TW202100265A

TW202100265A - 造形體製造方法、中間體及造形體

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Publication number: TW202100265A
Application number: TW109108006A
Authority: TW
Inventors: 岡田竜太朗; 野村嘉道; 井頭賢一郎
Original assignee: 日商川崎重工業股份有限公司
Priority date: 2019-03-12
Filing date: 2020-03-11
Publication date: 2021-01-01
Also published as: JP2020147782A; CN113518677A; US20220145430A1; CN113518677B; JP7141967B2; EP3939720A4; TWI805904B; WO2020184519A1; CN117358943A; EP3939720A1

Abstract

本發明之造形體製造方法包括：製作步驟，其藉由使用由 γ' 析出強化型 Ni基合金所構成之粉末的粉末床熔融成型技術而製作中間體；及熱處理步驟，其對中間體進行熱處理。Ni 基合金以質量百分比計，含有10～16%之 Cr、4.5～7.5%之 Al、2.8～6.2%之 Mo、0.8～4%之 Nb＋Ta、0.01～2%之 Ti、0.01～0.3%之 Zr、0.01～0.3%之 C。於製作步驟中，於在由粉末所構成之層（3）上沿著互相平行之複數個掃描線（4）照射雷射時，將該等掃描線（4）之間隔除以雷射點徑時之值設為0.6以上1.0以下。

Description

造形體製造方法、中間體及造形體

本發明係關於製造造形體之方法、以及於該方法之中途階段及最終階段所獲得之中間體及造形體。

習知技術中，已知藉由使用由 Ni 基合金所構成之粉末的粉末床熔融成型技術而製作中間體，藉由對該中間體進行熱處理而製造造形體之方法（例如參照專利文獻1）。由利用此種製造方法而製造之 Ni 基合金所構成之造形體例如用作燃氣渦輪機引擎等高溫零件。

作為構成粉末之 Ni 基合金，有時使用 γ' 析出強化型 Ni 基合金。所謂 γ' 析出強化型 Ni 基合金，係利用熱處理以析出強度強化用之 γ'（Ni₃ （Al、Ti））相之方式製備組成之 Ni 基合金。 [現有技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本特開2013-96013號公報

[發明所欲解決之問題]

於使用由如上所述之 γ' 析出強化型 Ni 基合金所構成之粉末之情形時，於通常之粉末床熔融成型技術中，難以製造潛變特性優異之造形體。

對此，本發明之目的在於提供能夠製造潛變特性優異之造形體之造形體製造方法、及利用該造形體製造方法所獲得之造形體。 [解決問題之手段]

為了解決上述課題，本發明之發明者等人進行了銳意研究，結果發現了在由粉末所構成之層上沿著互相平行之複數個掃描線照射雷射之粉末床熔融成型技術中，該等掃描線之間隔除以雷射點徑時之值與造形體之潛變特性存在關聯性。本發明係根據此種觀點而成者。

即，本發明之造形體製造方法之特徵在於包括：製作步驟，其藉由使用由 γ' 析出強化型 Ni 基合金所構成之粉末的粉末床熔融成型技術而製作中間體；及熱處理步驟，其對上述中間體進行熱處理；且上述 Ni 基合金以質量百分比計，含有10～16%之 Cr、4.5～7.5%之 Al、2.8～6.2%之 Mo、0.8～4%之 Nb＋Ta、0.01～2%之 Ti、0.01～0.3%之 Zr、0.01～0.3%之 C，於上述製作步驟中，於在由上述粉末所構成之層上沿著互相平行之複數個掃描線照射雷射時，將上述複數個掃描線之間隔除以雷射點徑時之值設為0.6以上1.0以下。

根據上述構成，能夠製造潛變特性優異之造形體。

上述熱處理步驟中進行之熱處理可包括 HIP（熱均壓加壓法）處理。尤其是若進行 HIP 處理作為熱處理，則能夠進一步提高造形體之潛變特性。

本發明之中間體之特徵在於：其係由 Ni 基合金所構成之具有樹枝狀結晶組織之柱狀晶粒者，且上述 Ni 基合金以質量百分比計，含有10～16%之 Cr、4.5～7.5%之 Al、2.8～6.2%之 Mo、0.8～4%之 Nb＋Ta、0.01～2%之 Ti、0.01～0.3%之 Zr、0.01～0.3%之 C，上述樹枝狀結晶組織之一次樹枝狀結晶之枝晶之間隔不滿3 μm，與上述柱狀晶粒之長度方向正交之切斷面中之{100}面之配向率為40%以上。另外，所謂{100}面，係由晶格中之結晶面或記述方向之密勒指數指定者。

利用粉末床熔融成型技術製作之中間體具有樹枝狀結晶之柱狀晶粒。於利用鑄造而製造之造形體中，樹枝狀結晶組織之一次樹枝狀結晶之枝晶之間隔較大，約超過40 μm，與此相對，於利用以雷射作為熱源之粉末床熔融成型技術而製作之中間體中，樹枝狀結晶組織之一次樹枝狀結晶之枝晶之間隔較小，不滿3 μm。又，若如上所述般於粉末床熔融成型技術中，將複數個掃描線之間隔除以雷射點徑時之值設為0.6以上1.0以下，則特定切斷面（與柱狀晶粒之長度方向正交之切斷面）中之{100}面之配向率為40%以上。

根據本發明之1個態樣之造形體之特徵在於：其係由 Ni 基合金所構成之具有非樹枝狀結晶組織之柱狀晶粒者，且上述 Ni 基合金以質量百分比計，含有10～16%之 Cr、4.5～7.5%之 Al、2.8～6.2%之 Mo、0.8～4%之 Nb＋Ta、0.01～2%之 Ti、0.01～0.3%之 Zr、0.01～0.3%之 C，於與上述柱狀晶粒之長度方向平行之切斷面觀測之各柱狀晶粒之形狀近似於相同面積之橢圓形時之平均長軸長度相對於平均短軸長度之比即長寬比為4.0以上。

又，根據本發明之另一態樣之造形體之特徵在於：其係由 Ni 基合金所構成之具有非樹枝狀結晶組織之柱狀晶粒者，且上述 Ni 基合金以質量百分比計，含有10～16%之 Cr、4.5～7.5%之 Al、2.8～6.2%之 Mo、0.8～4%之 Nb＋Ta、0.01～2%之 Ti、0.01～0.3%之 Zr、0.01～0.3%之 C，與上述柱狀晶粒之長度方向正交之切斷面中之{100}面之配向率為40%以上。

若對如上所述之中間體進行熱處理，則樹枝狀結晶組織消失。根據熱處理，有與特定切斷面正交之切斷面中之柱狀晶粒之長寬比為4.0以上之情況，亦有特定切斷面中之配向率仍為40%以上之情況。即，如上所述之構成之造形體係潛變特性優異之造形體。尤其是於熱處理包括 HIP 處理之情形時由於柱狀晶粒之長寬比為4.0以上，因此該構成之造形體係潛變特性進一步提高之造形體。 [發明之效果]

根據本發明，能夠製造潛變特性優異之造形體。

本發明之一實施形態之造形體製造方法包括利用粉末床熔融成型技術製作中間體之製作步驟、及對製作之中間體進行熱處理之熱處理步驟。以下，對各步驟詳細地進行說明。

＜製作步驟＞於粉末床熔融成型技術中，使用由 γ' 析出強化型 Ni 基合金所構成之粉末。於粉末床熔融成型技術中，雖有使粉末熔融之熱源為電子束之情況，於本實施形態中，熱源為雷射。

於粉末床熔融成型技術中，如圖1所示，於平台1上形成由粉末所構成之層3，於該層3上沿著互相平行之複數個掃描線4照射雷射。雷射以於層3之表面附近聚光之方式照射。各掃描線4之位置、形狀及長度根據應製作之中間體（與最終之造形體相同之形狀）之剖面形狀決定。例如，掃描線4可為直線，為曲線亦可。

圖1係製作四角柱狀中間體之例。於圖1中，相鄰之掃描線4中雷射之掃描方向為互相相反之方向，但於所有掃描線4中雷射之掃描方向為相同方向亦可。

利用照射至層3上之雷射，該層3之一部分或全部熔融及固化。其後，使平台1下降層3之厚度程度，於最晚近形成之層（以下稱為最晚近層）3上形成由粉末所構成之新的層（以下稱為最上層）3，於該最上層3上沿著互相平行之複數個掃描線4照射雷射。另外，床2為包含最晚近層3之上形成有最上層3之既造形部及未熔融粉末者。

於最上層3及最晚近層3中，掃描線4之方向可相同，不同亦可。於最上層3及最晚近層3中掃描線4之方向不同之情形時，可適當決定最上層3之掃描線4相對於最晚近層3之掃描線4之角度（以下稱為掃描旋轉角）。例如於圖1中，掃描旋轉角為90度。

重複上述作業，最後藉由自床2去除未熔融粉末，而製作中間體。此種中間體具有樹枝狀結晶之柱狀晶粒。又，該樹枝狀結晶組織之一次樹枝狀結晶之枝晶之間隔較小，不滿3 μm。中間體柱狀晶粒之長度方向為中間體之製作時之積層方向（圖1之上下方向）。

粉末床熔融成型技術中使用之粉末之粒徑分佈例如為10～60 μm，較佳為10～45 μm。層3之厚度例如為粉末之粒徑分佈之中央值以上、且粉末之粒徑分佈之中央值之3倍以下。

構成粉末之 Ni 基合金以質量百分比（以下相同）計，含有10～16%之 Cr、4.5～7.5%之 Al、2.8～6.2%之 Mo、0.8～4%之 Nb＋Ta、0.01～2%之 Ti、0.01～0.3%之 Zr、0.01～0.3%之 C 作為除 Ni 以外之必須成分。又，Ni 基合金含有0.001～0.03%之 B 作為必須成分亦可。作為此種 Ni 基合金，可列舉 IN713C（IN 為 Inconel （註冊商標）之簡稱，以下相同）或 IN713LC 等。另外，關於 Nb 及 Ta，Ni 基合金不含有 Nb 及 Ta 之一者亦可。

各必須成分之含量更佳為 Cr：11～14%、Al：5.5～6.5%、Mo：3.8～5.2%、Nb＋Ta：1.65～2.65%、Ti：0.5～1.0%、Zr：0.05～0.15%、C：0.02～0.2%。

Ni基合金含有不滿1%之 Co、不滿0.5%之 Cu、不滿0.5%之 Fe、不滿0.5%之 Si 之至少1者作為其他選擇性成分亦可。Ni 基合金之上述成分以外之剩餘部分為 Ni 及不可避免之雜質。

於本實施形態中，於各層3上照射雷射時，將掃描線4之間隔 L 除以雷射點徑 D 時之值（L/D）設為0.6以上1.0以下。所謂雷射點徑 D，指雷射之強度自峰值降至 1/e² 之位置（換言之，成為峰值的約13.5%之位置）處之射束直徑。於使用雷射之粉末床熔融成型技術裝置中，有雷射點徑可由裝置使用者設定者，亦有無法設定者。

雷射點徑 D 例如為0.02～0.20 mm，較佳為0.05～0.15 mm。掃描線4之間隔 L 例如為0.05 mm～0.08 mm。較佳為 L/D 為0.6以上0.9以下。

雷射掃描速度例如為500～3000 mm/s，較佳為600～2000 mm/s，更佳為700～1500 mm/s。雷射輸出例如為100～400 W，較佳為130～350 W，更佳為150～300 W。

如上所述地藉由將於各層3上照射雷射時之掃描線4之間隔 L 除以雷射點徑 D 時之值（L/D）設為0.6以上1.0以下，與柱狀晶粒之長度方向正交之切斷面（以下稱為特定切斷面）中之{100}面之配向率為40%以上（根據條件為50%以上）。

此處，所謂「{100}面之配向率」，如圖2所示，係利用 EBSD （Electron Backscatter Diffraction）法計算測定面之法線方向（圖2之上方向）與測定面內之晶粒之{100}面之法線方向之角度差為15度以內之晶粒所占之面積率而得者。作為參考，於鑄造體中，一般若於與{100}面垂直之方向上施加潛變負載，則潛變斷裂壽命變長。

＜熱處理步驟＞熱處理步驟中進行之熱處理例如如圖3所示，包括HIP處理、溶體化處理及時效處理。其中，可省略HIP處理，省略HIP處理及溶體化處理兩者亦可。

於HIP處理中，將中間體投入至以惰性氣體填充之爐內，以既定時間對爐內進行加熱及加壓。作為惰性氣體，例如可例舉氬氣。加熱、加壓時間例如為0.5～6小時，較佳為1～3小時。加熱溫度例如為1150～1270℃。加壓時之壓力例如為80～150 MPa，較佳為90～120 MPa。

於溶體化處理中，將中間體於大氣或真空或惰性氣體環境中加熱既定時間，其後冷卻。冷卻方法可為氣冷（包括氣扇冷卻）、水冷、油冷之任一者。加熱時間例如為0.5～6小時，較佳為1～3小時。加熱溫度例如為1150～1270℃。

於時效處理中，將中間體於大氣或真空或惰性氣體環境中加熱較長之既定時間，其後冷卻。冷卻方法可為氣冷（包括氣扇冷卻）、水冷、油冷、爐冷之任一者。加熱時間例如為2～24小時，較佳為10～20小時。加熱溫度例如為700～1000℃。視需要，時效處理分為複數個條件進行亦可。

利用以上製作步驟及熱處理步驟，製造造形體。由於樹枝狀結晶組織因熱處理而消失，因此造形體具有非樹枝狀結晶組織之柱狀晶粒。

於熱處理步驟中之熱處理不包含 HIP 處理之情形時，特定切斷面中之配向率仍然為40%以上。另一方面，於熱處理包含 HIP 處理之情形時，柱狀晶粒之長寬比成為4.0以上。長寬比係於與柱狀晶粒之長度方向平行之切斷面（與特定切斷面正交之切斷面）觀測之各柱狀晶粒之形狀近似於相同面積之橢圓形時之平均長軸長度相對於平均短軸長度之比。另外，柱狀晶粒之長寬比可為6.0以下，為5.0以下亦可。

根據本實施形態之製造方法所獲得之造形體為潛變特性優異之造形體。尤其是由於熱處理包含 HIP 處理之情形時，柱狀晶粒之長寬比成為4.0以上，因此該構成之造形體為潛變特性進一步提高之造形體。 [實施例]

以下，利用實施例對本發明進行說明，但本發明並不限定於以下實施例。

（實施例1A、1B）藉由使用具有相當於 IN713C 之合金成分之粉末之粉末床熔融成型技術製作於積層方向上較長之長方體狀（10 mm×10 mm×60 mm）之中間體。粉末之粒徑分佈為16～45 μm。又，若分析粉末之合金成分，則 Ni 以外之成分之含量為 Cr：12.41%、Al：5.94%、Mo：4.36%、Nb：1.94%、Ta：0.009%、Ti：0.68%、Zr：0.11%、C：0.06%、B：0.01%、Co：0.18%、Cu：0.02%、Fe：0.20%、Si：0.03%（省略不可避免之雜質之含量）。

作為粉末床熔融成型技術裝置，使用 EOS 公司製造之 EOS M290。於該裝置中，雷射點徑 D 於製造商側設定為0.08 mm。將製造造形體時之各層之厚度設為40 μm，將於各層上照射雷射時之掃描線之間隔設為0.05 mm，將雷射掃描速度設為1000 mm/s，將雷射輸出設為180 W，將掃描旋轉角設為90度。

作為實施例1A，對上述中間體進行溶體化處理及時效處理而獲得造形體。於溶體化處理中，將中間體於氬氣環境中加熱，將加熱時間設為2小時，將加熱溫度設為1176℃。於時效處理中，將中間體於氬氣環境中加熱，將加熱時間設為16小時，將加熱溫度設為925℃。

作為實施例1B，對上述中間體進行 HIP 處理、溶體化處理及時效處理而獲得造形體。於 HIP 處理中，使用氬氣作為惰性氣體，將加熱、加壓時間設為2小時，將加熱溫度設為1200℃，將加壓時之壓力設為98 MPa。溶體化處理及時效處理與實施例1A相同。

（實施例2A、2B）將於各層上照射雷射時之掃描線之間隔設為0.06 mm，除此以外，以與實施例1A、1B相同之方式製造造形體。也就是說，實施例2A未進行 HIP 處理，實施例2B進行 HIP 處理。

（實施例3A、3B）將於各層上照射雷射時之掃描線之間隔設為0.07 mm，除此以外，以與實施例1A、1B相同之方式製造造形體。也就是說，實施例3A未進行 HIP 處理，實施例3B進行 HIP 處理。

（比較例1A、1B）將於各層上照射雷射時之掃描線之間隔設為0.03 mm，除此以外，以與實施例1A、1B相同之方式製造造形體。也就是說，比較例1A未進行 HIP 處理，比較例1B進行 HIP 處理。

（比較例2A、2B）將於各層上照射雷射時之掃描線之間隔設為0.04 mm，除此以外，以與實施例1A、1B相同之方式製造造形體。也就是說，比較例2A未進行 HIP 處理，比較例2B進行 HIP 處理。

（比較例3A、3B）將於各層上照射雷射時之掃描線之間隔設為0.09 mm，將雷射掃描速度設為1250 mm/s，將雷射輸出設為270 W，除此以外，以與實施例1A、1B相同之方式製造造形體。也就是說，比較例3A未進行 HIP 處理，比較例3B進行 HIP 處理。

（比較例4A、4B）將於各層上照射雷射時之掃描線之間隔設為0.11 mm，將雷射掃描速度設為960 mm/s，將雷射輸出設為285 W，將掃描旋轉角設為67度，除此以外，以與實施例1A、1B相同之方式製造造形體。比較例4A未進行 HIP 處理，比較例4B進行 HIP 處理。

將實施例1A～3A、1B～3B及比較例1A～4A、1B～4B之造形體之製造條件示於表1。又，於表1中，亦示出掃描線之間隔 L 除以雷射點徑 D 時之值（L/D）。

[表1]

	掃描線間隔L（mm）	L/D	雷射掃描速度（mm/s）	雷射輸出（W）	掃描旋轉角（度）
實施例1A、1B	0.05	0.625	1000	180	90
實施例2A、2B	0.06	0.75	1000	180	90
實施例3A、3B	0.07	0.875	1000	180	90
比較例1A、1B	0.03	0.375	1000	180	90
比較例2A、2B	0.04	0.5	1000	180	90
比較例3A、3B	0.09	1.125	1250	270	90
比較例4A、4B	0.11	1.375	960	285	67

（中間體之配向率之計算）利用與長度方向（積層方向）正交之面切斷實施例1A～3A、1B～3B及比較例1A～4A、1B～4B之中間體，計算其切斷面中之{100}面之配向率。於該計算中，使用日立製作所公司製造之 SEM-SU5000 及 EDAX/TSL 公司製造之 Pegasus Digiview5 作為 EBSD 裝置，並且使用 EDAX/TSL 公司製造之 OIM Data Collection/OIM Analysis ver.8 作為解析軟體。

（造形體中之柱狀晶粒之長寬比之計算）利用與長度方向（積層方向）平行之面切斷實施例1B、2B及比較例1B～4B之造形體，計算於其切斷面觀測之各柱狀晶粒之形狀近似於相同面積之橢圓形時之長軸長度相對於平均短軸長度之比即長寬比。於該計算中，使用與配向率之計算中所使用者相同之 EBSD 裝置及解析軟體。於鑑定晶界時，將閾角度之設定設為15度。於算出平均短軸長度及平均長軸長度時，設定為由近似之橢圓之面積加權之平均。

將實施例1A～3A、1B～3B及比較例1A～4A、1B～4B之中間體之配向率示於表2，將實施例1B、2B及比較例1B～4B之造形體中之柱狀晶粒之長寬比示於表3。

[表2]

	中間體之配向率（%）
實施例1A、1B	50.1
實施例2A、2B	65.1
實施例3A、3B	67.5
比較例1A、1B	5.6
比較例2A、2B	7.1
比較例3A、3B	32.3
比較例4A、4B	33.3

[表3]

	造形體中之柱狀晶粒之長寬比
實施例1B	4.20
實施例2B	4.36
實施例3B	-
比較例1B	3.95
比較例2B	3.58
比較例3B	3.49
比較例4B	3.21

由表3可知，於調整於各層上照射雷射時之掃描線之間隔而將 L/D 設為0.6以上0.9以下（即0.6以上1.0以下）之實施例1B、2B之造形體中，柱狀晶粒之長寬比為4.0以上。與此相對，於將 L/D 設為不滿0.6或超過1.0之比較例1B～4B之造形體中，柱狀晶粒之長寬比不滿4.0。

推測上述長寬比之差異起因於中間體之配向率。即，於實施例1A～3A、1B～3B之中間體中，配向率為50%以上（即40%以上），與此相對，於比較例1A～4A、1B～4B之造形體中，配向率不滿40%。

又，若於未進行作為熱處理之 HIP 處理之實施例1A～3A之造形體中確認配向率，則與中間體之配向率大致相同。另一方面，進行作為熱處理之 HIP 處理之實施例1B～3B之造形體具有與實施例1A～3A之造形體完全不同且完全隨機之結晶組織。

（潛變破裂試驗）自實施例1A～3A、1B～3B及比較例1A～4A、1B～4B之造形體削下如圖4所示之棒狀試片，將該試片向長度方向拉伸，測定試片至斷裂發生前之時間。將試片之溫度設為980℃，將拉伸應力設為90 MPa。

於表4示出潛變破裂試驗之結果。又，於圖5示出實施例1A～3A及比較例1A～4A之中間體之配向率與潛變破裂試驗中之斷裂時間之關係，於圖6示出實施例1B～3B及比較例1B～4B之中間體之配向率與潛變破裂試驗中之斷裂時間之關係。

[表4]

	斷裂時間（hr）		斷裂時間（hr）
實施例1A	100.8	實施例1B	393.2
實施例2A	125.2	實施例2B	657.9
實施例3A	135.6	實施例3B	612.1
比較例1A	21.9	比較例1B	130.0
比較例2A	37.4	比較例2B	123.3
比較例3A	29.0	比較例3B	108.6
比較例4A	28.9	比較例4B	44.7

由表4及圖5、6可知，於未進行 HIP 處理之實施例1A～3A中，斷裂時間為100～140小時。與此相對，於進行了 HIP 處理之實施例1B～3B中，斷裂時間為390～660小時。其表示潛變特性因 HIP 處理進一步提高。

又，於圖7示出實施例1B、2B及比較例1B～4B之造形體中之柱狀晶粒之長寬比與潛變破裂試驗中之斷裂時間之關係。由圖7可知，柱狀晶粒之長寬比越大，則斷裂時間變得越長。

1:平台 2:床 3:層 4:掃描線

[圖1]係用於對利用粉末床熔融成型技術製作中間體之製作步驟進行說明之圖。 [圖2]係用於對特定切斷面中之{100}面之配向率進行說明之圖。 [圖3]係表示熱處理步驟之一例之圖。 [圖4]係潛變破裂試驗中使用之試片之側面圖。 [圖5]係表示實施例1A～3A及比較例1A～4A之中間體之配向率與潛變破裂試驗中之斷裂時間之關係的圖式。 [圖6]係表示實施例1B～3B及比較例1B～4B之中間體之配向率與潛變破裂試驗中之斷裂時間之關係的圖式。 [圖7]係表示實施例1B、2B及比較例1B～4B之造形體中之柱狀晶粒之長寬比與潛變破裂試驗中之斷裂時間之關係的圖式。

1:平台

2:床

3:層

4:掃描線

Claims

一種造形體製造方法，其包括：製作步驟，其藉由使用由 γ' 析出強化型 Ni 基合金所構成之粉末的粉末床熔融成型技術而製作中間體；及熱處理步驟，其對上述中間體進行熱處理；且上述 Ni 基合金以質量百分比計，含有10～16%之 Cr、4.5～7.5%之 Al、2.8～6.2%之 Mo、0.8～4%之 Nb＋Ta、0.01～2%之 Ti、0.01～0.3%之 Zr、0.01～0.3%之 C，於上述製作步驟中，於在由上述粉末所構成之層上沿著互相平行之複數個掃描線照射雷射時，將上述複數個掃描線之間隔除以雷射點徑時之值設為0.6以上1.0以下。
如請求項1之造形體製造方法，其中上述熱處理步驟中進行之熱處理包括 HIP 處理。
一種中間體，其係由 Ni 基合金所構成之具有樹枝狀結晶組織之柱狀晶粒者，且上述 Ni 基合金以質量百分比計，含有10～16%之 Cr、4.5～7.5%之 Al、2.8～6.2%之 Mo、0.8～4%之 Nb＋Ta、0.01～2%之 Ti、0.01～0.3%之 Zr、0.01～0.3%之 C，上述樹枝狀結晶組織之一次樹枝狀結晶之枝晶之間隔不滿3 μm，與上述柱狀晶粒之長度方向正交之切斷面中之{100}面之配向率為40%以上。
一種造形體，其係由 Ni 基合金所構成之具有非樹枝狀結晶組織之柱狀晶粒者，且上述 Ni 基合金以質量百分比計，含有10～16%之 Cr、4.5～7.5%之 Al、2.8～6.2%之 Mo、0.8～4%之 Nb＋Ta、0.01～2%之 Ti、0.01～0.3%之 Zr、0.01～0.3%之 C，於與上述柱狀晶粒之長度方向平行之切斷面觀測之各柱狀晶粒之形狀近似於相同面積之橢圓形時之平均長軸長度相對於平均短軸長度之比即長寬比為4.0以上。
一種造形體，其係由 Ni 基合金所構成之具有非樹枝狀結晶組織之柱狀晶粒者，且上述 Ni 基合金以質量百分比計，含有10～16%之 Cr、4.5～7.5%之 Al、2.8～6.2%之 Mo、0.8～4%之 Nb＋Ta、0.01～2%之 Ti、0.01～0.3%之 Zr、0.01～0.3%之 C，與上述柱狀晶粒之長度方向正交之切斷面中之{100}面之配向率為40%以上。