"多結晶質ミクロ組織を有するガンマプライムニッケル基合金であって、10.00~22.0重量のコバルト、10.0~14.0重量のクロム、4.0~6.0重量のタンタル、2.0~4.0重量のアルミニウム、2.0~6.0重量のチタン、1.5~5.0重量のタングステン、1.5~5.0重量のモリブデン、1.0~3.5重量のニオブ、0.05~0.6重量のハフニウム、0.02~0.10重量の炭素、0.01~0.40重量のホウ素、0.02~0.10重量のジルコニウムから成り、残部が本質的にニッケル及び不純物であり、チタン:アルミニウム重量比が0.7~1.5である、合金。4.6~5.6重量のタンタルを含有する、請求項1記載のガンマプライムニッケル基合金。0.20~0.6重量のハフニウムを含有する、請求項1記載のガンマプライムニッケル基合金。17.0~19.0重量のコバルト、11.0~14.0重量のクロム、4.6~5.6重量のタンタル、2.6~3.8重量のアルミニウム、2.5~3.7重量のチタン、2.5~4.5重量のタングステン、2.0~5.0重量のモリブデン、1.3~3.2重量のニオブ、0.20~0.60重量のハフニウム、0.03~0.08重量の炭素、0.02~0.04重量のホウ素、0.03~0.08重量のジルコニウムから成り、残部がニッケル及び不純物であり、チタン:アルミニウム重量比が0.98~1.18である、請求項1記載のガンマプライムニッケル基合金。合金の多結晶質ミクロ組織が、ガンマプライムのセル状析出物及びガンマプライムのより微細な析出物を含有し、セル状析出物が、発生源から外側に向かって放散するガンマプライムアームを含んでおり、その結果として、セル状析出物が渦巻状境界を有し、より微細なガンマプライム析出物がセル状析出物のアーム間に分散している、請求項1記載のガンマプライムニッケル基合金。セル状析出物が合金の粒界に主に位置しており、そのガンマプライムアームが、それらが位置している粒界を歪める、請求項5記載のガンマプライムニッケル基合金。より微細なガンマプライム析出物が立方体状又は球状である、請求項5記載のガンマプライムニッケル基合金。約5~約12体積パーセントのセル状析出物及び約43~約50体積パーセントのより微細なガンマプライム析出物を含有する、請求項7記載のガンマプライムニッケル基合金。請求項1記載のガンマプライムニッケル基合金から形成された、ガスタービンエンジンの回転部品。タービンディスク又は圧縮器ディスクである、請求項9記載の回転部品。請求項1記載のガンマプライムニッケル基合金を加工する方法であって、合金に熱間加工及び熱処理を行って、ガンマプライムのセル状析出物と、その多結晶質ミクロ組織内のガンマプライムのより微細な析出物都を含有させることを含み、セル状析出物が、発生源から外側に向かって放散するガンマプライムアームを含んでおり、その結果として、セル状析出物が渦巻状境界を有し、より微細なガンマプライム析出物が、セル状析出物のアーム間及び粒内の全域に分散している、方法。セル状析出物が合金の粒界に主に位置しており、そのガンマプライムアームが、それらが位置している粒界を歪める、請求項11記載の方法。より微細なガンマプライム析出物が立方体状又は球状である、請求項11記載の方法。合金が、約5~約12体積パーセントのセル状析出物及び約43~約50体積パーセントのより微細なガンマプライム析出物を含有する、請求項11記載の方法。多結晶質ミクロ組織を有する構成部品を作製する方法であって、10.00~22.0重量のコバルト、10.0~14.0重量のクロム、4.0~6.0重量のタンタル、2.0~4.0重量のアルミニウム、2.0~6.0重量のチタン、1.5~5.0重量のタングステン、1.5~5.0重量のモリブデン、1.0~3.5重量のニオブ、0.05~0.6重量のハフニウム、0.02~0.10重量の炭素、0.01~0.40重量のホウ素、0.02~0.10重量のジルコニウムから成り、残部は本質的にニッケル及び不純物であり、チタン:アルミニウム重量比が0.7~1.5であるガンマプライムニッケル基合金を熱間加工することにより、第1の領域及び第2の領域を有した物品を形成すること、物品をガンマプライムニッケル基合金のスーパーソルバス温度まで熱処理して、ガンマプライム析出物をガンマプライムニッケル基合金中に溶体化すること、及び次いで、物品を、約30~約170°C/分の速度で、スーパーソルバス温度から約870°C以下の温度まで冷却することを含み、ここで、物品がガンマプライムのセル状析出物と、その多結晶質ミクロ組織内のガンマプライムのより微細な析出物とを含有し、セル状析出物が、発生源から外側に向かって放散するアームを含んでおり、その結果として、セル状析出物が渦巻状境界を有し、より微細な析出物が、セル状析出物のアーム間に分散しており、セル状析出物がガンマプライムニッケル基合金の粒界に主に位置しており、セル状析出物の渦巻状境界が、それらが位置している粒界を歪める、方法。ガンマプライムニッケル基合金が4.6~5.6重量のタンタルを含有する、請求項15記載の方法。ガンマプライムニッケル基合金が0.20~0.60重量のハフニウムを含有する、請求項15記載の方法。ガンマプライムニッケル基合金が、17.0~19.0重量のコバルト、11.0~14.0重量のクロム、4.6~5.6重量のタンタル、2.6~3.8重量のアルミニウム、2.5~3.7重量のチタン、2.5~4.5重量のタングステン、2.0~5.0重量のモリブデン、1.3~3.2重量のニオブ、0.20~0.60重量のハフニウム、0.03~0.08重量の炭素、0.02~0.04重量のホウ素、0.03~0.08重量のジルコニウムから成り、残部がニッケル及び不純物であり、チタン:アルミニウム重量比が0.98~1.18である、請求項15記載の方法。より微細なガンマプライム析出物が立方体状又は球状である、請求項15記載の方法。ガンマプライムニッケル基合金が、約5~約12体積パーセントのセル状析出物及び約43~約50体積パーセントのより微細なガンマプライム析出物を含有する、請求項15記載の方法。請求項15記載の方法によって形成された、ガスタービンエンジンの回転部品。タービンディスク又は圧縮器ディスクである、請求項21記載の回転部品。ガンマプライムニッケル基合金であって、合金が、ガンマプライムのセル状析出物を含有する多結晶質ミクロ組織を有し、セル状析出物が扇状部分を有し、セル状析出物の少なくとも幾つかが、合金の粒界に位置しており、その扇状部分が、それらが位置している粒界を歪める結果、300秒ドゥエル及び約22MPa√mの最大応力度を用いて、約760°Cの温度において、ドゥエル疲労亀裂進展試験を実施した際に、約2.5x108~約1.3x107mm/sのドゥエル破壊亀裂進展速度がもたらされる、合金。本発明は、クリープ及びドゥエル疲労亀裂進展挙動を含めた、改善された高温ドゥエル性能を示すガンマプライムニッケル基超合金、及びそれから形成された構成部品を提供する。本発明の第1の態様によれば、ガンマプライムニッケル基超合金は、10.00~22.0重量のコバルト、10.0~14.0重量のクロム、4.0~6.0重量のタンタル、2.0~4.0重量のアルミニウム、2.0~6.0重量のチタン、1.5~5.0重量のタングステン、1.5~5.0重量のモリブデン、1.0~3.5重量のニオブ、0.05~0.6重量のハフニウム、0.02~0.10重量の炭素、0.01~0.40重量のホウ素、0.02~0.10重量のジルコニウムを含有し、残部が本質的にニッケル及び不純物であり、チタン:アルミニウム重量比は0.7~1.5である。本発明の第2の態様によれば、上述したガンマプライムニッケル基超合金は、熱間加工して熱処理すると、ガンマプライムのセル状析出物と、ガンマプライムのより微細な不連続体状析出物とを含有するようになる。セル状析出物は、発生源から外側に向かって放散するアームを含んでおり、その結果として、該セル状析出物は、渦巻状境界を有する。より微細な不連続体状析出物は、セル状析出物のアーム間に分散する傾向があり、一般には、粒内の全域に存在する。本発明の第3の態様によれば、熱間加工及び熱処理を行って、上述のガンマプライムニッケル基超合金に上述のガンマプライムのセル状析出物を含有させることを含む方法が提供される。該方法は、該超合金を熱間加工して物品を作製し、該物品を該超合金のスーパーソルバス温度まで加熱して物品内のガンマプライム析出物を溶体化し、次いで、物品を約55°C/分約100°F/分以上の速度でスーパーソルバス温度から約1600°F約870°C以下の温度まで冷却することを含む。本発明の別の態様は、上述したガンマプライムニッケル基超合金から形成された構成部品であり、その例としては特に、ガスタービンエンジンのタービンディスク及び圧縮器ディスク及びブリスクが挙げられる。本発明の顕著な利点は、セル状ガンマプライム析出物により、超合金が鋸歯状又は渦巻状の不規則的粒界を有するようになって、該合金が示す望ましい疲労亀裂進展抵抗性の一因になると考えられている蛇行した又はジグザグ状の粒界破壊経路が生じることである。この不規則的粒界は、並でなく明瞭であり、外観的には、粒界で分けられた粒子間に機械的絡み合いを生じさせるように見える。とりわけ、不規則的粒界は、鋸歯状又は渦巻状の不規則的粒界を生成するのに通常利用する、前述した先行技術の熱処理スケジュールを複雑にすることなく生成され得る。特に、本発明の不規則的粒界は、初期における緩やかな冷却速度の制御及び液温からの高温保持を用いなくとも得ることができる。上述のセル状ガンマプライム析出物を含有するように加工した場合、本発明の超合金により、クリープと疲労亀裂進展抵抗性の両方の改善を含む、1200°F約650°C以上の温度における高温ドゥエル特性の釣り合いのとれた改善の可能性がもたらされる。本超合金は、良好な製造効率及び良好な熱安定性を有するという特徴もある。他の特性に対する改善も同様に可能であると考えられており、粉末冶金技術及び熱間加工技術を用いて適切に加工した場合は特段である。本発明のその他の態様及び利点は、下記の詳細な説明によってさらに深く理解されよう。本発明は、多結晶質ミクロ組織を有するように熱間加工例えば鍛造操作して作成した構成部品に特に適した、ガンマプライムニッケル基超合金を対象としている。このような構成部品の特定な例は、ガスタービンエンジン用の高圧タービンディスク10として図1に示されている。本発明はディスク10の加工と関連させて論述するが、当業者ならば、本発明の教示及び利益が、ガスタービンエンジンの圧縮器ディスク及びブリスク、並びに、高温において応力を受けるため高温ドゥエル性能が必要になるその他の構成部品に対しても同様に応用できることは理解されよう。図1に示したディスク10は通常、外側リム12、中心ハブ又はボア14、及び、リム12とボア14との間にあるウエブ16を備える。リム12は、公知の慣例に従ってタービンブレード図示せずを取り付けられるように構成されている。貫通孔の形態になっているボア穴18は、ディスク10をシャフト上に装着させられるようにボア14の中心に位置しており、この結果、ボア穴18の軸がディスク10の回転軸と一致する。ディスク10は一体鍛造品であり、限定を加えるわけではないが高バイパスガスタービンエンジン、例えばGeneralElectricCompany製のものを含む航空機エンジン内に使用されるタービンディスクの典型である。図1に示した種類のディスクは通常、粉末冶金PM、鋳造鍛造併用式加工、又は溶射鋳造型若しくは核形成鋳造型技術によって形成された微細粒状ビレットを等温鍛造することによって作製される。粉末冶金プロセスを利用する特定の実施形態では、ビレットは、熱間等方圧プレス成形HIP又は押出固化等によって超合金粉末を固化することにより、形成できる。ビレットは通常、該合金の再結晶温度又はその付近であるが該合金のガンマプライムソルバス温度よりは低い温度において、超塑性成形条件下で鍛造される。鍛造後、スーパーソルバス溶体化熱処理を実施し、その間に、粒子成長が起きる。スーパーソルバス熱処理を、該超合金のガンマプライムソルバス温度を超えるただし、溶融開始温度未満の温度で実施して、鍛造した粒状組織を再結晶させ、ガンマプライム析出物主にNi3Al,Tiを超合金中に溶解溶体化する。スーパーソルバス熱処理の後、該構成部品を適切な速度で冷却し、所望する特定の機械的特性を獲得するように、ガンマプライムをガンママトリクス内又は粒界上に再析出させる。該構成部品には、公知の技術を用いて時効を受けさせることもできる。タービンディスク10のボア14及びウエブ16は、リム12より低い動作温度を有するので、異なる特性がリム12及びボア14には必要となり、この場合、異なるミクロ組織がリム12及びボア14に関しても最適となり得る。通常、引張強度、破裂強さ、及び低サイクル疲労LCF抵抗性を増進するためボア14及びウエブ16には比較的微細な粒度が最適となるが、リム12には、クリープ、応力破断、及びドゥエルLCF、及び高温でのドゥエル疲労亀裂進展抵抗性を増進するためより粗大な粒度の方が最適となる。また、粒界特性は、動作温度が上昇して粒界破損モードが制限挙動になるにつれて重要さが増していく。粒界による駆動の挙動が制限要素になるというこのような傾向は、スーパーソルバス粗大粒子処理を一部に用いて、高温挙動の改善を促すより蛇行した粒界損傷経路を形成することにつながった。従って、粒界が鋸歯状になることで増大する潜在的な粒界損傷経路の蛇行度の程度を含む粒界因子は、ディスクリムにおいてはさらに重要なものとなる。前述したように、より先進型のエンジンに伴うより高い動作温度により、タービンディスク、特にタービンディスクリムのクリープ及びドゥエル亀裂進展特性に対しての要求が増した。リム12内のドゥエル疲労亀裂進展抵抗性は、溶体化熱処理後の冷却速度を速くしすぎないようにする、又は冷却速度を低下させる、又は焼入れすることによって改善できるが、このような改善は通常、リム12内のクリープ特性を犠牲にして得られる。さらに、ディスクリム12は通常、断面が減少するに伴って薄くなっていくので、より低い冷却速度に維持すると、それにより、ディスク熱処理スケジュール及び任意の冷却速度用取付け具又は装置の複雑さが増すことには、特に注意しなければならない。上記の問題に対処しようと努力した際、超合金組成物を、前述のニッケル基超合金のR88DT及びR104を含めた既存のニッケル基超合金に関係する望ましい高温ドゥエル性能を示すことが可能な合金形成成分及び量の同定を対象とした専有の解析予測プロセスを使用することによって同定した。このプロセスの詳細は、同時係属中の米国特許出願第12/474,580米国公開特許出願第2010/0303665号に対応するで報告されているので、ここでは繰り返さない。US2010/0303665で報告されているように、こうした解析及び予測は、タービンディスクに関する引張り、クリープ、ドゥエル保持時間亀裂進展速度、密度、及びその他の重要な又は所望の機械的特性の元素移動関数を規定するものである。この解析から、望ましい特性、特に、クリープ特性とドゥエル疲労亀裂進展速度DFCGR特性との望ましい組合せを示すような、幾つかの合金が同定された。これらの合金のうちの1つは、US2010/0303665で合金Eと呼称されていたものであり、本発明に関する超合金の基礎となっている。望ましいクリープ及びドゥエル疲労亀裂進展速度抵抗性の他にも、合金Eは、約52というガンマプライムNi,Co3Al,Ti,Nb,Taの体積百分率を特徴として有し、これは、高温、例えば1400°F約760°C以上での強度を長時間にわたって増進するのに役立つものであった。合金Eはまた、1400°F約760°Cで試験した際の約173ksi約1190MPaの極限引張強度、約136ksi937MPaの0.02降伏強度、約152ksi約1050MPaの0.2降伏強度、約20の伸び及び16の面積減少、1400°F且つ100ksi約690MPaにおいて約760°Cで試験した際の9.5時間の0.2クリープ0.2クリープまでの時間及び105.4時間の破断時間、並びに、300秒ドゥエル保持時間及び20ksi/in約22MPa/mの最大応力度を用いて1400°F約760°Cで試験した際の約5.43x10110in/sec約1.38x1018mm/sのドゥエル保持時間疲労亀裂進展速度DFCGR;da/dtを含む、望ましい機械的特性も有していた。それ自体が非常に良好なクリープ及び破断挙動を示すと考えられるR104のものより、合金Eのクリープ、破断及びDFCGR挙動が著しく良好であったことには注目すべきである。合金Eによって得た結果を利用して、広範な化学的性質、好適な化学的性質及び公称の化学的性質が以下の表Iに要約されている超合金を本発明によって同定する。より多いチタン量が大半の機械的特性に対して一般に有益であることに基づき、表Iに明記した合金のチタン:アルミニウム重量比は重要であると考えられるが、アルミニウム量がより多くなると、高温での使用に必須の合金安定性を増進する。モリブデン:モリブデンタングステン重量比もまた、この比が高温応答に関する難溶性物質含量を示し、ガンマ相とガンマプライム相との難溶性物質含量を釣り合わせることから重要であると考えられる。さらに、その他の難溶性元素と一緒になったチタン、タンタル及びクロムの量を釣り合わせて、シグマ相やイータ相等、望ましくない上に大量になると合金性能を低下させてしまう脆化相の形成を回避する。表Iに列挙した元素の他に、望ましくない特性をもたらすことなく微量のその他の合金形成成分が存在し得ると考えられる。このような諸成分及びそれらの量重量に依るは、最大2.5のレニウム、最大2のバナジウム、最大2の鉄、及び最大0.1のマグネシウムを含む。本発明の好ましい一態様によれば、表Iに記載した超合金により、高温におけるクリープと疲労亀裂進展抵抗性の両方の改善を含む、釣り合いのとれた高温ドゥエル特性の改善の可能性がもたらされる。こうした利益を獲得するために、本発明の超合金に対して、溶体化熱処理及び焼入れを含む加工を行い、ガンマプライムのセル状析出物を含有するミクロ組織を付与する。このような析出物の1つを図2の顕微鏡写真に見ることができ、セル状析出物20は図3に略示している。図2及び図3のそれぞれに、セル状析出物が示されており、共通及びはるかに小さな発生源から放散する複数のアームを含む扇状組織を有するようになっている。図2のセル状析出物は、かなり小さくなったより微細になったガンマプライム析出物に取り囲まれているのが見られ、それらは、セル状析出物のより大型のアーム間に散在しているだけでなく、通常は粒内の至る所にも分散している。セル状析出物と比較して、より小型のガンマプライム析出物はより不連続体状になっていて、通常は立方体状又は球状であり、一般的には、ガンマプライム析出強化型ニッケル基超合金中に通常見受けられる種類、形状及びサイズになっている。より小型のガンマプライム析出物の体積分率は、セル状析出物の体積分率より大きく、典型的には、約43~約50体積パーセントの範囲である。セル状という用語は、本明細書では、当分野において矛盾がないように用いられ、即ち、ガンマプライム相のコロニーであって、該相に対して有機細胞の外観を付与するように粒界に向かって伸び出るコロニーを指す。より詳細には、ガンマプライムのセル状析出物の成長は、固体状変態の結果であり、ここで、該析出物が核となり、粒界に向かって整列するコロニーとして成長する。特定の理論に拘束されることを望むわけではないが、溶体化後の焼入れの間に、過飽和したガンママトリクスが、ガンマプライムに均一に核形成し、その核が、該扇組織形態中で粒界に向かって成長し、その好ましい低エネルギー最小曲率経路から粒界を歪ませると推測される。図3に示されたセル状析出物20は、該超合金の多結晶質ミクロ組織の2個の粒子24の間に境界22が位置するように示されている。析出物20は、基礎部分26及び扇状部分28を有し、これらは、基礎部分26を含み得る一般的発生源部位を離れていく方向に、中心部又は中心地点30から伸びている。とりわけ、扇状部分28は、基礎部分26存在している場合よりはるかに大きい。さらに、扇状部分28は、複数のローブ又はアーム32を有し、これらは、大きくてよく画定されており、渦巻状境界34を有した扇状部分28を生じさせる。二次元的に観察するとアーム32が扇状外観を析出物20に付与し、一方で、アーム32は、それらの完全な三次元的性向を観察した場合、よりカリフラワー型の形態を与える。図3では、局所的粒界22に向かって伸びており、正常ならば低エネルギー最小曲率経路になるその好ましい自然経路を歪ませている、扇状部分28のアーム32が示されている。図2で見られ図3で表されている種類のセル状析出物が十分な体積分率、例えば、少なくとも5体積パーセント、例えば約5~約12体積パーセント存在する際、超合金の粒界は、鋸歯状、渦巻状又は不規則的形状になる傾向があり、該形状によって後に、蛇行した粒界破壊経路が生じ、これは、該超合金の疲労亀裂進展抵抗性を増進するものと考えられる。特定の理論に拘束されることを望むわけではないが、セル状ガンマプライム析出物の扇状部分は、該超合金の粒界に向かって優先的に配向されるように出現し、幅広な扇領域は通常、該粒界と交差又は一致するように観察される。扇状部分の明瞭な成長は、該粒界が非常に不規則な形状になるほどにまで粒界を歪ませ、しばしば、扇状部分の輪郭を成して、粒間拘束の程度を示す形態を生じさせることには注意する。特定の粒界は、球状関節の構成に近似した形態を有することが観察されたので、扇状部分がもたらす粒界の鋸歯状化又は蛇行度の程度が大きいことを証明された。本発明の超合金は、すべてのガンマプライム析出物を溶体化する溶体化熱処理を施用した後、従来の熱処理設備で容易に達成できる速度でクールダウン又は焼入れを行うことにより、図2及び図3で示されている種類の扇状セル状析出物によって増進される、鋸歯状又は蛇行した粒界の形成が可能である。本発明の好ましい溶体化熱処理はまた、緩やかで制御下にある初期冷却速度やガンマプライムソルバス温度未満での高温保持等、歯状部形成を促進するため以前は必要であった複雑な熱処理スケジュールも必要としない。さらに、好ましい熱処理を用いて超合金中に生成した鋸歯状粒界及び蛇行した粒界では、明瞭な絡み合いが、粒界への局所的なガンマプライム析出物の単純成長によって生じたものよりもより幅広くなり、程度もより大きくなっていることが観察された。熱処理の特定の例には、適切な鍛造熱間加工プロセスを用いた超合金からの物品の作製が伴う。超合金鍛造品は、約2150°F約1180°Cの温度で溶体化し、その後、鍛造品全体を約50~約300°F/分約30~約170°C/分の速度、より好ましくは約100~約200°F/分約55~約110°C/分の速度で冷却できる。冷却は、スーパーソルバス温度から約1600°F約870°C以下の温度まで直接実施する。この結果、複数の異なる冷却速度、高温保持、及び/又はより遅くした焼入れを含む熱処理を実施して、超合金の疲労亀裂進展抵抗性を増進する必要はなくなる。本発明に至るまでの研究において、本発明の超合金のブランクを、約18重量のコバルト、約12.1重量のクロム、約5.1重量のタンタル、約3.2重量のアルミニウム、約3.1重量のチタン、約2.8重量のタングステン、約2.9重量のモリブデン、約1.5重量のニオブ、約0.4重量のハフニウム、約0.055重量の炭素、約0.025重量のホウ素、約0.055重量のジルコニウム、並びに残部のニッケル及び不可避の不純物という公称上の組成を有するように調製した。鍛造の後、すべての供試体を、約2150°F約1180°Cの温度で約60分間溶体化熱処理し、その後、幾つかの供試体を、約100°F/分又は約200°F/分約55又は約110°C/分のいずれかの速度で冷却した。速度の低下は通常、R104等の典型的なニッケル基超合金から形成したタービンディスクの引張強度及び破裂性能が望ましくないほどに低下するのを回避することに伴われ、一方で、速度の上昇は通常、リムの耐クリープ性と、R104から形成したもの等のタービンディスクのハブの特性とを増進し、同時に、好ましいドゥエル疲労亀裂進展挙動を損なうかもしれない過剰な速度になるのを回避することに伴われる。超合金の更なる他の供試体を、R104から形成されたタービンディスクの疲労亀裂進展抵抗性の増進のために示したプロセスを用いて冷却した。冷却プロセスは、約4.2°F/分約2.4°C/分の速度で約2050°F約1120°Cの保持温度まで緩やかに冷却した後、該保持温度に約15分保持し、次いで、約200°F/分約110°C/分の速度で約1600°F約870°Cの温度まで焼入れするものである。すべての供試体に対して、次いで、300秒ドゥエル保持時間及び20ksi√in約22MPa√mの最大応力度を用いて、約1400°F約760°Cの試験温度で、ドゥエル保持時間疲労亀裂進展試験を行った。この試験の結果は、図4に含まれており、図4には、比較のためにR104の履歴データも含まれている。驚くべきことに、冷却技術を使用するかどうかに関わらず、本発明の超合金から形成された供試体は、ドゥエル疲労亀裂進展に対する優れた抵抗性を示し、亀裂成長速度は、約1.0x109から約5.0x109in/secまで約2.5x108から約1.3x107mm/sまでの範囲であった。このように冷却速度依存性が存在しないのは、評価したすべての冷却速度において、扇状又はセル状ガンマプライムから粒界鋸歯が形成されることが一因になっていると考えられる。本発明の超合金から形成された供試体のミクロ組織の評価により、冷却技術に関わらずセル状ガンマプライム析出物が形成されることが示された。図2は、この試験での上述の供試体のうちの1つの顕微鏡写真である。さらに、セル状析出物が供試体の粒界に主に位置しており、セル状析出物によって粒界が歪められていて、供試体が示した優れたドゥエル疲労亀裂進展抵抗性を伴っていると結論付けた、蛇行した粒界破壊経路が生じていたことが観察された。表Iの広範な範囲の化学的性質を有するように作製した4つの更なる合金を、上述した研究の合金について説明したのと本質的に同じ方法によって同様に調製すると、これら更なる供試体のそれぞれが、程度が異なる、該研究の合金中に観察されたセル状析出物を示した。以上から、疲労亀裂進展抵抗性は、扇状セル状ガンマプライム析出物の存在によって駆動される粒界形状変化を経て改善でき、且つ、このような析出物は、100°C/分を超える冷却速度を含む、幅広い範囲の冷却速度によって化学的駆動ができ、これらは通常、ドゥエル疲労亀裂進展特性の低下ではなく、耐クリープ性の改善に伴われると結論した。セル状析出物に関する組成的基礎は、超合金のタンタル含量及びチタン含量が特に高いことに起因し得ると考えられる。一般に、タンタルは、少なくとも4.0重量パーセントの量が必要になると考えられ、疲労亀裂進展特性を増進するのに十分な量のセル状析出物を形成するためには、チタン量は、少なくとも2.0重量パーセント、より好ましくは少なくとも2.5重量パーセントが必要になる。ガンマプライムニッケル基超合金に関した特定の組成物、プロセス及び特性を含む特定の実施形態の観点から本発明を説明してきたが、本発明の範囲は下記の特許請求の範囲によってのみ制限されよう。"