JP2022047024A - 造形体製造方法、中間体および造形体 - Google Patents
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Abstract
【課題】クリープ特性に優れた造形体を製造することができる造形体製造方法を提供する。【解決手段】造形体製造方法は、ガンマプライム析出強化型Ni基合金からなるパウダーを用いたパウダーベッドフュージョンにより中間体を作製する作製工程と、中間体を熱処理する熱処理工程と、を含む。Ni基合金は、質量百分率で、7.0~17.0%のCr、7.0~12.0%のCo、5.0~8.0%のAl+Ti、2.0~12.0%のW、1.5~4.4%のNb+Ta、2.3%以下のMo、0.3%以下のC、2.0%以下のHf、0.2%以下のZrを含有する。作製工程においては、パウダーからなる層上に互いに平行な複数の走査線に沿ってレーザを照射する際に、それらの走査線の間隔をレーザスポット径で割ったときの値を0.6以上1.1以下とする。【選択図】図1
Description
本発明は、造形体を製造する方法、ならびにその方法の途中段階および最終段階で得られる中間体および造形体に関する。
従来から、Ni基合金からなるパウダーを用いたパウダーベッドフュージョンにより中間体を作製し、この中間体を熱処理することにより造形体を製造する方法が知られている(例えば、特許文献1参照)。このような製造方法で製造されたNi基合金からなる造形体は、例えばガスタービンエンジンなどの高温部品として使用される。
パウダーを構成するNi基合金としては、ガンマプライム析出強化型Ni基合金が用いられることがある。ガンマプライム析出強化型Ni基合金とは、熱処理によって強度強化用のガンマプライム(Ni3(Al,Ti))相が析出するように組成が調製されたNi基合金である。
上述したようなガンマプライム析出強化型Ni基合金からなるパウダーを用いた場合には、通常のパウダーベッドフュージョンではクリープ特性に優れた造形体を製造することが難しい。
そこで、本発明は、クリープ特性に優れた造形体を製造することができる造形体製造方法、およびこの造形体製造方法により得られる造形体を提供することを目的とする。
前記課題を解決するために、本発明の発明者らは鋭意研究の結果、パウダーからなる層上に互いに平行な複数の走査線に沿ってレーザを照射するパウダーベッドフュージョンにおいてそれらの走査線の間隔をレーザスポット径で割ったときの値と造形体のクリープ特性とに関連性があることを見出した。本発明は、このような観点から成されたものである。
すなわち、本発明の造形体製造方法は、ガンマプライム析出強化型Ni基合金からなるパウダーを用いたパウダーベッドフュージョンにより中間体を作製する作製工程と、前記中間体を熱処理する熱処理工程と、を含み、前記Ni基合金は、質量百分率で、7.0~17.0%のCr、7.0~12.0%のCo、5.0~8.0%のAl+Ti、2.0~12.0%のW、1.5~4.4%のNb+Ta、2.3%以下のMo、0.3%以下のC、2.0%以下のHf、0.2%以下のZrを含有し、前記作製工程において、前記パウダーからなる層上に互いに平行な複数の走査線に沿ってレーザを照射する際に、前記複数の走査線の間隔をレーザスポット径で割ったときの値を0.6以上1.1以下とする、ことを特徴とする。
上記の構成によれば、クリープ特性に優れた造形体を製造することができる。
本発明の中間体は、Ni基合金からなる、樹枝状結晶組織の柱状結晶粒を有する中間体であって、前記Ni基合金は、質量百分率で、7.0~17.0%のCr、7.0~12.0%のCo、5.0~8.0%のAl+Ti、2.0~12.0%のW、1.5~4.4%のNb+Ta、2.3%以下のMo、0.3%以下のC、2.0%以下のHf、0.2%以下のZrを含有し、前記樹枝状結晶組織の一次樹枝状結晶の枝の間隔が3μm未満であり、前記柱状結晶粒の長手方向と直交する切断面における{100}面の配向率が30%以上である、ことを特徴とする。
パウダーベッドフュージョンにより作製された中間体は、樹枝状結晶の柱状結晶粒を有する。鋳造により製造された造形体では樹枝状結晶組織の一次樹枝状結晶の枝の間隔が約40μm超えと大きいのに対し、熱源としてレーザを用いたパウダーベッドフュージョンにより作製された中間体では樹枝状結晶組織の一次樹枝状結晶の枝の間隔が3μm未満と小さい。また、上述したようにパウダーベッドフュージョンにおいて複数の走査線の間隔をレーザスポット径で割ったときの値を0.6以上1.1以下とすれば、特定切断面(柱状結晶粒の長手方向と直交する切断面)における{100}面の配向率が30%以上となる。
本発明の造形体は、Ni基合金からなる、非樹枝状結晶組織の柱状結晶粒を有する造形体であって、前記Ni基合金は、質量百分率で、7.0~17.0%のCr、7.0~12.0%のCo、5.0~8.0%のAl+Ti、2.0~12.0%のW、1.5~4.4%のNb+Ta、2.3%以下のMo、0.3%以下のC、2.0%以下のHf、0.2%以下のZrを含有し、前記柱状結晶粒の長手方向と平行な切断面上の観察範囲内の各柱状結晶粒の形状を同面積の楕円形に近似したときの短軸長に対する長軸長の比の合計値を前記観察範囲内の柱状結晶粒の数で割った値である結晶粒アスペクト比が2.70以上である、ことを特徴とする。
上述したような中間体を熱処理すると、樹枝状結晶組織が消失するものの、造形体の結晶粒アスペクト比が2.70以上となる。すなわち、この構成の造形体はクリープ特性に優れた造形体である。
本発明によれば、クリープ特性に優れた造形体を製造することができる。
本発明の一実施形態に係る造形体製造方法は、パウダーベッドフュージョンにより中間体を作製する作製工程と、作製された中間体を熱処理する熱処理工程を含む。以下、それぞれの工程について詳細に説明する。
<作製工程>
パウダーベッドフュージョンでは、ガンマプライム析出強化型Ni基合金からなるパウダーを用いる。パウダーベッドフュージョンではパウダーを溶融させる熱源が電子ビームである場合もあるが、本実施形態では熱源がレーザである。
パウダーベッドフュージョンでは、ガンマプライム析出強化型Ni基合金からなるパウダーを用いる。パウダーベッドフュージョンではパウダーを溶融させる熱源が電子ビームである場合もあるが、本実施形態では熱源がレーザである。
パウダーベッドフュージョンでは、図1に示すように、プラットフォーム1上にパウダーからなる層3を形成し、その層3上に互いに平行な複数の走査線4に沿ってレーザを照射する。レーザは、層3の表面近傍で集光するように照射される。各走査線4の位置、形状および長さは、作製すべき中間体(最終的な造形体と同一形状)の断面形状によって決定される。例えば、走査線4は、直線であってもよいし曲線であってもよい。
図1は、四角柱状の中間体を作製する例である。図1では隣り合う走査線4でレーザの走査方向が互いに逆向きであるが、全ての走査線4でレーザの走査方向が同じ向きであってもよい。
層3上へのレーザの照射によりその層3の一部または全てが溶融および固化する。その後、プラットフォーム1を層3の厚さ分だけ下げ、直前に形成した層(以下、直前層)3上にパウダーからなる新たな層(以下、最上層)3を形成し、その最上層3上に互いに平行な複数の走査線4に沿ってレーザを照射する。なお、直前層3の上に最上層3が形成された既造形部および未溶融パウダーを含むものがベッド2である。
最上層3と直前層3とでは、走査線4の向きが同じであってもよいし、異なっていてもよい。最上層3と直前層3とで走査線4の向きが異なる場合は、直前層3の走査線4に対する最上層3の走査線4の角度(以下、走査回転角)は、適宜決定可能である。例えば、図1では、走査回転角が90度である。
上記の作業を繰り返し、最後に未溶融パウダーをベッド2から取り除くことにより、中間体が作製される。このような中間体は、樹枝状結晶の柱状結晶粒を有する。また、その樹枝状結晶組織の一次樹枝状結晶の枝の間隔は3μm未満と小さい。柱状結晶粒の長手方向は、中間体の作製時の積層方向(図1の上下方向)である。
パウダーベッドフュージョンで用いられるパウダーの粒子径分布は、例えば5~75μmであるが、15~63μmであることが望ましい。各層3の厚さは、例えば、20~60μmである。
パウダーを構成するNi基合金は、Ni以外の必須成分として、質量百分率で(以下同じ)、7.0~17.0%のCr、7.0~12.0%のCo、5.0~8.0%のAl+Ti、2.0~12.0%のW、1.5~4.4%のNb+Taを含有する。このようなNi基合金としては、IN738(INはインコネル(登録商標)の略である、以下同様)、IN738LC、CM247LC、Mar-M247などがあげられる。なお、NbおよびTaに関しては、Ni基合金はNbとTaの一方を含有しなくてもよい。
各必須成分の含有量は、より望ましくは、Cr:7.0~10.0%、Co:8.0~11.0、Al+Ti:5.0~7.5%、W:8.0~11.0%、Nb+Ta:2.0~4.0%である。
Ni基合金は、その他の選択的成分として、2.3%以下(望ましくは0.2~1.0%)のMo、0.3%以下(望ましくは0.01~0.2%)のC、2.0%以下(望ましくは0.5~2.0%)のHf、0.2%以下のZrの少なくとも1つを含有してもよい。Ni基合金の上述した成分以外の残部は、Niおよび不可避的不純物である。
本実施形態では、各層3上にレーザを照射する際に、走査線4の間隔Lをレーザスポット径Dで割ったときの値(L/D)を0.6以上1.1以下とする。レーザスポット径Dとは、レーザの強度がピーク値から1/e2まで落ちた位置(換言すれば、ピーク値の約13.5%となる位置)でのビーム直径である。レーザを用いるパウダーベッドフュージョン装置には、レーザスポット径が装置ユーザにより設定できるものもあるし設定できないものもある。
レーザスポット径Dは、例えば0.02~0.20mmであるが、0.05~0.15mmであることが望ましい。走査線4の間隔Lは、例えば0.05mm~0.08mmである。望ましくは、L/Dは0.6以上0.9以下である。
レーザ走査速度は、例えば500~3000mm/sであるが、600~2000mm/sであることが望ましく、700~1500mm/sであることがより望ましい。レーザ出力は、例えば100~400Wであるが、130~350Wであることが望ましく、150~300Wであることがより望ましい。
上記のように各層3上にレーザを照射する際の走査線4の間隔Lをレーザスポット径Dで割ったときの値(L/D)を0.6以上1.1以下とすることにより、中間体の柱状結晶粒の長手方向と直交する切断面(以下、特定切断面)における{100}面の配向率が30%以上(条件によっては35%以上)となる。
ここで、「{100}面の配向率」とは、図2に示すように、測定面の法線方向(図2の上方向)と測定面内の結晶粒の{100}面の法線方向との角度差が15度以内の結晶粒が占める面積率を、EBSD(Electron Backscatter Diffraction)法により計算したものである。参考として、Ni基合金の鋳造体においては、一般に、{100}面に垂直な向きにクリープ荷重をかけると、クリープ破断寿命が長くなる。
<熱処理工程>
熱処理工程で行われる熱処理は、例えば、図3に示すように、HIP(Hot Isostatic Pressing)処理、溶体化処理および時効処理を含む。ただし、HIP処理が省略されてもよいし、HIP処理と溶体化処理の双方が省略されてもよい。
熱処理工程で行われる熱処理は、例えば、図3に示すように、HIP(Hot Isostatic Pressing)処理、溶体化処理および時効処理を含む。ただし、HIP処理が省略されてもよいし、HIP処理と溶体化処理の双方が省略されてもよい。
HIP処理では、中間体を不活性ガスで充填された炉内に投入し、炉内を所定時間だけ加熱および加圧する。不活性ガスとしては、例えばアルゴンが挙げられる。加熱・加圧時間は、例えば0.5~6時間であるが、1~5時間であることが望ましい。加熱温度は、例えば1150~1300℃であるが、1180~1260℃であることが望ましい。加圧時の圧力は、例えば80~160MPaであるが、90~150MPaであることが望ましい。
溶体化処理では、中間体を大気または真空または不活性ガス雰囲気中で所定時間加熱し、その後に冷却する。冷却方法は、空冷(ガスファン冷却を含む)、水冷、油冷のいずれであってもよい。加熱時間は、例えば0.5~6時間であるが、1~4時間であることが望ましい。加熱温度は、例えば1150~1300℃である。
時効処理では、中間体を大気または真空または不活性ガス雰囲気中で比較的に長い所定時間加熱し、その後に冷却する。冷却方法は、空冷(ガスファン冷却を含む)、水冷、油冷、炉冷のいずれであってもよい。時効処理では、加熱と冷却を繰り返してもよい。一回の加熱時間は、例えば1~48時間であることが望ましい。加熱温度は、例えば700~1200℃である。
以上の作製工程および熱処理工程により、造形体が製造される。熱処理によって樹枝状結晶組織が消失するため、造形体は非樹枝状結晶組織の柱状結晶粒を有する。
得られた造形体では、結晶粒アスペクト比が2.70以上となる。結晶粒アスペクト比は、柱状結晶粒の長手方向と平行な切断面(上述した特定切断面と直交する切断面)上の観察範囲内の各柱状結晶粒の形状を同面積の楕円形に近似したときの短軸長に対する長軸長の比の合計値を前記観察範囲内の柱状結晶粒の数で割った値である。すなわち、結晶粒アスペクト比は、次の式から求められる。なお、結晶粒アスペクト比は、5.00以下であってもよいし、4.00以下であってもよい。
本実施形態の製造方法により得られる造形体は、クリープ特性に優れた造形体である。
以下、本発明を実施例により説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。
(実施例1)
CM247LC相当の合金成分を有するパウダーを用いたパウダーベッドフュージョンにより積層方向に長い直方体状(10mm×10mm×60mm)の中間体を作製した。パウダーの粒子径分布は16~45μmであった。また、パウダーの合金成分を分析すると、Ni以外の成分の含有量が、Cr:8.0%、Co:9.1%、Al:5.5%、Ti:0.7%、W:9.5%、Nb:0%、Ta:3.1%、Mo:0.5%、C:0.06%、Hf:1.5%、Zr:0.01%であった(不可避的不純物の含有量については省略)。
CM247LC相当の合金成分を有するパウダーを用いたパウダーベッドフュージョンにより積層方向に長い直方体状(10mm×10mm×60mm)の中間体を作製した。パウダーの粒子径分布は16~45μmであった。また、パウダーの合金成分を分析すると、Ni以外の成分の含有量が、Cr:8.0%、Co:9.1%、Al:5.5%、Ti:0.7%、W:9.5%、Nb:0%、Ta:3.1%、Mo:0.5%、C:0.06%、Hf:1.5%、Zr:0.01%であった(不可避的不純物の含有量については省略)。
パウダーベッドフュージョン装置としては、EOS社製のEOS M290を用いた。この装置では、レーザスポット径Dがメーカー側で0.08mmに設定されている。造形体を製造する際の各層の厚さを40μm、各層上にレーザを照射する際の走査線の間隔を0.05mm、レーザ走査速度を1000mm/s、レーザ出力を180W、走査回転角を90度とした。
上記の中間体をHIP処理、溶体化処理および時効処理して造形体を得た。HIP処理では、不活性ガスとしてアルゴンを用い、加熱・加圧時間を4時間、加熱温度を1250℃、加圧時の圧力を140MPaとした。溶体化処理では、中間体をアルゴン雰囲気中で加熱した後に冷却し、加熱時間を2時間、加熱温度を1250℃とした。時効処理では、アルゴン雰囲気中での中間体の加熱および冷却を二回行い、一回目の加熱では加熱時間を4時間、加熱温度を1080℃とし、二回目の加熱では加熱時間を20時間、加熱温度を870℃とした。
(実施例2)
各層上にレーザを照射する際の走査線の間隔を0.06mmとした以外は実施例1と同様にして造形体を製造した。
各層上にレーザを照射する際の走査線の間隔を0.06mmとした以外は実施例1と同様にして造形体を製造した。
(実施例3)
走査回転角を67度とした以外は実施例2と同様にして造形体を製造した。
走査回転角を67度とした以外は実施例2と同様にして造形体を製造した。
(実施例4)
各層上にレーザを照射する際の走査線の間隔を0.07mmとした以外は実施例1と同様にして造形体を製造した。
各層上にレーザを照射する際の走査線の間隔を0.07mmとした以外は実施例1と同様にして造形体を製造した。
(実施例5)
各層上にレーザを照射する際の走査線の間隔を0.08mmとした以外は実施例1と同様にして造形体を製造した。
各層上にレーザを照射する際の走査線の間隔を0.08mmとした以外は実施例1と同様にして造形体を製造した。
(比較例1)
各層上にレーザを照射する際の走査線の間隔を0.04mmとした以外は実施例1と同様にして造形体を製造した。
各層上にレーザを照射する際の走査線の間隔を0.04mmとした以外は実施例1と同様にして造形体を製造した。
(比較例2)
各層上にレーザを照射する際の走査線の間隔を0.09mmとした以外は実施例1と同様にして造形体を製造した。
各層上にレーザを照射する際の走査線の間隔を0.09mmとした以外は実施例1と同様にして造形体を製造した。
(比較例3)
各層上にレーザを照射する際の走査線の間隔を0.10mmとした以外は実施例1と同様にして造形体を製造した。
各層上にレーザを照射する際の走査線の間隔を0.10mmとした以外は実施例1と同様にして造形体を製造した。
実施例1~5および比較例1~3の造形体の製造条件を表1に示す。また、表1には、走査線の間隔Lをレーザスポット径Dで割ったときの値(L/D)も示す。
(中間体の配向率の計算)
実施例1~5および比較例1~3の中間体を長手方向(積層方向)と直交する面で切断し、その切断面における{100}面の配向率を計算した。この計算には、EBSD装置として、日立製作所社製SEM-SU5000およびEDAX/TSL社製Pegasus Digiview5を用いるとともに、解析ソフトウェアとしてEDAX/TSL社製OIM Data Collection/OIM Analysis ver.8を用いた。
実施例1~5および比較例1~3の中間体を長手方向(積層方向)と直交する面で切断し、その切断面における{100}面の配向率を計算した。この計算には、EBSD装置として、日立製作所社製SEM-SU5000およびEDAX/TSL社製Pegasus Digiview5を用いるとともに、解析ソフトウェアとしてEDAX/TSL社製OIM Data Collection/OIM Analysis ver.8を用いた。
{100}面の配向率の測定に関し、より詳しくは、前準備として耐水研磨紙およびダイヤモンド砥粒を用いて切断面を機械研磨した後、コロイダルシリカを用いて研磨仕上げを行った。この前準備は、測定不良点を減らし測定精度を確保するためのものであり、EBSD測定に対して一般的に使用されるものである。ついで、切断面における900μm×900μmの領域に対して3μmのステップサイズで菊池線を測定し、解析ソフトウェアを用いて解析して{100}面の配向率を得た。
(造形体の結晶粒アスペクト比の計算)
実施例1~5および比較例1~3の造形体を長手方向(積層方向)と平行な面で切断し、その切断面上の観測範囲内における結晶粒アスペクト比を計算した。この計算には、配向率の計算に用いたものと同じEBSD装置および解析ソフトウェアを用いた。
実施例1~5および比較例1~3の造形体を長手方向(積層方向)と平行な面で切断し、その切断面上の観測範囲内における結晶粒アスペクト比を計算した。この計算には、配向率の計算に用いたものと同じEBSD装置および解析ソフトウェアを用いた。
結晶粒アスペクト比の測定に関し、配向率の測定に用いたものと同じ前準備を使用した。ついで、切断面における1800μm×1800μmの領域に対して6μmのステップサイズで菊池線を測定し、解析ソフトウェアを用いて解析して結晶粒アスペクト比を得た。結晶粒アスペクト比の計算にあたっては、隣接する測定点間の方位差が15°以上となる測定点間を結晶粒界とした。
実施例1~5および比較例1~3の中間体の配向率、ならびに実施例1~5および比較例1~3の造形体の結晶粒アスペクト比を表2に示す。
表2から明らかなように、各層上にレーザを照射する際の走査線の間隔を調整してL/Dを0.6以上1.1以下とした実施例1~5の造形体では、結晶粒アスペクト比が2.70以上であった。これに対し、L/Dを0.6未満または1.1超えとした比較例1~3の造形体では、結晶粒アスペクト比が2.70未満であった。
上記の結晶粒アスペクト比の相違は、中間体の配向率に起因するものと推定される。すなわち、実施例1~5の中間体では配向率が30%以上であるのに対し、比較例1~3の造形体では配向率が30%未満であった。特に、L/Dが0.6以上0.9以下である実施例1~4では、中間体の配向率が35%以上であるとともに、造形体の結晶粒アスペクト比が2.90以上であった。
なお、熱処理としてHIP処理を行った場合、造形体中の結晶方位が中間体と異なりランダムとなるため、造形体の配向率は低い値となる。
(クリープラプチャー試験)
実施例1~5および比較例1~3の造形体から、図4に示すような棒状の試験片を削り出し、この試験片を長手方向に引っ張り、試験片が破断するまでの時間を測定した。試験片の温度は980℃とし、引張応力は90MPaとした。
実施例1~5および比較例1~3の造形体から、図4に示すような棒状の試験片を削り出し、この試験片を長手方向に引っ張り、試験片が破断するまでの時間を測定した。試験片の温度は980℃とし、引張応力は90MPaとした。
表3にクリープラプチャー試験の結果を示す。また、図5に実施例1~5および比較例1~3の中間体の配向率とクリープラプチャー試験での破断時間との関係を示す。
表3および図5から明らかなように、L/Dが0.6未満または1.1超えの比較例1~3では、破断時間が1800時間未満と短かった。これに対し、L/Dが0.6以上1.1以下の実施例1~5では、破断時間が1800時間超えと長かった。特に、L/Dが0.6以上0.9以下の実施例1~4では、破断時間が2500時間超えとかなり長かった。なお、実施例1では破断時間が3500時間超えと格段に長かったが、この実施例1のみ他の実施例および比較例と異なる位置で破断が生じたため、そのことが要因であったと推測される。
また、図6に、実施例1~5および比較例1~3の造形体の結晶粒アスペクト比とクリープラプチャー試験での破断時間との関係を示す。図6から、造形体の結晶粒アスペクト比が大きくなるほど破断時間が長くなっていることが分かる。
1 プラットフォーム
2 ベッド
3 層
4 走査線
2 ベッド
3 層
4 走査線
Claims (6)
- ガンマプライム析出強化型Ni基合金からなるパウダーを用いたパウダーベッドフュージョンにより中間体を作製する作製工程と、
前記中間体を熱処理する熱処理工程と、を含み、
前記Ni基合金は、質量百分率で、7.0~17.0%のCr、7.0~12.0%のCo、5.0~8.0%のAl+Ti、2.0~12.0%のW、1.5~4.4%のNb+Ta、2.3%以下のMo、0.3%以下のC、2.0%以下のHf、0.2%以下のZrを含有し、
前記作製工程において、前記パウダーからなる層上に互いに平行な複数の走査線に沿ってレーザを照射する際に、前記複数の走査線の間隔をレーザスポット径で割ったときの値を0.6以上1.1以下とする、
造形体製造方法。 - 前記Ni基合金は、質量百分率で、7.0~10.0%のCr、8.0~11.0%のCo、5.0~7.5%のAl+Ti、8.0~11.0%のW、2~4%のNb+Ta、0.2~1.0%のMo、0.01~0.2%のC、0.5~2.0%のHf、0.2%以下のZrを含有する、請求項1に記載の造形体製造方法。
- Ni基合金からなる、樹枝状結晶組織の柱状結晶粒を有する中間体であって、
前記Ni基合金は、質量百分率で、7.0~17.0%のCr、7.0~12.0%のCo、5.0~8.0%のAl+Ti、2.0~12.0%のW、1.5~4.4%のNb+Ta、2.3%以下のMo、0.3%以下のC、2.0%以下のHf、0.2%以下のZrを含有し、
前記樹枝状結晶組織の一次樹枝状結晶の枝の間隔が3μm未満であり、
前記柱状結晶粒の長手方向と直交する切断面における{100}面の配向率が30%以上である、中間体。 - 前記Ni基合金は、質量百分率で、7.0~10.0%のCr、8.0~11.0%のCo、5.0~7.5%のAl+Ti、8.0~11.0%のW、2~4%のNb+Ta、0.2~1.0%のMo、0.01~0.2%のC、0.5~2.0%のHf、0.2%以下のZrを含有する、請求項3に記載の中間体。
- Ni基合金からなる、非樹枝状結晶組織の柱状結晶粒を有する造形体であって、
前記Ni基合金は、質量百分率で、7.0~17.0%のCr、7.0~12.0%のCo、5.0~8.0%のAl+Ti、2.0~12.0%のW、1.5~4.4%のNb+Ta、2.3%以下のMo、0.3%以下のC、2.0%以下のHf、0.2%以下のZrを含有し、
前記柱状結晶粒の長手方向と平行な切断面上の観察範囲内の各柱状結晶粒の形状を同面積の楕円形に近似したときの短軸長に対する長軸長の比の合計値を前記観察範囲内の柱状結晶粒の数で割った値である結晶粒アスペクト比が2.70以上である、造形体。 - 前記Ni基合金は、質量百分率で、7.0~10.0%のCr、8.0~11.0%のCo、5.0~7.5%のAl+Ti、8.0~11.0%のW、2.0~4.0%のNb+Ta、0.2~1.0%のMo、0.01~0.2%のC、0.5~2.0%のHf、0.2%以下のZrを含有する、請求項5に記載の造形体。
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