JPS6254866B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は、単結晶スーパーアロイから作られた
部材のクリープ強度を増すための方法、特に航空
機タービンの固定羽根や、可動羽根の製造に好適
な単結晶スーパーアロイから作られた部材のクリ
ープ強度を増すための方法に関する。 数年来、円柱状結晶粒スーパーアロイ、あるい
は単結晶スーパーアロイのための特定の組成を開
発するべく、様々な研究がなされてきた。 円柱状結晶粒スーパーアロイは、制御された固
化により得られるものであるが、類似の成分を有
する等軸結晶粒スーパーアロイに比べて、結晶粒
の接合面方向に受ける応力に対しては優れた特性
を有しているものの、横向きの応力に対しては、
機械的に優れた特性をもつていない。 単結晶スーパーアロイ（とりわけ、MAR−
M200という名で知られている合金）の開発によ
り、固化時における横向きにかかる応力に対する
強度は非常に増大した。しかし、同様な結晶粒
は、円柱状結晶粒スーパーアロイにおいても、ハ
フニウムをその成分に導入することによつて作り
出すことができるため、単結晶固化によるスーパ
ーアロイの研究は、きわめて遅々たるものであつ
た。 最近になつて、再び、単結晶固化についての関
心が高まつてきたが、これは特に、炭素、硼素、
ジルコニウム等を含まない比較的単純な組成を有
する合金についてである。上記の各成分は、以前
から、単結晶合金や円柱状結晶粒合金について、
その粒界接合面を強化し、少なくとも円柱状結晶
粒合金については、それにより、クリープ破壊を
防止するために用いられてきた。 これらの成分を取り除くと、固化の途中で形成
される樹枝状結晶間の空間において、低い溶融点
の領域が形成されることとなり、また、合金の溶
融開始温度を、かなり高めることが可能となる。
従つて、特にニツケルをベースとする合金につい
て、Ni₃（Al、Ti……）タイプのγ′相を完全に
溶解するために、非常な高温で熱処理を行うこと
が可能となつた。 このようにして、γ′相を完全に溶解させ、さ
らにこのγ′相をコントロールしながら析出させ
ることにより、十分に高い温度で加熱して、60％
又はそれ以上の大きな割合の析出量が得られる合
金が実現化されたのである。 析出した粒子の大きさは、合金のクリープ抵抗
を決定する一つの重要な要素である。γ′相が、
60％あるいはそれ以上の割合で析出した、ニツケ
ルをベースとするスーパーアロイの場合、クリー
プ抵抗を最大にするような析出γ′相の粒子の大
きさは、通常3000Åである。しかし、その粒子の
大きさが、3000Åを超えないγ′相析出体を得る
ためには、ある一定限度よりも低い析出温度を用
いなければならない。 本発明の目的は、上記したような成分を有する
単結晶スーパーアロイに対して適用される熱処理
方法であつて、広範囲な温度におけるスーパーア
ロイのクリープ抵抗値を、非常に高いものとしう
るような熱処理の方法を提供することにある。 本発明における単結晶スーパーアロイは、次の
ような成分を、次のような重量比で含有してい
る。 Al 5.4〜6.2％ Co ４〜７％ Cr ６〜９％ Mo ０〜2.5％ Ta 5.5〜８％ Ti ０〜１％ Ｗ ７〜９％ Ni 全体を100％とした場合の残量 この種の合金の一定の組成を開発するのは簡単
ではない。というのは、例えば既存の成分の割合
を変えたり、それを完全に除去したり、或いは新
たな成分を加えたりすることによる効果を正確に
予見することは、一般には極めて困難であるから
である。 コバルトに関して言うなら、従来は、一般的
に、マトリツクスの格子欠陥のエネルギーを低
め、従つてクリープ抵抗を高めるために、コバル
トをスーパーアロイに添加することが勧められて
きた。 しかし、コバルトの含有量を減らすか、或いは
完全に除去することは、一つは経済的な理由か
ら、もう一つは、治金学者に良く知られているよ
うに、コバルトが存在するために引き起される最
密格子（topologically close−packed）相（シグ
マ、ミユー、レイヴス（Laves））の形成を妨げ
る目的から、好ましいとされている。 他方、コバルトを含有していない合金でも、こ
のような相が中程度の温度で現われてくる場合が
ある。それらの合金に、数パーセントのコバルト
を添加することにより、逆に、その有害な相の形
成を妨げることができることもある。 本発明に基づく重量比の成分を有する合金は、
コバルトを含有し、その固有の利点を生かしてお
り、長い間高温に維持しても、前記したような有
害な相が形成されない。 タングステンに関しては、少くとも７％含有さ
せることが非常に有益である。この要素は、一方
で、固溶体におけるマトリツクスを硬化し、他方
では、γ′相に十分な量をもつて入り込むことに
より、普通のスーパーアロイのγ′相よりも、高
い温度において、より安定したγ′相を作り出し
てくれる。 タングステンは、かなり含有量を多くしても、
モリブデンが存在すれば、シグマあるいはミユー
タイプの相を形成することがない。 アルミニウムは、スーパーアロイ中で、式
Ni₃Alで示される硬化γ′相を形成するための必須
の成分である。アルミニウムの含有率が、5.4重
量％と6.2重量％の間である場合に、好適なクリ
ープ抵抗を得るに十分な硬化相を得ることが出来
る。これ以上の含有率になると、簡単な熱処理に
おいてさえ、癒着が生じがちになる。この場合、
合金として使用した際に、クリープ抵抗は急速に
減少してしまう。γ′相が増加すると、モリブデ
ン及びタングステンのような他の元素とのマトリ
ツクスを増やし、それにより、「最密格子相」と
して知られる、好ましくない相の形成を妨害す
る。最密格子相は合金をもろくし、機械的荷重を
受けた時に、亀裂を生じさせる。アルミニウムの
含有率が5.4％以下であると、硬化相は余りに小
さく、好適なクリープ抵抗が得られない。 タンタルは、γ′相（Ni₃Al）のAlの側に含ま
れる。タンタルは、硬化γ′相における境界を壊
そうとするエネルギーを減少させる役割を果た
す。タンタルはニツケル中への拡散率が低いの
で、γ′相の癒着率を減少させる。実験によれ
ば、タンタルの含有率は、他の成分との関係にお
いて、5.5％と８％との間であると好適なことが
わかつた。 モリブデンは、ニツケルをベースとするマトリ
ツクスに必須の、固溶体中の硬化成分である。実
験によれば、モリブデンの割合が2.5％以下であ
る場合、タングステンと結びついて1000℃以上の
温度の合金のクリープ抵抗を大幅に増大させる。
しかし、モリブデンの割合が2.5％以下であつて
も、相当に高い含有率のタングステンと結び付く
と、好ましくない最密格子相を形成してしまう。 クロムは、耐食性のための重要な成分である。
最小含有率が６％である場合、耐食性はすぐれて
いるが、９％以上になると、合金のクリープ抵抗
を減少させる。また、９％以上のクロムは、７％
から９％のタングステン又は２％のモリブデンと
結びついて、最密格子相の析出を増大させてしま
う。 本発明における合金においては、炭素、硼素、
及びジルコニウムの含有量が、それぞれ、
80ppm、50ppm、100ppm以下である。即ち、合
金の溶融開始温度を低下し得る程度の含有量に比
べると、非常に少量である。ちなみに、これまで
の合金における通常の含有量は、炭素1000乃至
1500ppm、硼素100乃至200ppm、ジルコニウム
300乃至1000ppmであつた。 本発明による合金の熱処理方法によれば、合金
のクリープ抵抗を、予想外に改善し得るものであ
り、しかも、700゜〜1100゜という広い温度範囲
に亘つて改善することができる。従来の改良は、
質的にずつと劣るものであり、しかも、1000゜以
下の温度でしか改善が見られなかつた。 本発明によれば、上述の成分からなるスーパー
アロイにより製造された部材の品質を、とりわ
け、高温におけるクリープ抵抗を、著しく高める
ことができる。 それには、Ni₃Alタイプのγ′相を、それがγ固
溶体に完全に溶解した後に析出させ、それを、
1000℃以上の高温、好ましくは1020℃乃至1120℃
程度の温度に熱した後、再び冷却する操作を行え
ばよい。γ′相の析出温度は、その高さに応じ
て、数時間乃至数10時間維持されるものとする。 本発明の或る実施例によれば、部材を、γ′相
の析出のために、1000゜以上の高温に熱した後、
γ′相の析出の割合を増加させる役割を果す補助
的な熱処理を、部材に加えることとしている。こ
の補助的な熱処理は、出来得れば、850℃前後で
行なうことが望ましい。 本発明に基づく方法に包含されている冷却の
様々な段階は、大気中で、周囲の温度にまで下げ
られるものでもよいし、あるいは、第１回目の熱
処理（γ′相を溶解する又はγ′相の析出の為の処
理）の温度から、部材を直接に後者の熱処理の温
度に持つてゆくような場合には、炉の中において
行うことも可能である。 ここに考慮されている種類のスーパーアロイの
クリープ特性を、最も好適なものとするには、一
般に、析出したγ′相の粒子の大きさを3000Å程
度とするべく、800゜から980℃の温度をもつて、
γ′相の析出処理を行う方法がとられるため、析
出粒子の大きさを増大させるような、1000℃以上
の温度をもつて析出処理を行なうと、当該合金の
クリープ抵抗を弱めるはずである。 しかしながら、本発明に基づくスーパーアロイ
のこのような処理方法は、析出した粒子の大きさ
を、3000Å以上、約5000Å以下の大きさにする
が、700゜乃至1100℃程度の温度におけるクリー
プ特性を、予想以上に改善するものであることが
わかつた。 これにより、合金の寿命を、２倍あるいは３倍
と延ばすことができる。 他方、高い温度でγ′相を溶解した後、1020℃
から1120℃という高温における析出熱処理におい
て、この析出熱処理温度のままで、より簡単に、
表面を保護するための処理、例えば、このような
スーパーアロイに施すことが望ましいアルミニウ
ムメツキ等を、最終的に得られる合金の機械的性
質を損なうことなく、施こすことが可能となる。 本発明に基づく合金は、本出願人による特許第
971532号明細書、及び特願昭52−95625号明細書
（それぞれ米国特許第3871835号及び同第4175609
号に対応する。）に詳述されているように、例え
ば、金属炭化物の強化用繊維を用いる形式のスー
パーアロイの固化に使用されるような、温度勾配
の大きい（100乃至250℃／cm）固化装置におい
て、結晶の方向＜001＞に沿つて、単結晶の形で
固化される。 単結晶合金は、単結晶の核から形成することも
できるし、あるいは、装置の下部に粒子の分離装
置を取り付けて、出口のところで、結晶＜001＞
の方向を向く結晶粒のみを取り出して作ることも
できる。 流動金属の周囲の温度は、約1650℃、固化は、
固化端面が10乃至40cm／時間の速度をもつて、移
動するようにする。 本発明に依る単結晶合金は、また、エル・シン
ク（L.SILK）、ジー・エス・ホツピン（G.S.
HOPPIN）、エム・フジイ（M.FUJII）、
「NASA CR 159 464」、1979年１月に詳述されて
いる発熱過程を用いて、作り出すことも可能であ
る。 これらの単結晶合金は、次いでγ′相を完全に
溶融させるために、約30分間、正確な所定の組成
をもつて、1305乃至1325℃の温度で、熱処理を行
なう。その後、合金は大気中に露され、外気の温
度にまで冷却される。 さらに、γ′相の析出処理を行うため、本発明
によれば、合金を、1020゜乃至1120℃の温度に、
数時間保つ。 1020℃の温度をもつて処理を行うと、析出粒子
の平均的大きさは、約3000Åであるが、1050℃、
又はそれ以上の温度で処理を行うと、粒子の大き
さは、約5000Åとなる。どちらの場合も、得られ
た析出粒子は、所定の結晶学的方向に沿つて直線
的に整列する。 以下に挙げる例においては、合金を、比較させ
る意味あいから、γ′相の析出処理をする際、850
℃乃至980℃の温度に数時間維持した。その結果
析出したγ′相の粒子は、平均的大きさが約3000
Åであるが、所定の結晶学的方向に沿つて直線的
には整列しない。 次に、本発明に基づく２つの実施例を、添付の
図面に基いて説明する。 第１実施例 以下の重量％比からなる組成を有する単結晶合
金（以下「合金Ａ」とする）を製造する。 Co ５％ Al 6.1％ Cr ８％ Ta ６％ Mo 0.5％ Ni 全体を100％にするのに必要な割合 Ｗ ８％ この合金は、固化領域の先端の進行速度が15
cm／時間に制御された固化により製造する。 このようにして製造された合金の密度は、約
8.54ｇ／cm³であり、溶融し始める温度は、1320±
３℃である。 この合金からなる２つの試験片を用意し、以下
に記載するような、第１と第２の熱処理を、各々
の試験片に施した後、この熱処理を受けた試験片
をもつて、クリープ試験を行つた。 第１の熱処理 試験片を、1315℃の温度で30分間熱した後、大
気中で冷却する。 第２段階として、５時間の間950℃に熱し、再
び大気中で冷却させる。 第３段階では、850℃の温度に、48時間の間保
つ。 このようにして得られたγ′相の析出粒子の平
均的大きさは、3000Åであつた。 第１ａ図は、このようにして得られた試験片
を、顕微鏡で7000倍に拡大した切断面を示す。 第２の熱処理 第１段階で、試験片を、1315℃の温度に熱し、
30分間、その温度に保つ。その後、大気中で冷却
する。 第２段階では、16時間の間1050℃に熱し、その
後、大気中で冷却する。 第３段階では、48時間の間、850℃の温度に保
つ。 このようにして処理された試験片においては、
γ′相の析出粒子の平均的大きさは、5000Åであ
ることが確認された。 第１ｂ図は、この試験片の、同じく7000倍に顕
微鏡で拡大した切断面を示している。 析出粒子は、完全に、結晶の＜001＞の方向に
沿つて、直線的に整列していることが解る。 その後、クリープ試験を、第１及び第２の熱処
理を施された各試験片に対して行つた。また、同
様の試験を、DS2000＋Hfの名称で知られる円柱
状結晶粒スーパーアロイの試験片についても行つ
た。 それらの実験の結果は、表１にまとめられてい
る。 このような試験を行つた結果、本発明に基づく
処理（第２の熱処理）を行つた合金Ａは、850℃
において、DS2000＋Hf 円柱状結晶粒合金に比
べて、約2.5倍の寿命を有することがわかつた。
また、1050℃の温度で、140MPaの圧力をかけた
場合、合金Ａの強度は、DS200＋Hf合金の強度に
比べて、約５倍優れていることがわかつた。 これらの結果は、本発明に基づく合金Ａに、チ
タンを含有されていないにもかかわらず得られた
ものである。 従来は、一般に、タービンの羽根の製造に使わ
れる、非常に高いクリープ抵抗を有する、例えば
合金Ａのようなスーパーアロイには、重量比にし
て、１乃至４％程度のチタンを含有させないと、
要求される品質を得ることができないと信じられ
ていた。 と云うのは、チタンを添加すると、γ′相の析
出粒子の格子欠陥エネルギーは低下し、クリープ
抵

【表】 抗を非常に高めることになるからである。 本発明における合金は、チタンが存在すること
によつて引き起される後で述べるような、不都合
が回避でき、しかも、高温でのクリープ抵抗が非
常に高いという特徴を有する。 チタンが誘起する不都合とは、合金製造の過程
で、合金の製造のために使われるるつぼの構成原
料に対して、激しい反応をおこしてしまうこと、
また、合金を製造する過程で、合金の酸化抵抗、
腐蝕抵抗を弱めてしまうことである。 実施例 ２ 以下のような重量比をもつて各成分を含む単結
晶合金（以下「合金Ｂ）とする）を、前端進行速
度を15cm／時間に制御した固化により製造する。 Co ５％ Al 5.5％ Cr ８％ Ti １％ Mo 0.5％ Ta ６％ Ｗ ８％ Ni 全体を100％とした場合の残量 この合金の密度は、8.59ｇ／cm³であり、その溶
融し始める温度は1328℃±３℃である。 合金Ｂの試験片を準備し、例１として上記され
ているような第１と第２の熱処理を施した。 第１の処理を行つた場合のγ′相析出粒子の平
均的大きさは、約3000Åであることが確認でき
た。第２の処理の場合は、約5000Åであつた。 合金Ａの場合でもそうであつたが、第２の処理
を施された合金Ｂのγ′相の析出粒子は、結晶の
＜001＞の方向に沿つて、完全に直線的に並ぶの
に対して、第１の処理を施された合金Ｂのγ′相
析出粒子は、直線的に整列しないことが確認され
た。 第１及び第２の処理を施された合金Ｂの試験片
を、次に、クリープ試験にかけた。 DS200＋Hfの名称で知られる円柱状結晶粒合金
のクリープ試験の結果と比較した。表２に、その
結果がまとめられている。 表２に示されている諸結果は、本発明に基づく
処理（第２の熱処理）を行うことにより、760乃
至1050℃の温度範囲において、析出粒子のクリー
プ抵抗が、かなり強まることを示している。

【表】 従来、かくも広範な温度において、このような
スーパーアロイを、かくも強化し得る方法は、全
く知られていなかつた。 しかも、本発明に基づく合金、特に本発明に基
づく熱処理を行つた合金からなる試験片につい
て、760乃至1050℃の温度範囲に亘る様々な温度
で、クリープ試験を行ない、シグマ、ミユー、レ
イヴス（Laves）等の有害な最密格子相の存在を
試験したが、そのような相は、何ら見出すことが
できなかつた。 このように、本発明による熱処理を行つた合金
は、様々な用途に使用する場合にも、熱に対し
て、大変安定した性質を示す。 第２図は、ラーソン−ミラーのパラメーターＰ
の変化を、応力δ_R（MPa）の関数として表わす
グラフである。但し、 Ｐ＝Ｔ（Ｋ）〔20＋log₁₀t（ｈ）〕×10^-3 である。 曲線C₁は、DS200＋Hfと呼ばれる円柱状結晶
粒合金に関するものである。 曲線C₂は、第１の熱処理を行つた合金Ｂに関
するものである。 曲線C₃は、本発明に基づく第２の熱処理を行
つた合金Ｂに関するものである。 これらの曲線は、表２に示された結果に裏づけ
るものである。即ち、本発明に基づく熱処理が、
合金Ｂのクリープ抵抗に関する性質を非常に高め
得るものであることが明瞭となつた。 本発明に基づく合金Ａからなり、かつ、第２の
熱処理を行つた後の試験片を用いて、種々の試験
を行つてみた。その結果得られた数値は、第２図
に十字の印をもつて示されている。 この合金は、チタンを含有していないにもかか
わらず、中程度の温度及び高温におけるクリープ
抵抗が、非常に優れている。 本発明の方法により処理された合金は、航空機
タービンの羽根の製造に非常に適する性質を有す
る。 本発明に基づく熱処理は、この合金、又は同種
類の合金をもつて、タービンの羽根を製造するよ
うな場合には、非常に有益である。

【図面の簡単な説明】

第１ａ図は、第１の試験片の切断面を、7000倍
に拡大して示す顕微鏡組織図である。第１ｂ図
は、第２の試験片の切断面を、7000倍に拡大して
示す顕微鏡組織図である。第２図は、応力の関数
として、ラーソン−ミラーのパラメータＰの変化
を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 5.4％乃至6.2％のアルミニウムと、 ４％乃至７％のコバルトと、 ６％乃至９％のクロムと、 2.5％以下のモリブテンと、 5.5％乃至８％のタンタルと、 ７％乃至９％のタングステンと、 残余量のニツケルとを、 それぞれ重量％をもつて含む単結晶スーパーア
   ロイから作られた部材のクリープ強度を増すため
   の方法であつて、 前記部材を、そのNi₃Alタイプのγ′相を全て溶
   解する温度にまで加熱し、次いで、1000℃を越え
   る温度をもつて、γ′相をγ固溶体から析出させ
   ることを特徴とする方法。 ２ γ′相が溶解した後に、部材を冷却すること
   を特徴とする特許請求の範囲第１項に記載の方
   法。 ３ 1020℃乃至1120℃の温度をもつて、γ′相を
   析出させることを特徴とする特許請求の範囲第１
   項に記載の方法。 ４ 部材を、1020℃乃至1120℃の温度において、
   数時間保持することを特徴とする特許請求の範囲
   第３項に記載の方法。 ５ 冷却過程を全て空気中で行なうことにより、
   温度を最終的に室温まで下げることを特徴とする
   特許請求の範囲第１項に記載の方法。 ６ 部材を、一つの処理段階の温度とし、つい
   で、次の処理段階の温度とすることを特徴とする
   特許請求の範囲第１項に記載の方法。 ７ 5.4％乃至6.2％のアルミニウムと、 ４％乃至７％のコバルトと、 ６％乃至９％のクロムと、 2.5％以下のモリブデンと、 5.5％乃至８％のタンタルと、 ７％乃至９％のタングステンと、 残余量のニツケルとを、 それぞれ重量％をもつて含む単結晶スーパーア
   ロイから作られた部材のクリープ強度を増すため
   の方法であつて、 前記部材を、そのNi₃Alタイプのγ′相を全て溶
   解する温度にまで加熱し、次いで、1000℃を越え
   る温度をもつて、γ′相をγ固溶体から析出さ
   せ、この析出したγ′相により占められる体積を
   増大させるために、前記部材に、補助的な熱処理
   を加えることを特徴とする方法。 ８ 約850℃の温度をもつて、補助的な熱処理を
   加えることを特徴とする特許請求の範囲第７項に
   記載の方法。 ９ 5.4％乃至6.2％のアルミニウムと、 ４％乃至７％のコバルトと、 ６％乃至９％のクロムと、 2.5％以下のモリブテンと、 5.5％乃至８％のタンタルと、 ７％乃至９％のタングステンと、 残余量のニツケルとを、 それぞれ重量％をもつて含む単結晶スーパーア
   ロイから作られた部材のクリープ強度を増すため
   の方法であつて、 前記部材を、そのNi₃Alタイプのγ′相を全て溶
   解する温度にまで加熱し、次いで、1000℃を越え
   る温度をもつて、γ′相をγ固溶体から析出さ
   せ、前記部材が、γ′相を析出するための温度に
   保たれている間に、該部材にアルミニウムメツキ
   を施すことを特徴とする方法。 １０ 5.4％乃至6.2％のアルミニウムと、 ４％乃至７％のコバルトと、 ６％乃至９％のクロムと、 2.5％以下のモリブテンと、 5.5％乃至８％のタンタルと、 １％以下のチタンと、 ７％乃至９％のタングステンと、 残余量のニツケルとを、 それぞれ重量％をもつて含む単結晶スーパーア
   ロイから作られた部材のクリープ強度を増すため
   の方法であつて、 前記部材を、そのNi₃Alタイプのγ′相を全て溶
   解する温度にまで加熱し、次いで、1000℃を越え
   る温度をもつて、γ′相をγ固溶体から析出させ
   ることを特徴とする方法。 １１ γ′相が溶解した後に、部材を冷却するこ
   とを特徴とする特許請求の範囲第１０項に記載の
   方法。 １２ 1020℃乃至1120℃の温度をもつて、γ′相
   を析出させることを特徴とする特許請求の範囲第
   １０項に記載の方法。 １３ 部材を、1020℃乃至1120℃の温度におい
   て、数時間保持することを特徴とする特許請求の
   範囲第１２項に記載の方法。 １４ 冷却過程を全て空気中で行なうことによ
   り、温度を最終的に室温まで下げることを特徴と
   する特許請求の範囲第１０項に記載の方法。 １５ 部材を、一つの処理段階の温度とし、つい
   で、次の処理段階の温度とすることを特徴とする
   特許請求の範囲第１０項に記載の方法。 １６ 5.4％乃至6.2％のアルミニウムと、 ４％乃至７％のコバルトと、 ６％乃至９％のクロムと、 2.5％以下のモリブデンと、 5.5％乃至８％のタンタルと、 １％以下のチタンと、 ７％乃至９％のタングステンと、 残余量のニツケルとを、 それぞれ重量％をもつて含む単結晶スーパーア
   ロイから作られた部材のクリープ強度を増すため
   の方法であつて、 前記部材を、そのNi₃Alタイプのγ′相を全て溶
   解する温度にまで加熱し、次いで、1000℃を越え
   る温度をもつて、γ′相をγ固溶体から析出さ
   せ、この析出したγ′相により占められる体積を
   増大させるために、部材に補助的な熱処理を加え
   ることを特徴とする方法。 １７ 約850℃の温度をもつて、補助的な熱処理
   を加えることを特徴とする特許請求の範囲第１６
   項に記載の方法。 １８ 5.4％乃至6.2％のアルミニウムと、 ４％乃至７％のコバルトと、 ６％乃至９％のクロムと、 2.5％以下のモリブテンと、 5.5％乃至８％のタンタルと、 １％以下のチタンと、 ７％乃至９％のタングステンと、 残余量のニツケルとを、 それぞれ重量％をもつて含む単結晶スーパーア
   ロイから作られた部材のクリープ強度を増すため
   の方法であつて、 前記部材を、そのNi₃Alタイプのγ′相を全て溶
   解する温度にまで加熱し、次いで、1000℃を越え
   る温度をもつて、γ′相をγ固溶体から析出さ
   せ、前記部材が、γ′相を析出するための温度に
   保たれている間に、該部材にアルミニウムメツキ
   を施すことを特徴とする方法。