム成分を有し、残りの成分がニッケル及び付随的不純物である請求項１２記載の熱処理方法。
【請求項１４】単結晶品の組成は、本質的に、重量百
分率で７％のクロム、7.5％のコバルト、1.5％のモリブデン、５％のタングステン、6.5％のタンタル、０％のチタン、6.2％のアルミニウム、３％のレニウム、0.15％のハフニウム、0.05％の炭素、0.004％のホウ素、及び0.01％のイットリウム成分を有し、残りの成分がニッケル及び付随的不純物である請求項１２記載の熱処理方法。
【請求項１５】請求項１２、b)における温度範囲が約 2385から２３９５°Ｆ％である請求項１２に記載の熱処理方法。