JPS6324029A - 分散強化された単結晶合金 - Google Patents

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】 発明の分野 本発明は、共晶組成または近似共晶組成を有する単結晶
超合金に関するものである。本発明の超合金の高温機械
特性は、超合金溶融物から単結晶を凝固させた後に行わ
れる熱処理に際し、共晶の１相から成る分散質が単結晶
母材中に析出することによって改善される。なお、凝固
時における分散相の成長は抑制される。

発明の背景 ガスタービンエンジンの効率は各種エンジン部品の動作
温度に大きく依存するのであって、動作温度が上昇する
ほど効率も向上することになる。

効率向上を追求する結果として、基本的な材料特性を保
持しながら益々高い温度に耐え得るような耐熱性のニッ
ケル基超合金が開発されてきており、またそれらの開発
努力は現在も続いている。

（一般に常法鋳造超合金と呼ばれる）初期世代の鉄、コ
バルトおよびニッケル基超合金に関連して使用されてい
た鋳造法によれば、ランダムな結晶方位を持った多数の
等軸結晶粒から成りかつ結晶粒間に粒界を有するような
顕微鏡組織を呈するガスタービンエンジン部品が得られ
るのが通例であった。

他の所要特性（たとえば強度や耐酸化性）を損なうこと
なく一層高い温度に耐え得るように従来の超合金の性質
を改善しようという目的は、新たな合金組成の開発およ
び改良された処理技術の導入によって達成された。それ
らの改善は、かかる超合金の強度およびその他の重要な
特性が粒界の強度に依存するという発見に基づくもので
あった。

すなわち、従来の超合金を強化するための初期の努力は
粒界を強化することに向けられた。そのためには、炭素
（ｃ）、ホウ素（Ｂ）、ジルコニウム（Ｚ「）およびハ
フニウム（Ｈｆ）のごとき各種の粒界強化元素を添加す
ると共に、粒界に偏析してそれを弱くする傾向のある鉛
（ｐ　ｂ）やビスマス（Ｂ　ｉ）のごとき有害不純物を
除去することが行われた。

その後、成長方向くすなわち凝固方向）と平行になるよ
うに粒界を選択的に配列させることによって従来のニッ
ケル基超合金の強度レベルを更に向上させようとする努
力が開始された。かかる結晶粒の選択的配列の結果とし
て得られる結晶構造は、ただ１つの結晶方向と実質的に
平行に配列した細長い柱状の結晶粒から成るのが通例で
あり、従って成長方向に対して垂直な粒界は低減または
排除されることになる。そのために使用される方向性凝
固法（ＤＳ法）は、たとえば、スマツジ−（Ｓｍａｓｈ
ｅ！／）の米国特許第３８９７Ｂ、５号明４ｍ書中定記
載されている。なお、本明細書中に記載された全ての米
国特許の開示内容は引用によって本明細書中に併合され
るものとする。

常法鋳造超合金から成る製品と比較すると、方向性凝固
法（ＤＳ法）によって得られた製品は柱状の結晶粒が凝
固方向および主応力軸と平行に配列した場合に強度の増
大を示した。このような強度の増大は、主応力軸に対し
て垂直な粒界が排除または低減されたことに由来するも
のである。ＤＳ法によればまた、好適な結晶粒配列のた
め、その他の性質（たとえば延性や低サイクル疲労抵抗
性）の増大も得られた。しかしながら、ＤＳ法によって
得られた製品中には柱状結晶粒の粒界が縦方向に沿って
配列しているため、横方向の強度および延性の低下が見
られた。そこで、従来の等軸結晶ニッケル基超合金にお
いて以前に行われていたごとく、Ｈｆ、Ｃ，ＢおよびＺ
ｒを添加することによって上記合金の横方向粒界強度を
改善することが試みられた。しかしながら、多量に添加
されたこれらの元素は融点降下剤として作用し、そのた
めに熱処理上の制約をもたらした。その結果、かかる方
向性凝固を受けた超合金において、最大の強度を与える
ような所望のＲ微鏡組織を実現することはできなかった
。

しばらく前から、様々な形状の製品を単結晶として鋳造
すれば粒界を完全に排除し得ることが認められていた。

理論的に言えば、超合金製品を単結晶として凝固させる
ことにより、ＤＳ法によって製造された以前の製品にお
いて見られた縦方向に伸びる高角の粒界を排除し得るよ
うにＤＳ法を改変すればよいわけである。

そこで、ガスタービンエンジンにおいて有用な単結晶製
品（たとえば動翼や静翼）のｉ違法の開発並びにかかる
鋳造法およびかかる用途に対して特に良く適合した超合
金の開発のための絶え間ない努力が開始された。このよ
うな鋳造法および合金の開発の成果は、たとえば、ビア
シー（Ｐｉｅａｒ−ｃｅｙ）の米国特許第３４９４７０
９号、チンケル（Ｔｓｃｈｉｏｋｅｌ）等の同第３９１
５７６１号、ゲル（Ｇｅ１１）等の同第４１１６７２３
号、　ドクール（Ｄｕｈｌ）等の同第４２０９３４８号
、グーレット（Ｇｏｕ　Ｉｅｔｔｅ）等の同第４４５３
５８８号、およびミータム＜Ｍｅｃｔｂａｍ）等の同第
４４５９４６０号の明細書中に見出される。

良好な耐高温腐食性および耐高温酸化性と並んで優れた
高温強度を有し、それ故にガスタービンエンジン用の部
品（特に動翼や静翼）として有用な別種の合金として共
晶合金がある。時には平面前端凝固法とも呼ばれる方向
性凝固法を用いて適当な共晶合金を鋳造すれば、柱状の
結晶粒から成る多結晶質の異方性複合体製品を製造する
ことができる。かかる製品は、凝固方向と実質的に平行
に配列した強化用繊維を超合金母材中に包埋したものか
ら成っている。

実例を挙げれば、ブルーチ（Ｂｒｕｃｂ）等の米国特許
第４３０５７６１号明細書中に記載されたニッケル基共
晶超合金においては、γ相中にγ゛強化相を分散させて
成るγ＋γ゛相母材中に共晶としての強化用金属炭化物
繊維が整列状態で包埋されている。かかる強化用金属炭
化物（Ｍ　Ｃまたは一炭化物）繊維中の金属は主として
Ｔａから成ることが好ましいが、それに加えて合金中に
含有されることのあるＭｏ、Ｗ、Ｖ、Ｒｅおよびｃｂの
ごとき金属を含んでいてもよい。その他のニッケル基共
晶超合金は、たとえば、ヘンリー（）Ｉｅｎｒｙ）の米
国特許第４２８４４３０号およびジグリオツテイ（Ｇｉ
ｇｌｉｏｔｔｉ）等の同第４２９２０７６号の明細書中
に記載されている。

ピアソン（Ｐｅａｒｓｏｎ）等の米国特許第４２８８２
５９号明細書中に記載されたニッケルーアルミニウムー
モリブデン−タンタル合金の場合、それの組織はγ゛相
母材［Ｎ　１３（Ａ　Ｉ、Ｔ　ａ）］と繊維状の体心立
方晶系α相（ＭＯ）とから成っている。また、ビブリン
グ（ＢｉｂｒｉＢ）等の米国特許第３９８５５８２号明
細書中に記載された共晶超合金製品においては、複合耐
熱超合金の柱状結晶粒から成る多結晶質母材中に炭化物
繊維が包埋されており、また上記の母材中には上記の繊
維と同じ性質を持った炭化物の微細な析出物も含有され
ている。

共晶超合金をガスタービンエンジン用途において使用す
る際の大きな障害の１つは、それらの原価が非常に高い
ことである。その理由は、近似平衡状態における成長が
要求される結果、成長速度が極めて遅い（通例１／４イ
ンチ／時程度）ことにある。

発明の概要 本発明に従って述べれば、共晶組成または近似共晶組成
を持った単結晶超合金において、合金溶融物から単結晶
を凝固させた後に共晶の１相から成る分散質を単結晶母
材中に析出させるための熱処理を施すことによってそれ
の（特に高温下における）強度を顕著に増大させ得るこ
とが見出された。なお、凝固時における分散相の成長は
抑制される。本発明は主としてニッケル、鉄またはコバ
ルトを基材とするような単結晶超合金に対して特に良く
適用し得るものであり、またガスタービンエンジンの最
高温度領域において使用すべき製品（特に動翼や静翼）
の製造のために特に良く適合している。かかる製品は、
従来の技術に従って超合金母材中に繊維状の強化相を含
有するように凝固させて得られる共晶超合金が示す望よ
！〜い高温強度特性の多くを保持しながら、遅い成長速
度を必要としないために経済的な利点を有している。

本発明の方法によれば、先ず最初に共晶または近似共晶
を生成する超合金が選択される。かかる超合金に方向性
凝固を施すことにより、共晶を成す不連続相の成長を抑
制するのに十分な速度で母材としての単結晶が生成され
る。その後、以前には成長が抑制されていた不連続相か
ら成る分散質を析出させるのに十分な温度および時間条
件下で上記の単結晶が加熱される。

こうして得られた製品は、共晶組成または近似共晶組成
を持った超合金母材中に該共晶の少なくともｌ相から成
る分散質を分散させて成る単結晶製品である。

発明の詳細な説明 本発明は共晶組成または近似共晶組成を持った超合金に
関するものであるが、かかる超合金は共晶を成す不連続
相の成長または析出を抑制しなから単結晶として凝固さ
せられる。その際、母材中に不連続相が成長するのを抑
制することは不可欠である。なぜなら、かかる不連続相
は新たな結晶粒成長のための核生成部位として作用し、
それによって単結晶の成長を妨害するからである。凝固
時における不連続相の成長を抑制するためには、亜共晶
組成または共晶組成を成す合金組成を選択することが好
ましいが、一般には過共晶組成でな２０インチ／時とい
う比較的早い速度で凝固させ、４ られる、凝固速度が早過ぎると、単結晶としての成長を
維持することが不可能となる。こうして得られた準安定
固溶体状態の単結晶は、次いで、以前には成長が抑制さ
れていた共晶の不連続相から成る分散質を母材中に析出
させるのに十分な温度に加熱される。単結晶母材中にお
ける分散質の析出を達成するためには、超合金母材の結
晶構造と成長が抑制された不連続相の結晶構造とが同じ
であることが望ましいが、必ずしもそれが不可欠という
わけではない。

本発明に従って単結晶合金の母材中に析出させた分散質
は、かかる合金を平面前端凝固法によって製造した場合
に通例見られる離散状態の繊維ではなく、小板状を成し
ているのが普通である。かかる分散質は単結晶合金製品
の大幅な強化をもたらすのであって、それは上記の製品
がしばしば使用される高温条件の下で特に著しい。その
上、本発明の分散強化された単結晶合金は比較的早い速
度で成長させることができるから、従来の繊維強化共晶
合金と違って経済的な利点をも有している。

本発明における使用に適した典型的なニッケル基超合金
の組成を下記に示す。

アルミニウム　４．０〜３０　　５．５　〜６．５クロ
ム　　　　３．０〜９．０　　４．０　−、−７．５タ
ングステン　４．０〜８．０　　５．０　〜６．０レニ
ウム　　　０〜６．０　　３．０　〜６．０タンタル　
　　５．０〜１２．０　　６．５　〜＆５コバルト　　
　４，０〜１０．０　　４．０　〜６．０ニオブ　　　
　０〜　’２０　　０．５　〜１．５モリブデン　　０
〜　４．０　　０．５　〜２．０炭素　　　　　０．１
〜０．５　　０．１５〜０．２５ホウ素　　　　０〜　
０．０４０　　〜０．０２ジルコニウム　０〜０．２　
０　〜０．１ハフニウム　　０〜　１．０　０　〜０．
２チタン　　　　０〜２０　０　〜１．０イツトリウム
　ｏ　〜　０．０５０　〜０．０４バナジウム　　０〜
　３．０　０〜１．０＊残部はニッケルおよび付随不純
物から成る。

本発明は、ニッケル基超合金に関連して記載されている
が、その他の元素（たとえば鉄やコバルト）を基材とす
る超合金に対しても等しく適用し得るものと信じられる
。

本発明に基づく好適な分散質は、ＴａＣ，ＮｂＣ１Ｔｉ
ｃ、Ｃｒ２Ｃ３、Ｃｒ３Ｃ７、ＺｒＣ，ＨｆＣ１ＲｅＣ
，ＷＣおよびＭｏＣ並びにそれらの混合物のごとき炭化
物である。その他の有用な分散質としては、モリブデン
およびＮ　ｉ３Ｎ　ｂが挙げられる。

本発明はまた、共晶合金および共析反応に関連して記載
されているが、その他の変態反応を示す合金系（たとえ
ば包晶合金系）にも適用し得るものと予想される。

超合金の中には、母材中において起こる析出反応によっ
て母材が強化されるようなものがある。

このような反応およびそれの生成物は、共晶を成す１種
以上の相が析出して分散質を生成する本発明の分散質析
出反応とは区別されるべきである。

かかる分散質析出反応は上記の母材強化反応と同時に行
わせることも可能であるが、これらの反応は別々に行わ
せる方が好ましい、それを説明するため、平衡状態にお
ける共晶の連続相（母材相）および不連続相としてγ相
および繊維状（または棒状）のＴａＣを含有すると共に
γ′相析出反応を示すようなγ＋γ゛相硬化ニッケル基
共晶超合金を例に挙げよう、γ′相の溶解度曲線温度以
下に温度が降下した場合、γ相母材中にはγ′相が析出
する。

これは単結晶がまだ高温状態にある間にも（たとえば、
凝固前端から離隔した位置において）起こり得るが、凝
固後の単結晶を室温にまで冷却すれば最も確実である０
次善の手順に従えば、析出しなγ′相を溶体化すると共
に分散質析出反応を行わせるのに十分な温度（γ′相の
溶解度曲線温度よりも高い温度）に単結晶が加熱される
。その後、分散質を含有すると共に（γ′相に関して）
過飽和の状態にある母材を適当な時効温度に加熱するこ
とにより、γ相母材中にγ′相が析出させられる。ある
種の合金においては、上記の温度より低い温度下におけ
る第２の時効処理が施される。かかる処理は、追加量の
γ′相を析出させると共に、その他の点ても母材の性質
を最適化するために役立つ。

最善の手順に従えば、先ず最初に分散質析出反応が行わ
れる。その後、γ′相を溶体化するのに十分な（−最に
はより高い）温度に単結晶が加熱され、冷却され、次い
で分散質析出反応温度よりも低い温度下において時効処
理が施される。γ′相を溶体化するのに必要な時間は短
いから、より安定な分散質はほとんど影響を受けない。

このような最善の手順がもたらす利点の１つは、分散質
をできるだけ低い温度下で析出させることができるため
、より高いｒ゛相溶体化温度下で析出させた場合よりも
微細な分散質が得られることにある。

当業者が本発明を一層容易に実施し得るようにするため
、以下に実施例を示す。これらの実施例は例示を目的と
するものであって、本発明の範囲を制限するものではな
い。

実施例１ 重量パーセントで表わして４．０％のＣｒ、４，０％の
Ｃｏ、５．５％のＡｌ、４．５％のＷ、６．０％のＲｅ
、８４％のＴａ、０．０３％のＢ、３．０％のＭｏ、０
．２３％のＣ１並びに残部のＮｉおよび付随不純物から
成る組成を持った化学量論的な共晶超合金（第１表中の
合金９００）の溶融物から単結晶を成長させた。これら
の単結晶は８インチ／時、１４インチ／時、１６インチ
／時および２０インチ／時の速度で成長させたが、その
際に共晶反応は全く起こらなかった。次に、これらの単
結晶に対して２３７５°Ｆで４時間の熱処理を施すこと
により、γ゛相を溶体化すると共に共析反応を行わせた
。

その後、１９７５°Ｆで１６時間および１６５０下で１
６時間の時効処理を施すことにより、γ°相を析出させ
た。なお、２３７５下で４時間のγ゛相溶体化処理時お
よびかかる溶体化温度からの冷却時においては、金属炭
化物（ＭＣ）から成る炭化物分散質が析出した。

このような炭化物分散質は、第１図０〜１２．０００Ｘ
）および第２図（５００Ｘ）の顕微鏡写真中に示されて
いる。第３図は、第１および２図の単結晶超合金中の炭
化物分散質を示す高倍率０〜１２．０００ＯＸ）の走査
電子顕微鏡写真である。

この顕微鏡写真中には２種の形状の分散質が示されてい
る。第３図中の分散質の形状は、第４図の走査電子顕微
鏡写真を見れば一層明らかとなる。

第４図の走査電子顕微鏡写真０〜１２．０００ＯＸ）は
γ＋γ゛相母材相定材腐食を施すことによって得られた
ものであって、炭化物分散質がレリーフ状に示されてい
る。エネルギー分散分光分析法、選択領域回折法および
Ｘ線回折法によれば、小板状の分散質は少量のＭＯｌＲ
ｅおよびＷを含有する炭化タンタルであることが確認さ
れた。同様に、球状の分散質はほとんど純粋な炭化タン
タルであることが確認された。第５図は第４図に示され
た超合金の更に高倍率（２０００Ｘ）の走査電子顕微鏡
写真であって、第４図に示された区域とは異なる区域内
に存在する炭化物分散質を示している。

実施例２ 重量パーセントで表わして４．０％のＣ「、　５．５％
のＡｌ、＆４％のＴａ、４．０％のＣｏ、　４．５％の
Ｗ、３．０％のＭｏ、３．０％のＲｅ、０．２３％のＣ
１０，０３％のＢ、並びに残部のＮｉおよび付随不純物
から成る組成を持ったニッケル基単結晶超合金（第１表
中の合金９Ｃ、）を、成長速度が１２インチ／時であっ
た点以外は実施例１と同様にして製造した。第６図は、
かかる単結晶超合金中に存在する炭化物分散質の顕微鏡
写真０〜１２．０００ＯＸ）である０本実施例の単結晶
超合金は球状の炭化物分散質のみを含有している。この
超合金中における分散質形状の変化は、該超合金の化学
組成の変化に由来するものであった。本実施例は、超合
金の化学組成および（または）処理条件を変化させるこ
とによって様々な組成および形態の共析分散質が得られ
るという本発明の融通性を例示するものである。

実施例３ 本発明に基づく各種の合金を単結晶として製造したが、
それらの組成は第１表中に示される通りであった。第１
表中にはまた、ガスタービンエンジンの動翼材料として
現在使用されている従来の単結晶合金の組成も示しであ
る。

実施例１の場合と同様にして８インチ／時の速度で単結
晶を成長させた後、第１表中の合金９０２は２３７５　
”Ｆで４時間の熱処理によって溶体化し、合金９０９は
２３５０°Ｆで８時間の熱処理によって溶体化し、合金
９１８および９１９は２３４０°Ｆで６時間の熱処理に
よって溶体化し、また合金９２０および９２２は２３４
０下で４時間の熱処理によって溶体化した。その後、こ
れら全ての合金に対して１９７５下で１６時間および１
６５０°Ｆで１６時間の時効処理を施した。いずれの合
金についても、γ＋γ゛相の単結晶母材中における炭化
物分散質の存在が認められた。

実施例４ 第１表中の合金９００に関し、１６００下および１８０
０下における引張特性を試験した。試験結果は第２表中
に示される通りであった。

策−２−人 ９００　　　　１６００　　　１３１．７　　　１４５
．５　　　　４．９９００　　　　１８００　　　１０
０．０　　　１１２１　　　１２．１商用単結晶　　１
６００　　１３０．０　　１４５．０　　２２．０商用
単結晶　　１８００　　　６２．０　　　９７．０　　
１８．０分散強化された単結晶合金９００は、降伏強さ
および極限引張強さの点で商用合金に勝るとも劣らない
ものである。引張試験時の絞り率によって測定された合
金９００の延性は、商用合金より小さいとは言え、ガス
タービンエンジン用としては十二分に適格なものと言え
る。

実施例５ 実施例３において製造された合金の一部に関し応力破壊
特性を測定した。試験条件および結果を第３表中に示す
。

第一１−人 ９００　　　　　１６００下／　８０ｋｓｉ　　　　　
　１１５．６９００　　　　　１８００’Ｆ／３０ｋｓ
ｉ　　　　　３５９．８９００　　　　　１８００下／
４０ｋｓｉ　　　　　　１０３．９９００　　　　　２
０００’Ｆ／　１５ｋｓｉ　　　　　１７４．４９０２
　　　　　１８００”Ｆ／４０ｋｓｉ　　　　　　４ａ
９９０２　　　　　２０００’Ｆ／２０ｋｓｉ　　　　
　　３７．１９１８　　　　　１８００’Ｆ／４０ｋｓ
ｉ　　　　　　５１．９９１８　　　　　２０００″’
Ｆ／　２０ｋｓｉ　　　　　　２４．２９１９　　　　
　１８００°Ｆ／４０ｋｓｉ　　　　　　４２．８９１
９　　　　　２０００”Ｆ／２０ｋｓｉ　　　　　　３
６．４９２２　　　　　１６００下／８０ｋｓｉ　　　
　　１１４．４９２２　　　　　１８００’Ｆ／４０ｋ
ｓｉ　　　　　　７９．０９２２　　　　　２０００’
Ｆ／２０ｋｓｉ　　　　　　５９．１本発明の分散強化
された単結晶合金に関して測定された第３表中の応力破
壊寿命を第７図のラーソンーミラー（Ｌａｒｓｏｎ−Ｍ
ｉｌｌｅｒ）パラメータ図中にプロットすることにより
、それらの寿命を従来の商用単結晶合金の寿命と比較し
た。

第３表および第７図から明らかな通り、本発明の単結晶
合金はγ゛相のみによって強化された従来の超合金に比
べて５０〜１００°Ｆの強度向上を示し、従ってエーロ
フオイル、排気系統部品、シール類およびガスタービン
エンジンの動翼先端のごとく高い動作温度下における高
い強度の保持を要求する用途において特に有用である。

以上、特定の実施の態様および組成に関連して本発明を
記載したが、前記特許請求の範囲によって規定される本
発明の範囲から逸脱することなしに数多くの変更態様が
可能であることは当業者に・　とって自明であろう。

【図面の簡単な説明】

顕微鏡写真（２０００Ｘ）　、第６図は第１図の超そし
て第７図は本発明の合金の破壊強度を従来の商用超合金
の破壊強度と比較するためにそれらの破壊強度をラーソ
ンーミラーパラメータに対してプロットしたグラフであ
る。 ｊｌ ｅ 画３ 画４ Ｔ！ｕＪＳ Ｂ１０ 戒、カ（Ａｓす

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、（ａ）共晶を生成する超合金を選択し、（ｂ）前記
   超合金に方向性凝固を施すことにより、前記共晶を成す
   不連続相の成長を抑制するのに十分な速度で母材として
   の単結晶を生成させ、次いで（ｃ）以前には成長が抑制
   されていた前記不連続相の少なくとも１種から成る分散
   質を前記母材中に析出させるのに十分な温度および時間
   条件下で方向性凝固後の前記単結晶を加熱する諸工程か
   ら成ることを特徴とする、強化単結晶製品の製造方法。 ２、前記超合金がニッケル基超合金である特許請求の範
   囲第１項記載の方法。 ３、前記共晶を成す相がγ相および一炭化物相である特
   許請求の範囲第２項記載の方法。 ４、以前には成長が抑制されていた前記不連続相が一炭
   化物相である特許請求の範囲第３項記載の方法。 ５、（ａ）共晶を生成すると共に母材強化相を含有する
   ような超合金を選択し、（ｂ）前記超合金に方向性凝固
   を施すことにより、前記共晶を成す不連続相の成長を抑
   制するのに十分な速度で母材としての単結晶を生成させ
   、（ｃ）前記母材強化相の溶解度曲線温度よりも高い温
   度に前記単結晶を加熱し、（ｄ）存在する前記母材強化
   相を溶体化すると共に、以前には成長が抑制されていた
   前記不連続相の少なくとも１種から成る分散質を前記母
   材中に析出させるのに十分な時間にわたり、前記単結晶
   を前記工程（ｃ）の温度に保持し、次いで（ｅ）少なく
   とも前記母材強化相を前記母材中に析出させるのに十分
   な第１の温度に前記単結晶を加熱する諸工程から成るこ
   とを特徴とする、強化単結晶製品の製造方法。 ６、前記第１の温度より低い第２の温度に前記単結晶を
   加熱することによって追加量の前記母材強化相を析出さ
   せる工程を包含する特許請求の範囲第５項記載の方法。 ７、（ａ）共晶を生成すると共に母材強化相を含有する
   ような超合金を選択し、（ｂ）前記超合金に方向性凝固
   を施すことにより、前記共晶を成す不連続相の成長を抑
   制するのに十分な速度で母材としての単結晶を生成させ
   、（ｃ）以前には成長が抑制されていた前記不連続相の
   少なくとも１種から成る分散質を前記母材中に析出させ
   るのに十分な温度および時間条件下で前記単結晶を加熱
   し、（ｄ）存在する前記母材強化相を溶体化するのに十
   分な時間にわたり、前記単結晶を前記母材強化相の溶解
   度曲線温度よりも高い温度に加熱し、次いで（ｅ）少な
   くとも前記母材強化相を前記母材中に析出させるのに十
   分な第１の温度に前記単結晶を加熱する諸工程から成る
   ことを特徴とする、強化単結晶製品の製造方法。 ８、前記第１の温度より低い第２の温度に前記単結晶を
   加熱することによって追加量の前記母材強化相を析出さ
   せる工程を包含する特許請求の範囲第７項記載の方法。 ９、（ａ）少なくとも不連続相と連続相とから成る共晶
   を生成するニッケル基超合金を選択し、（ｂ）前記超合
   金に方向性凝固を施すことにより、前記共晶を成す不連
   続相の成長を抑制するのに十分な速度で母材としての単
   結晶を生成させ、次いで（ｃ）以前には成長が抑制され
   ていた前記不連続相の少なくとも１種から成る分散質を
   前記母材中に析出させるのに十分な温度および時間条件
   下で方向性凝固後の前記単結晶を加熱する諸工程から成
   ることを特徴とする、強化単結晶製品の製造方法。 １０、（ａ）少なくとも不連続相と連続相とから成る共
   晶を生成すると共に母材強化相を含有するようなニッケ
   ル基超合金を選択し、次いで（ｂ）前記超合金に方向性
   凝固を施すことにより、前記共晶を成す不連続相の成長
   を抑制するのに十分な速度で母材としての単結晶を生成
   させる両工程を包含することを特徴とする、強化単結晶
   製品の製造方法。 １１、（ａ）前記母材強化相の溶解度曲線温度よりも高
   い温度に前記単結晶を加熱し、（ｂ）存在する前記母材
   強化相を溶体化すると共に、以前には成長が抑制されて
   いた前記不連続相の少なくとも１種から成る分散質を前
   記母材中に析出させるのに十分な時間にわたり、前記単
   結晶を前記工程（ａ）の温度に保持し、次いで（ｃ）少
   なくとも前記母材強化相を前記母材中に析出させるのに
   十分な第１の温度に前記単結晶を加熱する諸工程を包含
   する特許請求の範囲第１０項記載の方法。 １２、前記第１の温度より低い第２の温度に前記単結晶
   を加熱することによって追加量の前記母材強化相を析出
   させる工程を包含する特許請求の範囲第１１項記載の方
   法。 １３、（ａ）以前には成長が抑制されていた前記不連続
   相の少なくとも１種から成る分散質を前記母材中に析出
   させるのに十分な温度および時間条件下で前記単結晶を
   加熱し、（ｂ）存在する前記母材強化相を溶体化するの
   に十分な時間にわたり、前記単結晶を前記母材強化相の
   溶解度曲線温度よりも高い温度に加熱し、次いで（ｃ）
   少なくとも前記母材強化相を前記母材中に析出させるの
   に十分な第１の温度に前記単結晶を加熱する諸工程を包
   含する特許請求の範囲第１０項記載の方法。 １４、前記第１の温度より低い第２の温度に前記単結晶
   を加熱することによって追加量の前記母材強化相を析出
   させる工程を包含する特許請求の範囲第１３項記載の方
   法。 １５、前記速度が約４〜約２０インチ／時の範囲内にあ
   る特許請求の範囲第１０項記載の方法。 １６、前記超合金が、重量パーセントで表わして約４．
   ０〜８．０％のＡｌ、約３．０〜９．０％のＣｒ、杓４
   ．０〜８．０％のＷ、約０〜６．０％のＲｅ、約５．０
   〜１２．０％のＴａ、約４．０〜１０．０％のＣｏ、約
   ０〜２．０％のＣｂ、約０〜４．０％のＭｏ、約０．１
   〜０、５％のＣ、約０〜０．０４％のＢ、約０〜０．２
   ％のＺｒ、約０〜１．０％のＨｆ、約０〜２．０％のＴ
   ｉ、約０〜０．０５％のＹ、約０〜３．０％のＶ、並び
   に残部のニッケルおよび付随不純物から本質的に成るこ
   とを特徴とする特許請求の範囲第１０項記載の方法。 １７、前記超合金が、重量パーセントで表わして約５．
   ５〜６．５％のＡｌ、約４．０〜７．５％のＣｒ、約５
   ．０〜６．０％のＷ、約３．０〜６．０％のＲｅ、約６
   ．５〜８．５％のＴａ、約４．０〜６．０％のＣｏ、約
   ０．５〜１．５％のＣｂ、約０．５〜２．０％のＭｏ、
   約０．１５〜０．２５％のＣ、約０〜０．０２％のＢ、
   約０〜０．１％のＺｒ、約０〜０．２％のＨｆ、約０〜
   １．０％のＴｉ、約０〜０．０４％のＹ、約０〜１．０
   ％のＶ、並びに残部のニッケルおよび付随不純物から本
   質的に成ることを特徴とする特許請求の範囲第１６項記
   載の方法。 １８、少なくとも２つの相から成る共晶を生成する超合
   金の製品において、前記共晶の１相から成る単結晶母材
   と、少なくとも前記共晶の他相から成りかつ前記母材中
   に分散した分散質とによって構成されることを特徴とす
   る製品。 １９、ガスタービンエンジン部品を成す特許請求の範囲
   第１８項記載の製品。 ２０、前記部品が動翼である特許請求の範囲第１９項記
   載の製品。 ２１、前記部品が静翼である特許請求の範囲第１９項記
   載の製品。 ２２、前記特許請求の範囲第１項記載の方法によって製
   造された製品。 ２３、重量パーセントで表わして約４．０〜８．０％の
   Ａｌ、約３．０〜９．０％のＣｒ、約４．０〜８．０％
   のＷ、約０〜６．０％のＲｅ、約５．０〜１２．０％の
   Ｔａ、約４．０〜１０．０％のＣｏ、約０〜２．０％の
   Ｃｂ、約０〜４．０％のＭｏ、約０．１〜０．５％のＣ
   、約０〜０．０４％のＢ、約０〜０．２％のＺｒ、約０
   〜１．０％のＨｆ、約０〜２．０％のＴｉ、約０〜０．
   ０５％のＹ、約０〜３．０％のＶ、並びに残部のニッケ
   ルおよび付随不純物から本質的に成る組成を有する特許
   請求の範囲第１８項記載の製品。 ２４、重量パーセントで表わして約５．５〜６．５％の
   Ａｌ、約４．０〜７．５％のＣｒ、約５．０〜６．０％
   のＷ、約３．０〜６．０％のＲｅ、約６、５〜８．５％
   のＴａ、約４．０〜６．０％のＣｏ、約０．５〜１．５
   ％のＣｂ、約０．５〜２．０％のＭｏ、約０．１５〜０
   ．２５％のＣ、約０〜０．０２％のＢ、約０〜０．１％
   のＺｒ、約０〜０．２％のＨｆ、約０〜１．０％のＴｉ
   、約０〜０．０４％のＹ、約０〜１．０％のＶ、並びに
   残部のニッケルおよび付随不純物から本質的に成ること
   を特徴とする特許請求の範囲第２３項記載の製品。