JPH0329754B2 - - Google Patents

Description

請求の範囲 １ 高強度超合金物品の製造方法にして、 ａ 第一の含有率のAlと第二の含有率のMoと残
部Niより実質的になり、前記第一の含有率と
前記第二の含有率とは両者を二次元座標系で表
すとき９％Al対４％Mo、８％Al対18％Mo、
3.4％Al対30.2％Mo、3.5％Al対23.3％Moに相
当する４点を角とする四角形内にあるように相
互に関係付けられている組成を有し且高融点金
属にてほぼ飽和された組成を有する溶融合金を
準備する過程と、 ｂ 主にγマトリツクス中にγ′粒子が分散された
鋳造微細組織を有し且デンドライト内に於ては
前記高融点金属の含有量が小さくしかも前記デ
ンドライト間の領域に於ては前記高融点金属の
含有量が大きい単結晶を形成すべく、デンドラ
イトを形成しつつ凝固するに充分なほど急峻な
温度勾配をもつて、少なくとも12.7cm（５イン
チ）／時間の速度で前記溶融合金を方向性凝固
させて鋳造物品を形成する過程と、 ｃ 前記高融点金属の偏析の度合を少なくとも90
％減少させるべく、γ′相の溶解温度以上であつ
てしかもその凝固温度に近いそれ以下である温
度をもつて、γ′相を溶解し且前記微細組織を高
融点金属成分について均質化させるのに充分な
時間に亙つて、前記鋳造物品を均質化し且溶体
化処理する過程と、 ｄ γ′相の再析出を実質的に抑制し且前記高融点
金属にて過飽和状態にされた微細組織を形成す
るに充分な速度をもつて前記微細組織を冷却す
る過程と、 ｅ 前記鋳造物品を816〜1149℃（1500°〜2100
〓）の温度で時効処理し、γ′相を微細に再析出
させる過程と、 を含み、高温度条件下に於ける使用中に前記高融
点金属に富む脆弱な相が生成しないように前記熱
処理過程によつて合金を生成することを特徴とす
る製造方法。 ２ 高強度超合金物品の製造方法にして、 ａ 第一の含有率のAlと第二の含有率のMoと残
部Niより実質的になり、前記第一の含有率と
前記第二の含有率とは両者を二次元座標系で表
すとき９％Al対４％Mo、８％Al対18％Mo、
3.4％Al対30.2％Mo、3.5％Al対23.3％Moに相
当する四点を角とする四角形内にあるように相
互に関係付けられている組成を有し且高融点金
属にてほぼ飽和された組成を有する溶融合金を
準備する過程と、 ｂ デンドライトが存在せず、主にマトリツクス
中にγ′粒子が分散された鋳造微細組織を有する
単結晶を形成すべく、平滑界面凝固を成し得る
に充分なほど急峻な温度勾配をもつて、1.27cm
（0.5インチ）／時間以下の速度で前記溶融合金
を方向性凝固して鋳造物品を形成する過程と、 ｃ γ′相の溶解温度以上であつてその凝固温度に
近い温度をもつてγ′相を溶解するのに充分な時
間に亙つて前記鋳造物品を溶体化処理する過程
と、 ｄ γ′相の再析出を実質的に抑制し且前記高融点
金属にて過飽和状態にされた微細組織を形成す
るに充分な速度をもつて前記微細組織を冷却す
る過程と、 ｅ 前記鋳造物品を816〜1149℃（1500°〜2100
〓）の温度をもつて時効処理し、γ′相を微細に
再析出させる過程と、 を含み、高温度条件下に於ける使用中に前記高融
点金属に富む脆弱な相が生成しないよう前記熱処
理過程によつて合金を生成することを特徴とする
製造方法。 技術分野 本発明はニツケル基超合金物品及び方向性凝固
と熱処理とにより高強度耐熱単結晶物品を製造す
る方法に関する。 背景技術 Ver Snyderに付与された米国特許第3260505号
には方向性凝固により製造された物品及びその製
造方法に関する記載がある。Piearceyに付与さ
れた米国特許第3494709号には単結晶超合金物品
及びその製造方法に関する記載がある。
Tschinkel等に付与された米国特許第3915761号
明細書には急速度凝固による微細組織を有する方
向性凝固により製造された物品に関する記載があ
る。Gell等に付与された米国特許第4116723号明
細書には均質化可能な単結晶材料の一種について
の記載がある。 Kinseyに付与された米国特許第2542962号明細
書にはNi−Mo−Al系のものを含む広範囲な合金
組成に関する記載がある。Maxwellに付与され
た米国特許第3617397号には特異な性質を有する
特定のNi−Mo−Aiの組成に関する記載がある。
Komatsuに付与された米国特許第3904403号には
Ni−Mo−Al系形の合金に関する記載があり、更
にこのような合金の方向性凝固に関する記載があ
る。Lemkeyに付与された米国特許第4012241号
及び同第4111723号明細書には方向性凝固用のNi
−Mo−Al系形共晶合金に関する記載がある。 発明の開示 一定の組成からなる合金が方向性を持つて凝固
されることにより、単結晶鋳造物品が製造され
る。凝固された物品は次いで、均質なγ単相固溶
体を形成するような条件下に於て熱処理される。
こうして化学的並びに相的な均質性が達成され
る。この均質な物品は低温に於ても単相構造を効
果的に保持するよう、熱処理温度から急激に冷却
される。最後に単結晶物品は中程度の高温下に於
て時効処理され、γ′強化相が微細に分布した組織
が形成される。或いは、デンドライトの形成を抑
制すべく平滑界面凝固法を用いてもよく、それに
より溶体化熱処理の必要をなくすることができ
る。 以上述べたような或いは他の本発明の目的、特
徴及び利点は以下に述べる好適実施例の説明から
より一層明らかになるものと思う。

【図面の簡単な説明】

第１図は広い範囲の、及び、好適なAl及びMo
の組成を示すグラフである。 第２図は結晶の方向の関数として本発明に基く
合金のクリープ特性を示すグラフである。 第３図は本発明に基く単結晶物品と従来技術に
基く単結晶物品に於けるラーセン−ミラー
（Larsen−Miller）パラメータの比較（１％クリ
ープ）を示すグラフである。 第４図は、本発明に基く合金と二つの従来技術
に基く合金について100時間で１％のクリープを
生ずるに要する応力を温度の関数として示すグラ
フである。 発明を実施するための最良の形態 以下に於て単に％により示されているものは全
て重量％であるものとする。 本発明は高温下に於て優れた機械的性質を有す
る単結晶物品を製造するために互いに組合せて用
いることのできる合金組成及びその処理方法に関
する。 (1) 合金の組成 基本となる合金はNi−Mo−Al系合金に基く
比較的に単純なものである。広範囲及び好適な
組成の範囲が表１に示されている。

【表】 表１に含まれている情報は第１図にも示され
ている。後記するようにAiの代わりにTaを原
子％の基準で代用することができる。従つて
Alに関する値は当業者には周知である適当な
変換係数を掛けることによりAl＋Taのレベル
を示すものとすることができる。線Ａ−Ｂの上
側の組成は均質化不可能であり、線Ｂ−Ｃの右
側の領域の組成は自由Moを含み、機械的性質
が良くない。自由Moを含む合金とそうでない
合金との間の溶解度曲線は線Ｂ−Ｃの近傍にあ
る。合金の最も良い性質は、その組織がこの境
界線に近接し且その左側に位置する領域にある
場合に得られる。第１図に於ける好適な組成範
囲はこのような基準を満たす合金組成を示して
いる。 これらの組成の範囲は特に米国特許第
3655462号、同第4012241号及び同第4111723号
明細書に開示されている合金など他の合金をも
含んでいる。しかしながら本発明によれば、或
る合金と或る処理過程とを併用することにより
予期しない機械的特性は達成される。基本とな
る三元合金（Ni−Mo−Al）は高温下に於て短
期的には良好な機械的特性を有するが、不安定
な微細組織を有するためにその機械的特性が劣
化しがちである。この不安定性は、高温に長期
間置かれると結晶粒界に大量のγ′粒子が生成し
結晶粒界に於ける機械的性質が低下することに
起因する。しかしながらこの基本的な合金も或
る特定の用途には充分である。即ち、この合金
に約12重量％以下のTaを加えることにより、
γ′相をその粗大化を抑制して安定化させ、また
長期的な機械的特性を大幅に改善することがで
きる。Taは比較的高い密度を有する元素であ
り、Taを合金に加えると合金の密度が高くな
る。その適量の範囲は約４〜10％である。Ta
はAlに置換すべきものであつて、合金にTaを
加えた場合には、Ta及びAlの原子％が表１及
び第１図に示されている限度内となるよう、そ
の加えられたTaの原子％に応じてAlの含有量
を減らす必要がある。 このような組成の合金内に存在する主な相は
γ相及びγ′相である。γ相（ニツケルの固溶
体）は約40〜70体積％のγ′相（Ni₃Al）の粒子
を含むマトリツクス相である。 この合金はγ′相がγ相内に溶解し始めるγ′溶
解温度を有することを特徴としている。γ′溶解
温度は1271〜1338℃（2320〜2440〓）の範囲で
ある。この種の合金の凝固温度及び液化温度は
互いに近接しており、約1288〜1354℃（2350〜
2470〓）の範囲にある。合金の凝固温度がγ′の
溶解温度よりも高いので、その合金自体が溶融
し始めてその特性が劣化することなく溶体化処
理を行なうことができる。 炭素は、炭化物がクリープの際の空乏形成の
核となり、疲労破壊の際のクラツクの開始点と
なるので、有害である。加うるに炭素は融点を
下げ、熱処理をより困難にし、間接的に最終的
な機械的性質に対して悪影響を及ぼす。従つて
炭素の含有量を100ppm以下とするのが好まし
く、50ppm以下とするのが更に好ましい。 それぞれ約６％以下のCb、Ti及びＶ及びそ
の混合物を、同一原子％のAlと置換させるこ
とができ、またTaと共に用いることができる。
Ta、Cb、Ti及びＶの総量は、原子％でAlの公
称％値の半分を越えてはならない。同様に、
Moの約半分までを同一原子％のＷ若しくはRe
に置換させることができる。用途によつて、10
％以下のCr及び５％以下のCoを添加すること
もできるが、これらの元素を多量に用いると有
害な相の形成を惹起することがある。 (2) 凝固 二つの方向性凝固即ちデンドライト的方法及
び平滑界面（plane front）凝固法を用いるこ
とができる。デンドライト的凝固法は超合金の
方向性凝固のための普通の方法であり、その詳
しい内容については単結晶の方向性凝固につい
ての記載がある米国特許第3494709号明細書を
参照されたい。デンドライトの成長は中程度の
成長速度（固液界面の移動速度）及び中程度の
温度勾配（固液界面に於ける温度勾配）の条件
下に於て生じる。本明細書に記載されている合
金については、Ｇ／Ｒ値が2.07℃・cm^-2・時間
（24〓・インチ^-2・時間）という小さい値の場
合でもデンドライトの凝固がうまく行なわれ
る。 デンドライトの凝固過程はある一定の温度範
囲内に於て生じ、まず固相から液相中に突出し
た突起（デンドライトと呼ばれる）が凝固によ
つて生成する。次いでデンドライト間に存在す
る液体が凝固する。デンドライトとデンドライ
ト間に位置する液体とはそれぞれ異なる組成を
有しており、現実的な時間範囲内でこれらを拡
散により均質化し得る可能性は、デンドライト
間の間隔と合金の凝固温度とに支配される。実
験によれば、デンドライト間の間隔の二乗は一
定温度勾配を有する固液界面の移動速度に反比
例することが解つた。ある溶解温度に於ては、
ある均質レベルに達するのに要する時間はデン
ドライト間の間隔の二乗に比例する。このよう
な関係から、デンドライトの凝固後に於ける均
質化に要する時間は凝固速度に反比例すると考
えられる。凝固温度が高いことにより高温に於
て均質化することが可能な本発明に係る合金に
於ては、デンドライトの凝固が１時間当り25.4
cm（10インチ）の速度で行なわれた材料は約10
時間で効果的に均質化され得るが、１時間当り
12.7cm（５インチ）の速度で凝固された材料に
ついて同様の均質化レベルを達成するためには
約20時間を要する。20時間というのは経済的に
行ない得る均質化過程の上限と考えられるた
め、凝固速度（即ち固液界面の移動速度）が約
１時間当り12.7cm（５インチ）よりも大きいこ
とが望ましい。 平滑界面凝固過程の場合には、極めて高い温
度勾配及び極めて小さい成長速度を採用するこ
とによつてデンドライトの形成が抑制される。
本発明に係る合金の場合には、温度勾配が109
℃／cm（500〓／インチ）のオーダーであり且
成長速度が1.27cm／時間（0.15インチ／時間）
のオーダーであることが必要であると考えられ
る。平滑界面凝固過程の利点は、ミクロ偏析、
特に高融点金属のミクロ偏析が効果的に回避さ
れ従つてγ′相の溶解しか必要でないので、その
後の熱処理を短時間のうちに行ない得るという
ことである。但しこの利点は、凝固時間が長く
なるという欠点の裏腹の関係にある。 (3) 均質化／溶体化 本発明に基く組成を有する合金の特異な性質
は、主にそれが高融点金属によりほぼ飽和して
いることの結果として得られるものである。合
金が飽和に近いほど、その特性が優れている。
しかしながら高融点金属の含有量が飽和点以上
になると、特に延性などの機械的特性に対し極
めて好ましくない高融点金属を多量に含む余計
な相が形成される。 本発明に係る合金のようなニツケル基合金は
前記したようにデンドライトの形成を伴いつつ
凝固する。そのため凝固した合金が化学的に不
均一となり、この化学的に不均一な領域は前記
したようなデンドライト間の間隔と関係があ
る。デンドライト間の領域は高融点金属を高い
割合で含有している。微細なγ′組織を形成する
ために超合金を均質化することは従来より知ら
れている。γ′相はNi₃（Al、Ti）により表され
る組成を有している。γ′を制御すべく多くの合
金を均質化するに当つては、アルミニウム及び
チタンの分布を比較的均質にする必要がある。
アルミニウム及びチタンは高温下に於てニツケ
ル中に比較的急速に拡散し得る原子であるの
で、これはそれはど困難なことではない。モリ
ブデン或いは他の高融点金属はアルミニウム及
ひチタンと比べると比較的緩やかに拡散し、従
つてアルミニウム及びチタンについて化学的な
均質性を達成するための熱処理ではこのような
高融点金属について化学的な均質性を達成する
ことができない。 高融点金属をも均質化されねばならない本発
明に基づく合金の組成に於ては、高融点金属元
素の偏析レベルをその初期値の１％に減少させ
るのに要する時間は次の式により表される。 t_0.01＝0.12λ²／Ｄ この式に於てλは偏析波長即ちデンドライト
間の間隔を示し、普通役0.025cmであり、Ｄは
熱処理温度に於ける高融点金属元素の拡散係数
である。ニツケル中に拡散るる場合に於けるモ
リブデンの拡散係数Ｄの値は次の式により与え
られる。 Ｄ＝0.86・−64400／2T（Ｔ＝温度〔〓〕） 本発明に基く合金組成については、この範囲
のλを用いることにより、1316℃（2400〓）に
於ける熱処理を16時間行なうことにより偏析を
約99％減少させることができる。より普通であ
る４時間の熱処理を用いた場合、偏析は70％減
少するのみである。この種の合金のための熱処
理温度は1304〜1321℃（2380〜2410〓）であ
り、これはそれぞれγ′相溶解温度及び溶融開始
温度にそれぞれ相当する。 一般に超合金については次の関係式が成立す
る。 λ²G⁴V＝一定 但しλはデンドライト間の間隔であり、Ｇは
温度勾配であり、Ｖは凝固速度である。従つて
温度勾配Ｇが一定である場合には、λは凝固速
度Ｖの平方根に反比例する。従つて凝固温度の
変化はデンドライト間の間隔に対して比較的小
さな影響を及ぼすのみである。これらの式を実
験の結果と考え合わせると、高融点金属につい
ての有効な均質化に要する時間は、およそ127
をcm／時間にて表された凝固速度で除算した値
（50をインチ／時間にて表された凝固速度で除
算した値）であるという実用的なガイドライン
が得られる。 第６図は溶体化による均質化過程を模式的に
示している。この合金の全体としての、即ち平
均の高融点金属含有量は、高融点金属に富む相
が析出するようなレベルを若干下回るような値
である。鋳放し状態に於ける本発明に基く合金
に於ては、デンドライト間の領域は高融点金属
に富んでおり、使用中に好ましくない高融点金
属に富む相の析出が起きるようなレベルよりも
はるかに高い割合で高融点合金を含んでいる。
従つて特別な防止策を施さない限り、或る期間
使用した後にはデンドライト間の領域に好まし
くない高融点金属の析出現象が生じる。 例えば４時間といつた従来からある溶体化熱
処理により高融点金属の偏析レベルのピークを
かなり下げることができるが、それを析出レベ
ル以下に完全に下げることはできない。 より長い時間に亙つてより完全に熱処理を行
なうことによつて初めて、合金の全体に亙つて
高融点金属のレベルが析出を起こすレベル以下
になるような組成の均質化が行なわれる。一般
に鋳放し状態に於ける高融点金属の偏析を少な
くとも約90％減少させることが必要である。勿
論合金の全体としての高融点金属の含有量が析
出レベルに近ければ近い程、その析出を防止す
るために必要な均質化の度合が大きくなる。 前記したように高融点金属成分に対するほぼ
完全な均質化が達成できないと、使用中に延性
に関して不都合な結果を生じさせるNi、Moな
どの高融点金属に富む組織が形成される。 (4) 冷却 熱処理過程の最終過程として、物品を例えば
260℃（500〓）などの低温に急速に冷却する必
要がある。急速な冷却を行なうことにより、
γ′相が大きく成長すること防止される。大量の
γ′相粒子が生成することを抑制することによ
り、次の段階でγ′相の制御された成長を図るこ
とができる。 冷却は部材を室温下の静止した空気中に於て
冷却する際に得られるような冷却速度若しくは
それ以上の速度を以て行なわれることが好まし
いが、より一層急速な冷却が更に好ましい。
Ni−Al−Mo−Taからなる単結晶物品を1316
℃（2400〓）の温度から水焼入れを行なつても
クラツクが発生しないことが解つた。冷却過程
の後には、物品は高融点金属による過飽和状態
になる。γ′相の核の生成を完全に抑制すること
は困難であるが、γ′相の量をγ′の平衡量よりも
小さくすることはできる。 (5) 時効処理 このようにして製造された過飽和状態の物品
は、約816〜1149℃（1500〓〜2100〓）の温度
に例えば１〜20時間の如く、γ′相の成長を抑制
し得るに充分な時間に亙つて再加熱される。時
効処理の過程は保護膜の形成などの他の処理過
程と組合せて適宜に行なわれてよい。 実験によれば、時効処理過程中に形成された
γ′相は極めて安定であつて、高温下に長時間曝
されても粗大化しないことが解つた。γ′粒子が
均一的に粗大化しないようにするためには組成
を均質化することが重要である。組成が均質で
ないと、局部的な粗大化が起こり、部材の全体
的な性質に対して悪影響を及ぼすような脆弱な
領域が生成してしまう。 (6) 物品の性質 このようにして製造された物品は独得且有用
な性質を有している。この物品は、少なくとも
γ′粒子の大きさの点に於て化学的に極めて均質
である。γ′相は熱的に安定である。時効処理を
経た後の物品はγ′粒子を取囲む転位のネツトワ
ークを有しており、小さなクリープ速度を達成
する上でこのような転移のネツトワークが部分
的に貢献していると考えられる。最終的には物
品は高融点金属にて過飽和とされた状態とな
り、恐らくこのような強化元素による過飽和が
物品の優れた機械的性質に大きく寄与している
ものと考えられる。 前記したような範囲の組成を有する合金を様々
な条件下に於て試験を行なつた。この合金は
MMT 143と呼ばれ、5.8％のAl、14.3％のMo、
６％のTa及び残部Niを含んでいる。比較のため
に合金Mar Ｍ 200からなる単結晶試験片につい
ても試験を行なつた。この合金は９％のCr、５
％のAl、２％のTi、12.5％のＷ、１％のCb及び
残部Niを含んでいる。MMT 143の試験片は１
時間当り25.4cm（10インチ）の速度でデンドライ
トを形成するよう凝固され、1299℃（2370〓）の
温度で10時間溶体化処理され、1079℃（1975〓）
で４時間そして871℃（1600〓）で24時間時効処
理された。 これらの単結晶試験片は［100］、［110］及び
［111］などの異なる結晶の方向を有するものから
なるものとした。試験結果から明らかなように、
［111］の結晶の方向を有するものが好ましい。主
応力の方向が結晶の［111］の方向に対して約5°
の範囲にある場合に最も良い結果が得られた。 第２図は本発明に基き製造された合金（MMT
143）の1034℃（1900〓）／2111Kg／cm²（30ksi）
に於けるクリープ特性を結晶の方向の関数として
示している。［100］及び［110］の結晶の方向を
有する試験片はいずれも約110時間後に破壊し、
［100］の結晶の方向を有する試験片は［110］の
結晶の方向を有するものの延性（５％）よりも大
きな延性（26％）を示した。［111］の結晶の方向
を有する試験片が最も興味深い挙動を示した。
［111］の結晶の方向を有する試験片についての試
験を現実的な時間内に終了させるために、1038℃
（1900〓）の温度に275時間加熱した後に試験温度
を1066℃（1950〓）に上昇させた。このように温
度を上昇させた後でも、破壊までに更に125時間
（全体として400時間）を要した。破壊の際に於け
る延びが13％もあつたことは優れた延性を有して
いる証拠である。次いで別の［111］の結晶の方
向を有するMMT 143の試験片について1034℃
（1900〓）／2111Kg／cm²（30ksi）に於ける破壊試
験を行なつた。破壊に至るまでの寿命は1080時間
であつて、破壊時に於ける延びは約12％であつ
た。 また［111］の結晶の方向を有する試験片は約
９×10^-6cm／cm／時間（インチ／インチ／時間）
という極めて低いクリープ速度を示した。今まで
に知られている限りの他の金属物質でこのような
過酷な試験条件下でこのような小さなクリープ速
度を示すものは知られていない。［100］及び
［110］の結晶の方向を有する試験片のクリープの
定常速度はそれぞれ1.1×10^-4及び３×10^-5cm／
cm／時間（インチ／インチ／時間）であつた。こ
れらのクリープ沿度も他の公知の単結晶に比べれ
ばかなり優れてはいるが、［111］の結晶の方向を
有する試験片のクリープの速度には及ばない。 このような1038℃（1900〓）に於ける結晶の方
向についての異方性は新規であり全く予想されな
いことであつた。公知技術に於ては、従来のニツ
ケル基超合金（特にMar−Ｍ−200）を調べてみ
たところ、例えば649〜760℃（1200〜1400〓）と
いつた低温乃至は中程度の温度下に於て顕著な異
方性を示すことが知られていたが、例えば927℃
（1700〓）以上の高温に於てはこのような異方性
が現れないことが知られている。このように本発
明に基く合金の物品は第２図に示されているよう
に1038℃（1900〓）に於て顕著な異方性を示す。
即ち1038℃（1900〓）の温度下に於て［111］の
結晶の方向を有する試験片は、［100］の結晶の方
向を有する試験片に比べて９倍も長いクリープに
対する寿命を有している。 これらのクリープ曲線は、本発明に基く超合金
からなる物品が更に別の独得且有用な性質を有す
ることをも示している。これらの物品は二次的な
クリープが開始する前にはそれほど大きな一次ク
リープを生じない。このことは、かかる合金から
なる物品が試験或いは使用に供された後極めて迅
速に非常に安定であり且変形率の小さい状態に達
する点に於て重要且有用である。一次クリープが
殆ど存在しないことは電子顕微鏡による観測結果
により確かめられた。従来からある超合金に於て
は、二次クリープは転移ネツトワークの存在を原
因としている。このよう公知の超合金に於ける転
位のネツトワークは一次クリープの間に形成さ
れ、一端形成されると更に転位が運動するのを妨
げるようになる。一方本発明に基く物品に於て
も、同様の転位ネツトワークが溶体化−均質化処
理及びその後の1079℃（1975〓／４時間の熱処理
が行なわれた後にγ−γ′の界面に形成されること
が観察される。このように本発明に基く超合金に
於ては、転位ネツトワークが熱処理の間に形成さ
れ一次クリープの段階がほぼ完全にバイパスされ
る。 比較のために［100］の結晶の方向を有する合
金MAR Ｍ 200の単結晶試験片を同一の試験条
件下で試験したところ、概ね約15時間の後に破壊
し、本発明に基く［100］の結晶の方向を有する
合金の試験片が約８倍長い寿命を有することが解
つた。 第３図は色々な時間と温度との組合せについて
１％クリープに達するのに必要な応力の大きさを
示すラーセン−ミラー（Larsen−Miller）プロ
ツトを示している。このグラフには、［100］の結
晶の方向を有する従来の合金Mar Ｍ 200の単結
晶試験片についての曲線と、本発明に基く物品
（MMT 143）の二つのデータ点とが示されてい
る、これらのデータ点を得るための試験は2111
Kg／cm²（30ksi）に於て行なわれたものである。
982℃（1800〓）の温度及び2111Kg／cm²（30ksi）
の負荷により単結晶合金MAR Ｍ 200に対して
行なつたクリープ試験の結果、40時間で１％のク
リープが起きた。同一温度及び応力条件下に於
て、［111］の結晶の方向を有するMMR 143の試
験片は１％のクリープを起こすのに5500時間を要
し、寿命が135倍に延びた。そして同様に１％の
クリープを40時間で行なうためには1104℃（2020
〓）といつた更に高い温度が必要であつた（温度
について122℃（220〓）の改善）。［100］の結晶
の方向を有するMMT合金は982℃（1800〓）に
於て破壊に約600時間を要し（150倍の改善）、そ
して40時間で破壊するには1049℃（1920〓）とい
う高温を要した（温度について67℃（120〓）の
改善）。これらの試験結果は何れも公知合金より
も優れた性質を示しており、本発明に基く合金か
らなる物品の優秀さが立証された。 第４図は、本発明に基く合金及び従来技術に基
く合金からなる物品について、100時間で１％の
クリープを惹起こすのに要する応力を温度の関数
として示している。この数字は本発明に関するも
の以外については米国特許第3617397号明細書か
ら引用されたものである。Mar Ｍ 200合金につ
いては前記したが、Ni−Mo−Al合金は18％の
Moと８％のAlとを含み、方向性凝固されたもの
であるが熱処理はなされていない。本発明に基く
合金からなる物品が優れていることはこのことか
らも明らかである。本発明に基く合金の物品は、
熱処理がなされていないNi−Mo−Al合金に比べ
て１％のクリープを起こすのに約2.5倍の応力を
必要とする。これは、本発明に基く合金からなる
物品を製造する際に行なわれる処理の有効性を明
瞭に示している。 第５図は溶体化処理の重要性を示している。第
５図に示されている試験片はMMT 143の組成と
［100］の結晶の方向を有している。「溶体化＋時
効」の表示が付されている曲線は1299℃（2370
〓）に於て溶体化処理され、焼入れされ、次いで
1079℃（1975〓）の温度で４時間そして871℃
（1600〓）の温度で24時間時効処理された試験片
のクリープ挙動を示している。「鋳放し状態、溶
体化せず」という表示が付されている曲線は、溶
体化処理されなかつた試験片の挙動を示してい
る。これらの挙動の差異は顕著であつて、溶体化
処理の必要性を明瞭に示している。 第５図に示されている溶体化処理された試験片
は10時間溶体化処理されている。同じ温度で４時
間或いは20時間溶体化処理された試験片もほぼ同
様な挙動を示す。溶体化処理されたが時効処理さ
れていない試験片についても1043℃（1900〓）の
温度及び2111Kg／cm²（30ksi）の負荷にてクリー
プ試験を行なつたが、その定常クリープ速度は８
×10^-5cm／cm／時間（インチ／インチ／時間）で
あることが解つた。 以上本発明を好適実施例について説明したが当
業者であれば本発明の概念から逸脱することはな
く種々の変形変更を加えて本発明を実施し得るこ
というまでもない。