JPH01205059A - 疲労特性を改善する熱処理方法及びその改善された超合金 - 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】 ［産業上の利用分野　コ この発明は、超合金の疲労特性を改善する熱処理及び耐
疲労性超合金に関するものである。

［従来の技術　］ 通常、ニッケルをベースとした超合金は、約１０００°
Ｆ又はそれ以上の温度に対して、非常に有効な特性を有
しており、ガスタービンエンジン等において広く使用さ
れている。このニッケル基超合金は、通常γ′相（Ｎ　
ｉ　ｓＡ　ｌ型）粒子の強化配列を含むγマトリックス
にッケル固溶体）から成る。結晶粒度及びその分布は熱
処理により変えることができる。また、それに応じてそ
の機械的特性も変化する。

ガスタービンエンジンのタービン部及びコンプレッサデ
ィスク部等は、超合金を最も必要とする箇所である。特
に、ディスクは、内燃機関においてガス流路内のブレー
ドを支持固定する構成部品であり、エンジンの作動中は
約１１０００Ｏｒｐの高回転となり、（小型エンジンに
おいてはそれ以上）リム部においては約１５００°Ｆ、
中心のボア部は約５００°Ｆの温度になる。ディスクは
高引張強度と高クリープ特性及び耐応力破壊特性を必要
とし、また、十分な疲労特性を有さない場合に疲労の要
因となるサイクル応力を受ける。

以下、この発明をガスタービンエンジンのディスクへ適
用した場合に関して説明するが、この発明に係る熱処理
方法は、これらのガスタービンエンジンの構成部品への
適用に限定されるものではない。

最新のタービンエンジンにおいては、高温環境において
上記した特性を満足するために、超合金ディスクを使用
する傾向にある。近年、この超合金は、ディスク等への
適用が普及してきたために、使用環境に応じて許容でき
る機械的特性も知られるようになり、より好適な機械的
特性の改善が望まれている。ディスクの機械的特性が改
善されると、ディスクの寿命が延び、エンジンが軽量化
され、さらには、エンジンの許容回転数が高くなる等の
利点がある。

［発明が解決しようとする課題　］ 上述したように、超合金の機械的特性は、熱処理によっ
て変えることができる。従来の多くの熱処理は、γ′ソ
ルバス（溶解度曲線）温度以上での熱処理が施されたデ
ィスク材に関して研究されている。γ′　ソルバス温度
を越えると、γ′は、結晶粒界の形成を遅らせることな
く溶解する。これにより結晶は急速に成長し、その結果
、通常引張強度及び疲労開始寿命が低下するが、亀裂（
クラック）成長速度を改善（遅く）する粗大な粒子構造
となる。つまり、従来の微粒子構造は、疲労亀裂が発生
ずるまで長い時間を要するが、−旦生じてしまうと比較
的急速に成長するという特性がある。

この発明は、従来よりも亀裂発生に対する耐亀裂性があ
り、従来の熱処理による微粒子構造の部材より亀裂成長
の低い微粒子構造を形成する熱処理に関するものである
。これら従来技術として、公知なものに、米国特許第４
，６０８，０９４及び第４，６２４゜７１６等がある。

［課題を解決するための手段及び作用　］上上記類を解
決するためにこの発明の第１の発明によれば、４０−７
０体積％のγ′相を含み、γ′ソルバス温度及び所定の
初期結晶粒度を有するニッケル基超合金の熱処理方法で
あって、γ′ソルバス以下約１０−５０°Ｆの第１熱処
理温度において、少なくとも０．５時間前記合金を保持
し、約２０−２００°Ｆ／時間の冷却速度で前記第１熱
処理温度以下少なくとも約２００°Ｆの温度まで冷却す
ることにより結晶粒界に粗大なγ′粒子を集中させ、前
記第１熱処理温度以下約１０＝２５０°Ｆの第２熱処理
温度まで少なくとも０゜５時間加熱し、約１２００°Ｆ
以下まで急冷することにより結晶内のγ′相を微細に分
散させ、１２００−１５００″Ｆまで約１−２５時間前
記合金を加熱して結晶内のγ′粒子を安定化させること
により、粗大な結晶粒界γ′及び結晶内に微細なγ′粒
子を含むとともに、前記初期結晶粒度と実質的に同等な
結晶粒度を有する耐疲労特性構造を形成する熱処理方法
が提供される。

前記合金が、約１インチの肉厚又は約１００ポンドの重
量、あるいはその双方を満足する小形状の合金である場
合は、前記第２熱処理温度は、第１熱処理温度以下１０
−１００’Ｆであるとともに、強制空冷と略同等の冷却
速度で前記第２熱処理温度から前記合金を冷却すること
が好ましい。

また、前記合金が、約１２インチの肉厚又は約２０−１
００ポンドの１漬、あるいはその双方を満足する中形状
の合金である場合は、前記第２熱処理温度は、第１熱処
理温度以下７５−１５０°Ｆであるとともに、強制空冷
と略同等の冷却速度で前記第２熱処理温度から前記合金
を冷却することが好ましい。

さらに、前記合金が、約２インチ以上の肉厚又は約１０
０ポンド以上の重量、あるいはその双方を満足する中形
状の合金である場合は、前記第２熱処理温度は、第１熱
処理温度以下約１００−２５０°Ｆであるとともに、前
記合金を液体冷却することが望ましい。

また、前記安定化処理工程の前工程として前記合金に応
力を与える工程を含めてもよい。

この発明の第２の発明によれば、微細結晶粒度、ＡＳＴ
Ｍ８から１２、結晶粒界において粗大な（ｌ−５ミクロ
ン）のγ′粒子の分散及び結晶内において０．０２−０
．１５ミクロンのγ′粒子分散を有する耐疲労性超合金
が提供される。

さらに、この発明の第３の発明によれば、γ′ソルバス
温度及び所定の初期結晶粒度を有し、疲労特性を改善す
るための結晶粒界で分離している結晶を含むγ′強化ニ
ッケル基超合金の熱処理方法であって、γ′ソルバス以
下近傍の所定温度まで前記合金を加熱するとともに、急
速冷却することにより０．０２−０１５ミクロンの微細
なγ′粒子の分散を結晶内で生じさせ、ミクロ組織を安
定化させる所定温度まで前記合金を加熱することにより
、前記合金は、その本来の結晶粒度を実質的に維持する
とともに、結晶粒界に主に存在する粗大なγ′粒子と結
晶内の微細なγ′粒子を有し、疲労破壊の発生及びその
成長に対して耐疲労性を備える熱処理方法が提供される
。

また、γ′ソルバス以下近傍の所定温度まで前記合金を
加熱するとともに、所定の制御速度で冷却してｌ−５ミ
クロンの粗大なγ′粒子を結晶粒界において分散させる
工程を含めることも好ましい。

［実施例］ 以下、添付図面に基づいてこの発明の詳細な説明する。

この発明は、旧Ｐ（Ｈｏｔ　１ｓｏｓｔａｔｉｃ　Ｐｒ
ｅｓｓ熱間静水圧プレス）パウダー等の方法によって成
形されたディスク及びインゴットから、従来の鍛造方法
によって成形されたディスクに関しても十分適用可能で
あるが、特に、米国特許第３，５１９，５０３号に開示
されている鍛造に適用する熱処理方法に関するものであ
る。この発明は、約４０から約７０体積パーセントのγ
′相を含むニッケル基超合金に適用可能なものである。

表１に幾つかの典型的な超合金及びこの発明に係る熱処
理を施したディスク合金組成範囲を示す。

この発明に係る熱処理を行う被熱処理部材は、熱的ある
いは機械的履歴によって得られた結晶粒度を有する部材
を使用する。鍛造を行うと、鍛造中の再結晶により、結
晶粒度は比較的微細になる。

ディスク鍛造のための一般的な結晶粒度は、ＡＳＴＭ８
から１２　（０，０２２−０，００６ｍ５＋の平均粒子
直径）程度とされている。

この発明に係る方法における重要な特徴は、全処理工程
にわたり、初期の結晶粒度が実質的に維持されることに
ある。特に、熱処理中において初期の結晶粒度が約ＩＡ
ＳＴＭ単位以上の変化をしないことが好ましい。

第１図は、この発明に係る処理方法を示すブロック図で
ある。第２図は、その処理方法の概略図である。表２、
表３及び表４は、形状寸法の小さい小形状部材、適度な
大きさを有する中形状部材又は形状寸法の大きい大形状
部材における一般的なディスク部材に関するパラメータ
を示す。なお、表２、表３及び表４に示す１．ｎ、ｍは
、第２図に示す記号である。

この発明に係る処理方法における第１の工程（Ｉ）は、
固溶体の大部分をγ′とし、著しい粒子成長を防止する
析出として十分な量（少なくとも、体積の１０％）を維
持するサブソルバス固溶化処理により粗大結晶粒界γ′
を生じさせることである。この熱処理は、γ′　ソルバ
ス以下的５から５０°Ｆ１好ましくは、１５から４０°
Ｆの第１熱処理温度で、少なくとも０．５時間、好まし
くは、１から１０時間行う。この工程後、部材は、溶体
外（析出として）に多少のγ′を有するが、γ′の大部
分を溶体内に存在させることになる。この第１熱処理温
度から、約２０から２００°Ｆ／時間、好ましくは、５
０から１５０°Ｆ／時間で、少なくとも第１熱処理温度
以下２００°Ｆ、好ましくは、少なくとも３００°Ｆま
で制御速度で部材を冷却する。この制御冷却処理を行う
と、析出が優先的に制御されるとともに、結晶粒界にお
いて粗大なγ′粒子が成長する。この粒子は、直径的１
から５ミクロンである。この制御冷却処理後、室内温度
まで急速冷却を行うことができる。

第２の工程（ＩＩ）は、粒子内における微細なγ′析出
を分散させることであり、第１熱処理温度以下約１０か
ら２５０°Ｆの第２熱処理温度で少なくとも、０．５時
間、好ましくは、ｌから１０時間、石材を熱処理する工
程からなる。この熱処理は、再度γ′粒子の一部を溶解
、すなわち、溶体化させか、結晶成長は再び阻止される
。この工程後、部材は室内温度まで急冷される（実際に
は、約１２００°Ｆまでの冷却速度のみがγ′粒度に影
響を及ぼし、約１２００°Ｆ以下の冷却速度は重要とは
ならない）。この急速冷却は、少なくとも、空冷（一般
的には、肉厚４インチの３００１ｂのディスクを６００
°Ｆにおいて１５分）と同等な速度であるが、大きさの
違いにより速くなる可能性もある。この冷却速度は、以
下に記載する次の焼き戻し処理後、粒子内のγ′結晶粒
度が臨界粒度範囲内に存在するように十分に速くなけれ
ばならない。

合金組成、熱処理温度及び部材形状寸法と関連する冷却
速度は、粒子内のγ′結晶粒度を決定する。この関係は
、複合的であり、微細なγ′結晶粒度を得るために、合
金材料と部品の形状寸法との各組み合わせを実験に基づ
き最適化する必要がある。

寸法形状が小さい部材は、その部材に施した総冷却速度
に非常に近い実冷却が行われる。しかしながら、形状寸
法の大きい部材に関しては、その部材が有する熱ｍが大
きいために、部材全体にわたる急速な冷却速度を得るこ
とができず、したがって、内部冷却は比較的遅くなる。

また、急速冷却に適する部材は、γ′ソルバス以下近傍
で熱処理を行うことができるとともに、所望する微細な
γ′結晶粒度を得ることができる。

しかしながら、低冷却速度で処理を行った部分は、例え
ば、γ′ソルバス以下１００から３００°Ｆの低温度か
ら急冷すると所望する粒度範囲内のγ′結晶粒度が得ら
れる。

発明者は、平均析出（結晶粒界のない）γ′粒度と耐亀
裂成長性とには、ある関係があることを発見した。この
ことは、第３図において最大耐亀裂成長性が、約０．１
５ミクロン（好ましくは、０．１ミクロン以下）より小
さい平均粒度を有する結晶粒度に認められる。現在にお
いても、微細な結晶粒度を得るために必要とされる急冷
速度は実用的でないために、約０．０２ミクロンが実際
の下限であるかどうかは明らかになっていない。

上記したように、特殊な形状寸法を有する部材に関して
は、第２サブ固溶化処理温度及び冷却速度を変化させる
ことにより所望するγ′析出結晶粒度を得ることが必要
である。特に、この発明に係る熱処理を施した小形状部
材（ここで言う小形状部材とは、約１．０インチ以下の
肉厚又は約１００ポンド以下の重量、あるいはその双方
を満足する部材を言う）は、比較的高いサブ固溶化処理
温度から空冷することができる（当然、それ以上の冷却
速度も可能）。一方、形状寸法が大きい大形状部材（こ
こで言う、大形状部材とは、約２インチ以上の肉厚又は
約１００ポンド以上重看、あるいはその双方を満足する
部材を言う）は、低サブ固溶化処理温度から液体冷却す
る必要があり、これにより同等な微細γ′粒度が得られ
る。中間形状寸法の中形状部材（約２０から１００ポン
ド間の重電又は１から２インチの肉厚、あるいはその双
方を満足する部材）に関しては、低サブ固溶化処理温度
から強制空冷することが必要であると認められた。この
ことにより、同等の微細γ′結晶粒度が得られる。多く
の構成部品は、実際的には、肉厚寸法の異なる部分を有
しており、この場合、熱処理パラメータを耐疲労性を最
も必要とする箇所の肉厚に応じて決定することが好まし
い。

この熱処理方法における第３の工程は、時効化又は約１
２００から１５００″Ｆの第３熱処理温度まで部材を加
熱する安定化処理であり、少なくとも１時間、または、
部材の種類に応じてｌから２５時間程度行うことが好ま
しい。この工程は、γ′粒子を安定化させる。また、こ
れらの安定化処理を段階的に行うこともできる。

この発明に係る熱処理の最終工程における部材は、結晶
粒界で（平均直径が１から５ミクロン）の粗大なγ′粒
子集中及び結晶内に均一な微細粒子（平均直径が０．０
２から０．１５ミクロン）γ′分散を伴い、初期の結晶
粒度とほぼ同等な微粒子粒度を有する。この粒子構造は
、従来のミクロ組織と比較して耐亀裂成長性が著しく改
善されることが認められた。さらに、初期の微細な結晶
粒度が維持されるため、亀裂発生に対する微粒子構造は
、本来有する固有の耐亀裂成長性も維持している。

大形状部材は、急速冷却（液体冷却）に起因して著しい
内部応力を生じ、次の処理工程及び最終工程に有害な影
響を与える。この残留応力は、局部的に降伏を生じさせ
る十分な応力を部材に与えることにより除去することが
できる。ガスタービンエンジンにおいては、ディスクを
回転させて、局部的にわずかに降伏させる遠心力により
残留応力を除去する応力を与えることができる。また、
残留応力を除去する方法として、上記以外の他の方法も
十分に適用することができる。

前記した第１図に基づく熱処理工程の概略的な説明は、
最も好適な処理工程であり、最適な結果をもたらす。第
１図の点線は、初期サブソルバス処理及び冷却速度の制
御を省略した工程を示す。

この点線に従って熱処理を行う場合は、ＡＳＴＭ８−１
２の初期結晶粒度及びγ′ソルバス温度特性を有する部
材を小形状部材、中形状部材及び大形状部材の形状寸法
に応じて、図面の下側に示した工程に従って処理を行う
。この一連の処理工程によれば、亀裂成長は、全処理工
程を行った場合と比較して約半分程度改善されることが
認められる。

第４図は、ＭＥＲＬ７６合金の疲労寿命に関するこの熱
処理の作用効果を示している。”従来”曲線は、従来の
熱処理を施したＭＥＲＬ７６部材の亀裂成長特性を示す
。また、°全処理“曲線は、この発明に係る全熱処理工
程を施したＭＥＲＬ合金の特性を示している。さらに、
中間に示した、”変形例“曲線は、第１熱処理を省略し
た熱処理工程を行った部材の特性を示している。図から
明らかなように、第１熱処理工程を省略した場合は、そ
の疲労寿命は約半減していることが認められる。

次に、この発明に係る熱処理工程の具体的実施例を説明
する。

上記したように、この発明に係る熱処理工程は、第１及
び第２図においてその概略を示している。

この発明に係る熱処理工程は、表１から表４に示す合金
に限定されるものではなく、一般的に使用されている多
種多様な超合金ディスク部材に関しても適用できること
は、当業者において自明のことである。次に、幾つかの
具体的な例を示す。

［例Ｉ］ 重量１００ポンドの小形状ＭＥＲＬ部材（γ′ソルバス
は約２１７５°Ｆ）に関する最適耐疲労性をもたらす熱
処理を例示する。

２１４０°Ｆで２時間の第１熱処理を行い、主に結晶粒
界に集中する適度な粗大γ′ソルバス粒子分散を生じさ
せて、次に、ｌ８００°Ｆまで１時間当たり約１００°
Ｆの冷却速度で強制空冷し、その後、室温まで冷却する
ことにより最適な耐疲労性が得られる。

次に、第２工程において、２０７５°Ｆの温度で２時間
加熱後、室温まで強制空冷して粒子内に微細なγ′分散
を生じさせる。その後、１３５０°Ｆで１６時間時効化
する。

［例２］ 小形状のＭ　Ｅ　ＲＬ部材を２１４０°Ｆにおける第１
熱処理工程及び冷却工程を省略して、その他は例１と同
様に処理を行う。

［例３］ 次に、小形状のＭＥＲＬ７６部材に関する従来の熱処理
方法を例示する。

溶体化　　２０９０°Ｆ／２時間／油冷安定化　　１８
００°Ｆ／１時間／強制空冷時効化　　１３５０°Ｆ／
８時間／空冷第４図は、例！（全処理）、例２（変形例
）、例３（従来）に従って熱処理を施した部材の亀裂成
長（ｄ　ａ　／　ｄ　ｎ　）特性を示す。図から明らか
なように、例１の場合は、亀裂成長が実質的に改善され
ている。例２の場合は、例１と比較して多少効果が低い
ことが認められる。

［例４コ 大形状のＭＥＲＬ７６部材、すなわち、２インチ以上の
肉厚又は約１００ポンド以上の重量あるいはその双方を
満足する部材の熱処理を例示する。

この形状の部材は、一般的にガスタービンディスク鍛造
品等である。鍛造前の部材をサブ固溶化熱処理を２１４
０°Ｆで２時間行い、１時間当たり約１００°Ｆで１９
００°Ｆまで炉冷を行い、次に、室温まで強制空冷を行
う。この鍛造部材を、次に、１９７５°Ｆで２時間の熱
処理及び油冷を行う。最後に、１３５０°Ｆで安定化処
理を１６時間行う。

［例５コ 液体冷却を施した大形状の部材に適用できる効果的な熱
処理を例示する。これらの部材には、液体内での冷却に
起因する残留応力が実質的に存在している。残留応力が
変動すると、高い疲労特性も変動する。この例５におい
ては、例４と同様の材質及び同様の寸法形状の大形状部
分に関して例４に示した総ての熱処理を行う。冷却起因
する応力を除去するに十分な応力を与える回転速度で、
部材を室温で回転させて耐力を与える。表面に圧縮応力
を生じる複合内部応力が存在する冷却が行われた部分は
、内部引張応力により均衡がとれる。

このような応力は、部材内で大きさ及び方向が変化する
。焼き入れ応力処理方法の目的は、ある程度の局部的な
内部降伏を発生させるに十分な外部応力を与えることで
ある。疲労特性に関する実質的な特性範囲（広がり）は
、応力を与えたディスクから取り出した試料と比較して
、上記した回転による応力除去処理を行わなかったディ
スクから取りた試料の方が著しい。このことを第５図に
示す。

斜線領域は、疲労特性の範囲が狭くなった領域を示して
いる。°ゴール”ラインは、表１に示す合金に対して強
度の面において実質的に劣っている従来の耐亀裂成長性
材料Ｗａｓｐａｌｏｙの亀裂成長特性を示しており、疲
労特性の範囲が明らかに狭いことが認められる。この疲
労特性の範囲の広がりは、回転により応力を与えたディ
スクにおいては、著しく狭くなっている。この広がり範
囲の低下は非常に好ましいしのであり、応力処理工程は
、この発明に係る工程において非常に好適な工程である
ことが認められる。

表５は、この発明に係る処理（第１熱処理を含む）を施
した部材及び従来の処理を施した部材（双方ともｌＮ１
００）の他の典型的な機械的特性を示している。表から
明らかなように、この発明に係る処理を施した場合には
、わずかに降伏強度が低下するが、他の特性は変化しな
いことが認められる。

上記した実施例及び図面に基づいてこの発明の説明を行
ってきたが、発明の真の精神及びその範囲内に存在する
変形例は、すべて特許請求の範囲内に含まれるものであ
る。（以下余白）ば）Ｏｏ １ト１　　　　　　　　　　ロロロ ＱＱ芝タト○く←〉０田Ｎ工２； 六− スー 表５ ｙ、ｓ、　　　　：　　降伏応力 Ｕ、Ｔ、Ｓ、：　　極限強さ ＥＬ、　　　　　：　　伸び率 Ｒ，Ａ、　　　　：　　絞り ＲＴ　　　　：　室温 ［発明の効果　］ この発明の特有の効果としては、上述したような熱処理
を施すことにより、他の機械的特性を低下させることな
く、亀裂発生に対する耐亀裂性を改善し、亀裂成長速度
の低い粒子構造を形成することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、この発明に係る熱処理方法のブロック図であ
る。 第２図は、この発明に係る熱処理方法の概略図である。 第３図は、γ′結晶粒度の違いによる疲労寿命を示すグ
ラフである。 第４図は、この発明に係る２タイプの熱処理方法による
ＭＥＲＬ合金の疲労特性を示すグラフである。 第５図は、応力を与える工程を含む場合と含まない場合
における、この発明に係る熱処理を行った大形状部材の
疲労寿命特性を示すグラフである。 相対耐亀裂性 ＦＩＧ、　４　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
　　Ｔ−１１０００Ｆｆ婁１０　ｅｐｍ Δに？ｋｓｉ／インチ）

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. （１）４０−７０体積％のγ′相を含み、γ′ソルバス
   温度及び所定の初期結晶粒度を有するニッケル基超合金
   の熱処理方法であって、 γ′ソルバス以下約１０−５０°Ｆの第１熱処理温度に
   おいて、少なくとも０．５時間前記合金を保持し、約２
   ０−２００゜Ｆ／時間の冷却速度で前記第１熱処理温度
   以下少なくとも約２００°Ｆの温度まで冷却することに
   より結晶粒界に粗大なγ′粒子を集中させ、 前記第１熱処理温度以下約１０−２５０゜Ｆの第２熱処
   理温度まで少なくとも０．５時間加熱し、約１２００゜
   Ｆ以下まで急冷することにより結晶内のγ′相を微細に
   分散させ、 １２００−１５００°Ｆまで約１−２５時間前記合金を
   加熱して結晶内のγ′粒子を安定化させることにより、
   粗大な結晶粒界γ′及び結晶内に微細なγ′粒子を含む
   とともに、前記初期結晶粒度と実質的に同等な結晶粒度
   を有する耐疲労特性構造を形成することを特徴とする熱
   処理方法。
2. （２）前記合金は、約１インチの肉厚又は約２０ポンド
   の重量、あるいはその双方を満足する小形状の合金であ
   って、第２熱処理温度は、第１熱処理温度以下１０−１
   ００゜Ｆであるとともに、強制空冷と略同等の冷却速度
   で前記第２熱処理温度から前記合金を冷却する工程を含
   むことを特徴とする請求項第１項記載の熱処理方法。
3. （３）前記合金は、約１−２インチの肉厚又は約２０−
   １００ポンドの重量、あるいはその双方を満足する中形
   状の合金であって、第２熱処理温度は、第１熱処理温度
   以下７５−１５０゜Ｆであるとともに、強制空冷と略同
   等の冷却速度で前記第２熱処理温度から前記合金を冷却
   する工程を含むことを特徴とする請求項第１項記載の熱
   処理方法。
4. （４）前記合金は、約２インチ以上の肉厚又は約１００
   ポンド以上の重量、あるいはその双方を満足する中形状
   の合金であって、第２熱処理温度は、第１熱処理温度以
   下約１００−２５０゜Ｆであるとともに、前記合金を液
   体冷却する工程を含むことを特徴とする請求項第１項記
   載の熱処理方法。
5. （５）前記安定化処理工程の前工程として前記合金に応
   力を与える工程を含むことを特徴とする請求項第４記載
   の熱処理方法。
6. （６）微細結晶粒度、ＡＳＴＭ８から１２、結晶粒界に
   おいて粗大な（１−５ミクロン）のγ′粒子の分散及び
   結晶内において０．０２−０．１５ミクロンのγ′粒子
   分散を有することを特徴とする耐疲労性超合金。
7. （７）γ′ソルバス温度及び所定の初期結晶粒度を有し
   、疲労特性を改善するための結晶粒界で分離している結
   晶を含むγ′強化ニッケル基超合金の熱処理方法であっ
   て、 γ′ソルバス以下近傍の所定温度まで前記合金を加熱す
   るとともに、急速冷却することにより０．０２−０．１
   ５ミクロンの微細なγ′粒子の分散を結晶内で生じさせ
   、 ミクロ組織を安定化させる所定温度まで前記合金を加熱
   することにより、前記合金は、その本来の結晶粒度を実
   質的に維持するとともに、結晶粒界に主に存在する粗大
   なγ′粒子と結晶内の微細なγ′粒子を有し、疲労破壊
   の発生及びその成長に対して耐疲労性を備えることを特
   徴とする熱処理方法。
8. （８）γ′ソルバス以下近傍の所定温度まで前記合金を
   加熱するとともに、所定の制御速度で冷却して１−５ミ
   クロンの粗大なγ′粒子を結晶粒界において分散させる
   工程を含むことを特徴とする請求項第７項記載の熱処理
   方法。