JPS61284545A - ニツケル基超合金組成物 - Google Patents

ニツケル基超合金組成物

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JPS61284545A
JPS61284545A JP61074120A JP7412086A JPS61284545A JP S61284545 A JPS61284545 A JP S61284545A JP 61074120 A JP61074120 A JP 61074120A JP 7412086 A JP7412086 A JP 7412086A JP S61284545 A JPS61284545 A JP S61284545A
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B11/00—Single-crystal growth by normal freezing or freezing under temperature gradient, e.g. Bridgman-Stockbarger method
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
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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】 本発明は、鋳造された単結晶の形態で使用されるニッケ
ル基超合金組成物に係る。
ニッケル基超合金は、高温下で高い応力が生ずるような
場合に広く用いられている。一つの応用分野はガスター
ビンエンジンであり、ニッケル基超合金が特にブレード
とベーンとに広く使用されている。作動効率の向上と性
能の改善とへの要求から、極度に高い温度の下で作動す
るタービンエンジンが開発されてきており、その結果超
合金材料の必要性が高まっている。
ニッケル基合金の耐熱性を改善するために採られた方法
でこれまでに成功した例は、合金を単結晶の形で製造す
ることである。従来技術の方法によって作られる金属材
料は、粒界によって分割された複数の結晶粒で形成され
ている。高温下では、この粒界の強度が結晶粒内の部分
よりもずっと低いのである。特別の鋳造技術によって、
単結晶の、即ち内部に全く粒界を含まない、ニッケル基
超合金が形成されることが可能である。米国特許第３゜
２６０．５０５号には、この単結晶ニッケル基超合金に
ついて記載されている。米国特許第４，１１６．７２３
号には、ある種のニッケル基単結晶材料に適用されるこ
とが可能な熱処理方法について記載されている。また、
米国特許第４．２０９゜３４８＠には、更に特定の種類
のニッケル基単結晶材料及びその材料の高温での機械的
性質を改善する熱処理の方法について記載されている。
この特許に記載されている材料の公称組成は、クロム１
０％、アルミニウム５％、チタン１．５％、タングステ
ン４％、タンタル１２％、コバルト５％、残りニッケル
である。この組成の材料の単結晶は商品化され、ガスタ
ービンエンジンに於て用いられている。この組成は、鋳
造によるニッケル基超合金材料の中では、最もよくバラ
ンスがとれた材料特性を有すると一般に考えられている
。米国特許第４．４０２．７’７２号には、別の組成を
有する単結晶超合金について記載されており、その公称
組成はタンタル６％、クロム９％、コバルト５％、チタ
ン１％、モリブデン１％、タングステン７％、アルミニ
ウム５．５％、ハフニウム０．１５％、残りニッケルで
ある。この材料も、先の米国特許第４．２０９．３４８
号に記載されている材料と基本的に同等の良好な特性を
持っている。
米国特許第４，２２２，７９４号には、更に別の組成−
について記載されており、その公称組成はクロム５．２
％、アルミニウム５．４％、チタン１０１％、モリブデ
ン２％、タングステン４．９％、タンタル６、−４％、
レニウム３％、バナジウム０゜４％、残りニッケルであ
る。
本発明は、とび抜けてバランスのよい強度特性を示す単
結晶物品に形成することが可能なニッケル基超合金組成
物を含んでいる。その組成の広い範囲は、クロム３〜１
２％、モリブデン３％以下、タングステン３〜１０％、
レニウム０〜５％、タンタル６〜１２％、アルミニウム
４〜７％、コバルト０〜１５％、炭素０．０４５％以下
、ホウ素０．０２％以下、ジルコニウム０．１％以下、
ハフニウム０．８％以下、ニオブ２％以下、バナジラム
１％以下、チタン０．７％以下、白金とパラジウムとル
テニウムとロジウムとイリジウムとオスニウムとから成
る群より選択された一つ以上の元素１０％以下、イツト
リウムやランタンやスカンジウムやセリウムや他のラン
タノイド系列或いはアクチノイド系列に属する元素から
０．１％以下、残りニッケルである。このような広い範
囲から特に−例として選ばれた組成は、クロム５％、モ
リブデン２％、タングステン６％、レニウム３％、タン
タル９％、アルミニウム５．６％、コバルト１０％、ハ
フニウム０．１％、残りニッケルである。当業者が上記
の広い範囲から最適の組成を選び出すことを可能にする
ために、以下に於ては元素の含有世の関係について説明
する。
本発明の他の特徴及び利点は、以下の詳細な説明と特許
請求の範囲、及び本発明の詳細な説明するための添付の
図面から明らかとなろう。
表■に、本発明の単結晶物品の組成物の種々の組成範囲
が示されている。特に断わらない限り、表中の数字はｌ
！量ペパーセント表わしている。
本発明の組成を有するようなニッケル基超合金を開発す
る際には、成る要求を心に留めておからければならない
。その要求とは主に、耐酸化性と耐腐蝕性と機械的性質
とに関するものである。
酸化及び腐食に対する抵抗力は、合金の表面上に形成さ
れる酸化物層の性質に大きく依存する。
本発明の組成に於ては、クロムとアルミニウムとが共働
して酸化物の保護層の形成を保証している。
その層は主にアルミナを含んでいるが、アルミナは試験
条件によって他の酸化物と混合する。若しクロムの量が
多すぎると、他の強化元素の量が少なくない場合に好ま
しくない相が形成される。アルミニウムは、耐酸化性と
耐腐蝕性とを提供すると同時に、主要なγ′相の形成物
でもある。γ′相、即ちＮｉ　３　Ａｌは、ニッケル基
超合金の強度に大きく寄与している。アルミニウムがγ
′相の形成物であることに加えて、本発明の合金は同じ
く強力なγ′相形成物であるタンタルを含んでいる。こ
れらの元素は、γ′強化相のうちは体積比で約５０％か
ら約７５％含まれている。白金とパラジウムとルテニウ
ムとオスミニウムとも、材料の耐酸化性及び耐腐蝕性を
高めるために有効である。多くの超合金に於ては、チタ
ン或いはバナジウムがγ′相形成物として用いられてい
る。しかしながら、本発明の合金に於てはチタンやバナ
ジウムを採用することは好ましくない。その理由は、耐
酸化性や耐腐蝕性の向上のためにチタンやバナジウムを
用いると、γ′相の形成物として用いられるアルミニウ
ムの量が制限され、その結果として材料の耐酸化性が相
当低下するからである。
モリブデンとタングステンとレニウムといった耐火元素
は固溶相強化物として作用し、主にγ基相の性質を改善
する。
本発明の組成は、米国特許第３，７００．０２３号や米
国特許第３，７６３．９２６号や米国特許第４．１９０
．０９４号等の従来技術の特許に記載されている方法に
従って、単結晶鋳造物として形成される。これらの特許
は、参考のために本説明の中に組み入れられて゛いる。
本発明の組成及び単結晶材料は、米国特許第４゜１１６
．７２３号の方法に従って熱処理されることが好ましい
。合金Ｂ４９（表１に記載されている）は、本発明の範
囲内では最も有望な合金であるが、この合金に対する好
ましい熱処理の方法は以下の通りである。まず約１３ｏ
０〜１３１８℃（２３７５〜２４０５°「）の温度の下
で４時間溶体化−処理され、室温まで大気中で急冷され
た後、１０８０℃（１９７５下）で４時間熱処理が施さ
れる。この二番目の熱処理は通常、バック・アルミナイ
ド・コーティングやオーバレイ・コーティングといった
コーティング・サイクルと共に行われる。最後に、約７
０４℃（１３００下）でおよそ２４時間熱処理が（任意
に）施される。
表Ｉに示されている組成の広い範囲の値は、最適の性質
を得るために次の特別な関係を満足しなければならない
。その関係を式で表わすと次のようになる。
Ｐ−−２００Ｃｒ　＋８０Ｍｏ　−２０Ｍｏ　２−２５
０Ｔｉ　２−５０　（ＴｉｘＴａ　）＋１５Ｎｂ　＋２
００Ｗ−１４Ｗ２＋３０Ｔａ−１，５Ｔａ　　２　＋２
．　５Ｃｏ　　＋１　２００Ａｌ−１００Ａｌ　　２　
＋１００Ｒｅ　　＋１０００Ｈｆ−２０００Ｈｆ　　２
　＋７００Ｈｆ　　’−２０００Ｖ−５０００−１　５
０００Ｂ５００７ｒ この式中の値は全て１ｉｆｆｉパーセントの値である。
本式によって与えられるＰは、組成の全般的な利点を予
測するパラメータである。高いＰ値を示す組成は、高強
度と共に、安定性と熱処理性と酸化及び腐食に対する抵
抗力とを併せ持っていることになる。
表１に示されている組成範囲、特に広い組成範囲は、従
来技術に於て知られている特定の組成をも含んでいるこ
とは明らかであるが、Ｐ値が約３３６０以上であるよう
な組成は従来技術には存在しない。従って本発明は、単
結晶体で用いられるのに有益であり、表１の広い範囲或
いは中間の範囲或いは好ましい範囲の中にあって３３６
０以上の（上で定義した）Ｐ値を有するような組成、と
大まかに定義される。また、本発明は、３３６０以上の
Ｐ値を有する。ような組成範囲内の組成を持つ単結晶物
に係わる。現時点で本発明者が知る最も有益な組成を有
する最適の合金のＰ値は、３９４０を僅かに上回ってい
る。
単結晶に関する従来技術の特許からＰ値の例を上げると
、米国特許耐４，４０２，７７２号、に於ては、Ｐ値の
最大値は２９９８であり、米国特許第４．２２２，７９
４号に於ては、Ｐ値の最大値は３３２９であり、米国特
許第４．３７１．４０４号に於ては、Ｐ値の最大値は３
ｏ０３である。
表　　Ｉ （重量パーセント） Ｎｂ　　　　　　　　　０〜２　　　　　　−■　　　
　　　　　　０〜１　　　　　　−　　　　　　　　−
Ｔｉ　　　　　　　　　　０〜０．７　　　　０〜０．
４−（Ｒｕ１１ｒ１Ｐｔ１０〜１００〜１００〜１０ラ
ンタノイド系列 又はアクチノイド系列） Ｎｉ　　　　　　　’　　　　残部　　　　　　　残部
　　　　　　　残部＊特に故意には含まない 表■は、表Ｉの広い組成範囲と中間的な組成範囲と好ま
しい組成範囲とに対する、Ｐ値の広い値と中間的な値と
好ましい値とを示している。
表■は、単結晶体として決められた一連の組成例を示し
ている。表■に於て、合金Ｂ１と８１０と８１３とは、
タンタルの含有量が低いために本発明の広い組成範囲か
ら外れている。また、合金８３５はモリブデンを含まな
いために好ましい組成ｔ５囲から外れている。
表ＩＶに、表■に示された単結晶物の組成のより重要な
特性の幾つかを示す。更に表■には、それぞれの組成例
に対して前式によって計算されたＰ値が示されている。
合金８４９が、最も高いＰ値を示し且バランスのよくと
れた特性を有しており、特に好ましい組成である。表Ｉ
Ｖ中のデータから、本発明と同様な合金へチタンを加え
ることが材料の酸化挙動に有害な効果を及ぼすことが解
る。合金８１０と合金Ｂ１３とは、合金Ｂ１０がチタン
を１％含んでいるという点以外は同じ組成を有しており
、同様にして、合金８１と８１８とは、合金８１がチタ
ンを１％含んでいるという点以外は同じ組成を有してい
る。コーティングされている場合の耐酸化性について比
較すると、チタンを含んだＢ１と８１０との酸化温度は
、チタンを含まない８１８と８１３とのそれよりもそれ
ぞれ３９℃（７０”Ｆ）　と５０’Ｃ（９０’Ｆ）とだ
けより低い。コーティングされていない場合には、Ｂ１
と８１０とはそれぞれ８１８と８１３とよりも、２３℃
（４０″Ｆ）及び１１℃（２０′Ｆ）だけ低い酸化温度
を示している。
合金（名）ＣｒＣｏＭｏＷ ８１畳　　　　７．９　　５．０　２．０　６．εＢ１
０蚤　　　　７．５　１０．０　２．０　４．εＢ１３
蒼　　　　７．１　　９．９２．０６．’Ｂ１８　　　
　７．０　１０．０　２．０　６．（８２１７，１１０
，０２，１７，Ｃ Ｂ２２　　　　７．０　１０．０　１．０　８．１８３
５蛋　　　　７．０　１０．０　　０　　３．七Ｂ４６
　　　　６．８　１０．０　１．０　３．ＣＢ４８　　
　　５．０　１０．０　２．０　４．ＣＢ４９　　　　
　５．０　１０．０　２．０　６．（従来技術−＊＊　
　１０．０　　５．０　　０　　４．Ｃ畳好ましい組成
範囲外 ４に畳米国特許第４．２０９．３４８号より■ パーセント） Ｒｅ　　　Ａｌ　　　　　Ｔａ　　　Ｈｆ　　Ｎｉ　　
　　　他　　　　Ｐ・　　０　　５．４　　５．９０．
１　　残部　１．ＯＴｉ　　２４６８１２．９　５．５
　　３．９　０．１　　残部　１．０Ｔｉ　　２８６２
２．９　５．８　　３．９　０．１　　残部　　　　　
　　３４７８１　３．０　５．５　　６．９　０．１　
　残部　　　　　　　３５１０−’　　３．０　５．４
　　６．２　０．１　　残部　　　　　　　３４９０３
．１　５．５　　６．１　０．１　　残部　　　　　　
　３４９８４．０　５．５　１０．９　０．１　　残部
　　　　　　　３３７６、　５．１　５．５　　７．４
　０．１　　残部　　　　　　　３６０７１３．１　５
．６　１０．９　０．１　　残部　　　　　　　３８２
３１　３．１　５．６　　９．０　０．１　　残部　　
　　　　　３９４３１　０　　５．０１２．ＯＯ残部　
１．５Ｔｉ　　　７７０合金８４９の特性を、米国特許
第４，２０８゜３４８号に記載されている合金の特性と
比較してみる。この従来技術の組成（公称組成は１０％
Ｃｒ、５％Ｃｏ　、４％Ｗ、１．５％Ｔｉ、１２％Ｔａ
５５％Ａｌ、残りＮｉである）は、全般的な特性に於て
（従来技術の）単結晶合金の中で最もよいものの一つで
あるとみなされている。第１Ａ図と第１Ｂ図とはそれぞ
れ、３００時間で１％のクリープを生じさせるために要
する応力と、３００時間でクリープ破壊を生じさせるた
めに要する応力とを、温度の関数で表わしたものである
。第１Ａ図から、本発明の合金が従来技術の組成よりも
密度補正に基づく温度差で３９℃（７０下）高い値を示
していることが解り、−力筒１Ｂ図から、クリープ寿命
に関しては本発明の合金が従来技術の組成よりも密度補
正に基づく温度差でおよそ３６℃（６５”Ｆ　”）高い
値を示していることが解る。
このことは、破壊寿命或いはクリープが重要であるよう
な応用場面に於て、本発明の合金が従来技術の合金と同
等の寿命を保ちつつ従来技術の合金よりもおよそ３６℃
（６５下）乃至は３９℃く７０下）より高い温度の下で
用いられることが可能なことを意味する。この改善され
た温度許容能力は様々な方法で利用されることが可能で
ある。例えば、より高い温度の下での作動は、ガスター
ビンエンジンの推量若しくは効率の向上をもたらすであ
−ろう。或いは、より低温の下での作動は、作動寿命の
増加をもたらすであろう。
第２図には、１％クリープを生ずるために必要な応力が
、時間と温度とを結合するラーソンーミラーのパラメー
タの関数として表わされている。
この図から、本発明の組成が従来技術の組成に較べて優
れており、而も時間がより長い若しくは温度がより高い
場合に、その優位性は広がることが解る。同様のことが
、クリープ破壊を生ずるために必要な応力を前述のラー
ソンーミラーのパラメータの関数として表わしている第
３図についても古えよう。
第４図は、従来技術の組成と本発明の組成との酸化挙動
を示すグラフである。この図は、繰返しの条件下で異な
る温度の下で試験された試料の表面に、深さ７６．２μ
１ｍ　　（３ｍ１ｌ）の酸化層が形成されるために必要
な時間を示している。この図中のデータは、ジェット燃
料の燃焼によって形成された高温下に試料を曝すことと
空気冷却とを交互に行うバーナ・リグ・テストによって
得られたものである。この試験は、ガスタービンエンジ
ンの苛酷な運転条件を再現する。第４図から、本発明の
組成は従来技術の組成と較べて、同様な金屑損失が観察
される温度が３６〜３９℃（６５〜７０下）高いことが
解る。換言すると、成る一定の温度、例えば１１４９℃
（２１００°「）の下で、従来技術の組成は約４３時間
の間に７６．２μｍ（３ｍ１ｌ）の゛厚さの金属損失が
生ずるが、−力木発明の組成はそれと同じ量の金属損失
が生ずるのに７０時間かかり、酸化寿命が６３％改善し
ている。
第５図は、２２％Ｃｏ、１７％Ｃｒ、１２．５％Ａｌ　
、０．２５％Ｈｆ、０．４％Ｓｔ　、　０．６％Ｙ１残
りＮｉの公称組成を有するＭＣｒＡｌＹ材料が試験前に
厚さ１２７μＩｌｌ　　（５ａｉｌ）だけコーティング
された材料が用いてられているという点以外は、第４図
と同じである。第５図に示されている時間は、コーティ
ング層が貫通されるために要する時間である。図は、本
発明の組成は従来技術の組成に較べて３３℃（６０下）
の温度向上があることを示している。１１４９℃（２１
００’Ｆ　）に於てコーティング層が貫通されるために
要する時間で比較すると、本発明の組成は６４％だけよ
り長い時間を要している。１１４９℃（２１００下）に
於て、従来技術の組成のコーティング層は１４００時間
で貫通されているのに対し、本発明の組成のコーティン
グ層は２３００時間で貫通されている。この２３００時
間という数字が、第４図に示された本発明のコーティン
グされていない試料の１１４９℃（２１００″Ｆ）に於
ける寿命が厚さ７６．２μｍ　　（３ａｉｌ）に対して
７０時間であり厚さ１２７μｍ　　（５１１）に対して
２００時間以下であることと比較されれば、ＭＣｒ　Ａ
１Ｙコーティングの有利さが理解されよう。
第６図は、熱疲労挙動に於ける本発明の組成の従来技術
の組成に対する優位性を示している。熱疲労は繰り返し
の不均一な加熱によって生ずる応力に起因する。第６図
は、それぞれのサイクルで試料に生ずる全ひずみ歴を、
破断を生ずるために要するサイクル数の関数として表わ
している。本発明の組成は破断するまでに従来技術の組
成よりも７０％多いサイクル数を要する。このことは、
本発明が従来技術の組成よりも３６℃（６５下）の温度
向上を示していることと対応する。
！＆後の重要な材料特性は、耐腐食性である。耐腐食性
に於ては、本発明の組成は従来技術の組成とほぼ同等の
性能を有している。Ｓ食に関するデータは、表ＩＶに示
されている。
結論として、本発明の組成、特に上述の実施例は、本発
明の合金が従来技術の材料とほぼ同等の特性を示した高
温腐食性以外の全ての点で、これまで最もよくバランス
がとれた特性を示すとされてきた従来技術の組成よりも
、３３〜３９℃（６０〜７０下〉の温度向上を示すので
ある。とりゎけ合金８４９は特に好ましい性質を示す。
ＣとＢとＺｒとを人為的に加えることは好ましくなく、
これらの元素が合金内に含まれている場合には、０Ｏ２
００ｐｐ　、　８３０ｐｐｍ　、　Ｚｒ　７５ｐｐｍ　
以下に：抑えることが好ましい。
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、本発明はこれらの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。。
【図面の簡単な説明】
第１Ａ図は、本発明の材料と従来技術の材料とに対して
、応力を温度の関数として表わしたグラフである。 第１Ｂ図は、本発明の材料と従来技術の材料とに対して
、３００時間でクリープ破壊を生ずるために必要な応力
を温度の関数として表わしたグラフである。 第２図は、１％クリープを生ずる時間を示すラーソンー
ミラー図であり、本発明を従来技術の材料と比較してい
る。 第３図は、クリープ破壊を生ずる時間を示すラーソンー
ミラー図であり、本発明を従来技術の材料と比較してい
る。 第４図は、本発明の材料の酸化挙動を従来技術の材料の
一例の酸化挙動と比較する図である。 第５図は、本発明のコーティングされた材料の酸化挙動
を従来技術の材料の酸化挙動と比較する図である。 第６図は、本発明の材料の熱機械的疲労挙動を従来技術
の材料のそれと比較する図である。 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　　　弁理士　　　明　　石　　昌　　
毅懐汽・Ｆ（・。）・ ε　　　　ＦＩＧ、　４ 「 ％　　７ｔ　　’Ｆ（°ｃ） ＦＩＧ、　５

Claims (3)

    【特許請求の範囲】
  1. （１）単結晶物品の製造に特に適しており、高強度を有
    し熱処理可能な安定なニッケル基超合金組成物にして、
    実質的に３〜１２％Ｃｒ、０〜３％Ｍｏ、３〜１０％Ｗ
    、０〜５％Ｒｅ、６〜１２％Ｔａ、４〜７％Ａｌ、０〜
    １５％Ｃｏ、０〜０．０２％Ｂ、０〜０．１％Ｚｒ、０
    〜０．０４５％Ｃ、０〜０．８％Ｈｆ、０〜２％Ｎｂ、
    ０〜１％Ｖ、０〜０．７％Ｔｉ、ＲｕとＲｈとＰｄとＯ
    ｓとＩｒとＰｔとそれらの混合物とより成る群より選択
    された０〜１０％の元素、Ｙ、Ｓｃ、Ｌａ、Ｃｅ、その
    他のランタノイド系列或いはアクチノイド系列の０〜０
    ．１％の元素、残りＮｉから成り、重量パーセントで表
    わされた次式 Ｐ＝−２００Ｃｒ＋８０Ｍｏ−２０Ｍｏ＾２−２５０Ｔ
    ｉ＾２−５０（ＴｉｘＴａ） ＋１５Ｎｂ＋２００Ｗ−１４Ｗ＾２＋３０Ｔａ−１．５
    Ｔａ＾２＋２．５Ｃｏ＋１２００Ａｌ−１００Ａｌ＾２
    ＋１００Ｒｅ＋１０００Ｈｆ−２０００Ｈｆ＾２＋７０
    ０Ｈｆ＾３ −２０００Ｖ−５００Ｃ−１５０００Ｂ によって定められるＰ値が約３３６０から約４８５０ま
    での値を示すニッケル基超合金組成物。
  2. （２）高強度単結晶物品として製造されるに適したニッ
    ケル基超合金組成物にして、実質的に４．０〜７．５％
    Ｃｒ、８〜１２％Ｃｏ、０．５〜２．５％Ｍｏ、３．５
    〜７．５％Ｗ、２．５〜４．０％Ｒｅ、０〜０．４％Ｔ
    ｉ、５〜６％Ａｌ、８〜１０％Ｔａ、０〜０．３％Ｈｆ
    、ＰｔとＰｄとＯｓとＲｈとＲｕとＩｒとそれらの混合
    物とより成る群より選択された０〜１０％の元素、０〜
    ０．００５％Ｂ、０〜０．００７％Ｚｒ、０〜０．０２
    ％Ｃ、Ｙ、Ｓｃ、Ｌａ、Ｃｅ、その他のランタノイド系
    列或いはアクチノイド系列の０〜０．１％の元素、残り
    Ｎｉから成るニッケル基超合金組成物。
  3. （３）ニッケル基超合金単結晶物品にして、実質的に３
    〜１２％Ｃｒ、０〜３％Ｍｏ、３〜１０％Ｗ、０〜５％
    Ｒｅ、６〜１２％Ｔａ、４〜７％Ａｌ、０〜１５％Ｃｏ
    、０〜０．０２％Ｂ、０〜０．１％Ｚｒ、０〜０．０４
    ５％Ｃ、０〜０．８％Ｈｆ、０〜２％Ｎｂ、０〜１％Ｖ
    、０〜０．７％Ｔｉ、ＲｕとＲｈとＰｄとＯｓとＩｒと
    Ｐｔとそれらの混合物とより成る群より選択された０〜
    １０％の元素、Ｙ、Ｓｃ、Ｌａ、Ｃｅ、その他のランタ
    ノイド系列或いはアクチノイド系列の０〜０．１％の元
    素、残りＮｉから成り、 Ｐ＝−２００Ｃｒ＋８０Ｍｏ−２０Ｍｏ＾２−２５０Ｔ
    ｉ＾２−５０（ＴｉｘＴａ） ＋１５Ｎｂ＋２００Ｗ−１４Ｗ＾２＋３０Ｔａ−１．５
    Ｔａ＾２＋２．５Ｃｏ＋１２００Ａｌ−１００Ａｌ＾２
    ＋１００Ｒｅ＋１０００Ｈｆ−２０００Ｈｆ＾２＋７０
    ０Ｈｆ＾３ −２０００Ｖ−５００Ｃ−１５０００Ｂ によって定義されるＰ値が約３３６０から約４８５０ま
    での値を示すニッケル基超合金単結晶物品。
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