(57)【要約】【課題】Ｎｉ基超合金組成物を提供する。【解決手段】本発明は、選択的レーザ溶融（ＳＬＭ）又は電子ビーム溶融（ＥＢＭ）などの粉末ベースの付加製造（ＡＭ）技術に使用されるＮｉ基超合金組成物に関する。  ＡＭプロセス中の割れ感受性は、低融点共晶を形成する元素、特にＨｆの量を制御することにより、大幅に低減される。【選択図】図４
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
熱処理後にγ／γ’−ミクロ組織を構築する能力を有していて、γ／γ’−ミクロ組織を有する三次元物品の、選択的レーザ溶融（ＳＬＭ）、電子ビーム溶融（ＥＢＭ）、レーザ金属フォーミング（ＬＭＦ）、レーザ加工ネットシェイプ（ＬＥＮＳ）又は直接金属溶着（ＤＭＤ）などの付加製造（ＡＭ）に使用されるＮｉ基超合金組成物であって、低融点共晶を形成する元素の量の制御によって、ＡＭプロセスにおける割れ感受性が大幅に低減していることを特徴とするＮｉ基超合金組成物。
【請求項２】
パウダーベッド式付加製造（ＳＬＭ、ＥＢＭ）技術のために特に提供され、析出物中に結合していない第１の元素を含んでいて、第１の元素が低融点共晶を形成し、第１の元素の量が、標準的な組成に対して増加している、請求項１に記載のＮｉ基超合金組成物。
【請求項３】
第１の元素がＨｆを含む、請求項２に記載のＮｉ基超合金組成物。
【請求項４】
第１の元素が、１．２重量％＜Ｈｆ＜５重量％のＨｆ含有量のＨｆを含む、請求項３に記載のＮｉ基超合金組成物。
【請求項５】
第１の元素が、１．６重量％＜Ｈｆ＜３．５重量％のＨｆ含有量のＨｆを含む、請求項４に記載のＮｉ基超合金組成物。
【請求項６】
第１の元素が、１．７重量％＜Ｈｆ＜２．８重量％のＨｆ含有量のＨｆを含む、請求項５に記載のＮｉ基超合金組成物。
【請求項７】
＞１．２重量％の最小限のＨｆを含んでいて、Ｃが、Ｈｆ［原子％］／Ｃ［原子％］比＞１．５５で存在する、請求項３に記載のＮｉ基超合金組成物。
【請求項８】
ＣがＨｆ［原子％］／Ｃ［原子％］比＞１．９１で存在する、請求項７に記載のＮｉ基超合金組成物。
【請求項９】
Ｃが粒界強化のためにＣ＞０．０１重量％で存在する、請求項７又は８に記載のＮｉ基超合金組成物。
【請求項１０】
Ｃが０．０１重量％＜Ｃ＜０．２重量％で存在する、請求項９に記載のＮｉ基超合金組成物。
【請求項１１】
Ｎｉ基超合金が、重量％で、９．５Ｗ、９．２Ｃｏ、８．１Ｃｒ、５．６Ａｌ、３．２Ｔａ、２．４Ｈｆ、０．７Ｔｉ、０．５Ｍｏ、０．０７５Ｃ、０．０１５Ｚｒ、０．０１５Ｂ及び残部のＮｉの化学組成を有するＣＭ２４７ＬＣの改変版である、請求項１乃至請求項１０のいずれか１項に記載のＮｉ基超合金組成物。
【請求項１２】
Ｎｉ基超合金が、重量％で、１０．０Ｗ、１０．０Ｃｏ、８．４Ｃｒ、５．５Ａｌ、３．０Ｔａ、２．４Ｈｆ、１．０Ｔｉ、０．７Ｍｏ、０．１５Ｃ、０．０５Ｚｒ、０．０１５Ｂ及び残部のＮｉの化学組成を有するＭａｒＭ２４７の改変版である、請求項１乃至請求項１０のいずれか１項に記載のＮｉ基超合金組成物。
【請求項１３】
酸化物中の遊離Ｈｆの結合を防ぐために、ＳＬＭプロセスが、Ｏ2＜１％の保護雰囲気下で、粉末中のＯ2含有量は＜８００ｐｐｍで実施される、請求項３に記載のＮｉ基超合金組成物をＳＬＭ加工するための方法。
【請求項１４】
ＳＬＭプロセスが、Ｏ2＜０．６％の保護雰囲気下で、粉末中のＯ2含有量は＜５００ｐｐｍで実施される、請求項１３に記載の方法。
【請求項１５】
ＳＬＭプロセスが、Ｏ2＜０．４％の保護雰囲気下で、粉末中のＯ2含有量は＜３００ｐｐｍで実施される、請求項１４に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｎｉ基超合金に関する。本発明は、請求項１のプリアンブルによるＮｉ基超合金組成物に関する。本発明はさらに、かかるＮｉ基超合金組成物をＳＬＭ加工するための方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
γ’（ガンマプライム）Ｎｉ3（Ａｌ，Ｔｉ）硬化Ｎｉ基超合金は高温割れが非常に起こりやすいため、この選択的レーザ溶融は困難である。
【０００３】
特に、ＭａｒＭ２４７、ＣＭ２４７ＬＣ、ＣＭＳＸ４８６、Ｒｅｎｅ８０、Ｒｅｎｅ１０８又はＭＤ２など、γ−マトリックス中のγ’（ガンマプライム）相の含有量が高い合金は、選択的レーザ溶融（ＳＬＭ）中に広範な高温割れを生じる。
【０００４】
例えば、ＣＭ２４７ＬＣの公称化学組成は、重量％で、９．５Ｗ、９．２Ｃｏ、８．１Ｃｒ、５．６Ａｌ、３．２Ｔａ、１．４Ｈｆ、０．７Ｔｉ、０．５Ｍｏ、０．０７５Ｃ、０．０１５Ｚｒ、０．０１５Ｂ及び残部のＮｉ（米国特許出願公開第２０１４／０３４６２６（Ａ１）号明細書参照）であり、ＭａｒＭ２４７の公称化学組成は、重量％で、１０．０Ｗ、１０．０Ｃｏ、８．４Ｃｒ、５．５Ａｌ、３．０Ｔａ、１．５Ｈｆ、１．０Ｔｉ、０．７Ｍｏ、０．１５Ｃ、０．０５Ｚｒ、０，０１５Ｂ及び残部のＮｉである。
【０００５】
この高い高温割れ感受性は、高温用途、特にガスタービン産業において強く求められるであろうこの合金クラスのＳＬＭの工業化を妨げる。
【０００６】
この種の超合金における高温割れを減らすために、様々な手法が提案されている。
【０００７】
・欧州特許出願公開第２８８６２２５（Ａ１）号明細書は、選択的レーザ溶融（ＳＬＭ）又は電子ビーム溶融（ＥＢＭ）などのパウダーベッド式付加製造によって三次元物品を製造する技術に関する。特に、この文書は、化学組成を改変したＩＮ７３８ＬＣに基づくＮｉ基超合金粉末を含む高耐酸化性及び高ガンマプライム（γ’）析出物に関する。このような粉末は、重量％で、１５．７〜１６．３Ｃｒ、８．０〜９．０Ｃｏ、１．５〜２．０Ｍｏ、２．４〜２．８Ｗ、１．５〜２．０Ｔａ、３．２〜３．７Ａｌ、２．２〜３．７Ｔｉ、０．６〜１．１Ｎｂ、０．０９〜０．１３Ｃ、０．００７〜０．０１２Ｂ、０．００４＜Ｚｒ＜０．０３、０．００１＜Ｓｉ＜０．０３、残りの部分はＮｉ及び避けられない残部分の元素である化学組成を有し、加えて、１０〜１００μｍの間の粉末粒度分布及び球状形態を有する。利点として、より生産的なプロセスパラメータを用いて、付加製造プロセス（例えば、予熱）及び／又は後加工（例えば、熱間静水圧プレスＨＩＰ）の複雑で時間のかかる変形を伴わずに、ほとんど割れがない三次元物品を製造することができる。
【０００８】
しかし、高温割れを強く促すことが明らかになった、ＩＮ７３８ＬＣと類似の合金中の微量元素、特にＳｉ及びＺｒ（上述の欧州特許出願公開第２８８６２２５（Ａ１）号明細書参照）を低減及び制御しても、さらなる高γ’（ガンマプライム）含有合金における高温割れを完全に回避することはできない。
【０００９】
・部品の既存の高温割れを閉じるための、ＳＬＭ後の熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）の適用。
【００１０】
広範な割れについては、これは、以前の高温割れ部位における酸化物生成により、機械的特性を低下させる恐れがある；さらに、これは、表面に開いた割れを閉じることができない。一連のコーティングステップ及び熱間静水圧プレスステップにより、この問題を解決するプロセスが開示されている（米国特許第８５０６８３６号明細書参照）が、これは費用がかかり、したがって経済的ではない。
【００１１】
・ＳＬＭにより約１２００℃の非常に高温でγ’（ガンマプライム）強化合金ＭａｒＭ２４７を加工すると、全く割れのない部品が得られることが示されている（Ｙ．Ｃ．Ｈａｇｅｄｏｒｎ，Ｊ．Ｒｉｓｓｅ，Ｗ．Ｍｅｉｎｅｒｓ，Ｎ．Ｐｉｒｃｈ，Ｋ．Ｗｉｓｓｅｎｂａｃｈ，ａｎｄ  Ｒ．Ｐｏｐｒａｗｅ，「Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ  ｏｆ  ｎｉｃｋｅｌ  ｂａｓｅｄ  ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ  ＭＡＲ  Ｍ−２４７  ｂｙ  ｍｅａｎｓ  ｏｆ  Ｈｉｇｈ  Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ−Ｓｅｌｅｃｔｉｖｅ  Ｌａｓｅｒ  Ｍｅｌｔｉｎｇ（ＨＴ−ＳＬＭ）」，ｉｎ  Ｈｉｇｈ  Ｖａｌｕｅ  Ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ：Ａｄｖａｎｃｅｄ  Ｒｅｓｅａｒｃｈ  ｉｎ  Ｖｉｒｔｕａｌ  ａｎｄ  Ｒａｐｉｄ  Ｐｒｏｔｏｔｙｐｉｎｇ：Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ  ｏｆ  ｔｈｅ  ６ｔｈ  Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ  Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ  ｏｎ  Ａｄｖａｎｃｅｄ  Ｒｅｓｅａｒｃｈ  ｉｎ  Ｖｉｒｔｕａｌ  ａｎｄ  Ｒａｐｉｄ  Ｐｒｏｔｏｔｙｐｉｎｇ，Ｌｅｉｒｉａ，Ｐｏｒｔｕｇａｌ，１−５  Ｏｃｔｏｂｅｒ，２０１３，２０１３，ｐ．２９１参照）。
【００１２】
現在の構成では、基材のみが加熱され、したがって、積層高さ（ｂｕｉｌｄ  ｈｅｉｇｈｔ）が高くなると、基材からの距離が増すため、加工温度が低くなる。したがって、このプロセスは現在、小さな部品に限定される。プロセスが工業化される場合、ＳＬＭ装置を完全に再設計する必要があり、これは、高温が伴うため困難である。さらに、かかる高温では粉末の強い焼結が予想される。焼結されているが未溶融の粉末の除去には時間がかかるさらに、焼結粉末を除去することはほとんどできないため、冷却孔など、薄い内部構造を作ることはおそらく不可能である。したがって、かかるプロセスでは、表面品質、精度及び幾何学的自由度が低下する可能性がある。別の欠点は、加工中の粉末の強い酸化があり得る。これはリサイクル性の妨げになる恐れがあり、したがって材料コストを増大させる。
【００１３】
・電子ビーム溶融（ＥＢＭ）の使用は、高温割れのないこのような合金の加工を可能にすることが明らかになっている。
【００１４】
このプロセスは高温でも行われるため、前述と同様の制限がある（ただし、このプロセスは真空下で行われ、したがって粉末酸化は低減される）。しかし、部分的に焼結された粉末が、内部空洞からほとんど除去できないため、ＥＢＭは精度がさらに低く、表面品質がはるかに低くなり、ＳＬＭほど小さなフィーチャを生成することができない。
【００１５】
結果として、既存の解決策は問題を解決しないか、又は非常に非経済的であり、したがって、γ’（ガンマプライム）硬化超合金のためのＳＬＭプロセスの工業化を妨げる。
【発明の概要】
【００１６】
したがって、本発明の目的は、熱処理後にγ／γ’−ミクロ組織を構築する能力を有していて、かかるγ／γ’−ミクロ組織を有する三次元物品を製造するための、選択的レーザ溶融（ＳＬＭ）、電子ビーム溶融（ＥＢＭ）、レーザ金属フォーミング（ＬＭＦ；laser metal forming）、レーザ加工ネットシェイプ（ＬＥＮＳ；laser engineered net shape）又は直接金属溶着（ＤＭＤ；direct metal deposition）などの付加製造（ＡＭ）プロセス中の合金の割れ感受性を大幅に低減するＮｉ基超合金組成物を提供することである。
【００１７】
かかるＮｉ基超合金組成物をＳＬＭ加工するための方法を教示することが本発明の別の目的である。
【００１８】
これらの目的は、請求項１に記載の合金組成物及び請求項１３に記載の方法によって達成される。
【００１９】
本発明によれば、Ｎｉ基超合金組成物は、低融点共晶を形成する元素の量の制御によって、ＡＭプロセスにおける割れ感受性が大幅に低減していることを特徴とする。
【００２０】
本発明の実施形態では、超合金組成物は、パウダーベッド式付加製造（ＳＬＭ、ＥＢＭ）のために特に提供され、析出物中に結合していない第１の元素を含んでいて、第１の元素が低融点共晶を形成する。第１の元素の量は、標準的な組成に対して増加している。標準的な組成という用語は、従前市販されているＮｉ基超合金の化学組成をいう。
【００２１】
特に、第１の元素はハフニウム（Ｈｆ）を含む。第１の元素はＺｒ又はＢを含んでいてもよい。
【００２２】
具体的には、第１の元素は、１．２重量％＜Ｈｆ＜５重量％のＨｆ含有量のＨｆを含んでいてもよい。
【００２３】
さらに具体的には、第１の元素は、１．６重量％＜Ｈｆ＜３．５重量％のＨｆ含有量のＨｆを含んでいてもよい。
【００２４】
さらにより具体的には、第１の元素は、１．７重量％＜Ｈｆ＜２．８重量％のＨｆ含有量のＨｆを含んでいてもよい。
【００２５】
超合金組成物は、＞１．２重量％の最小限のＨｆを含んでいてもよく、ＣはＨｆ［原子％］／Ｃ［原子％］比＞１．５５で存在する。
【００２６】
具体的には、Ｃは、Ｈｆ［原子％］／Ｃ［原子％］比＞１．９１で存在する。
【００２７】
いずれの場合も、Ｃは、粒界強化のためにＣ＞０．０１重量％で存在してもよい。
【００２８】
特に、Ｃは、０．０１重量％＜Ｃ＜０．２重量％で存在してもよい。
【００２９】
合金中の前述の元素の量の制御及び調節は、本発明の利点をもたらす。開示されているＨｆ［原子％］／Ｃ［原子％］比を実現することにより、Ｈｆは炭化物析出物中に全く結合されておらず、「遊離」Ｈｆが低融点共晶を形成することができる。
【００３０】
本発明の別の実施形態では、Ｎｉ基超合金は、重量％で、９．５Ｗ、９．２Ｃｏ、８．１Ｃｒ、５．６Ａｌ、３．２Ｔａ、１．４Ｈｆ、０．７Ｔｉ、０．５Ｍｏ、０．０７５Ｃ、０．０１５Ｚｒ、０．０１５Ｂ及び残部のＮｉの公称組成を有するＣＭ２４７ＬＣの（より多くの量の２．４重量％のＨｆを含む）改変版である。Ｈｆ［原子％］／Ｃ［原子％］比は、本発明による改変版については２．２、公称組成を有する合金については１．３である。
【００３１】
本発明の別の実施形態では、Ｎｉ基超合金は、重量％で、１０．０Ｗ、１０．０Ｃｏ、８．４Ｃｒ、５．５Ａｌ、３．０Ｔａ、１．５Ｈｆ、１．０Ｔｉ、０．７Ｍｏ、０．１５Ｃ、０．０５Ｚｒ、０．０１５Ｂ及び残部のＮｉの公称組成を有するＭａｒＭ２４７の（特により多くの量のＨｆを含む）改変版である。Ｈｆ［原子％］／Ｃ［原子％］比は、公称組成を有するＭａｒＭ２４７合金については、わずか０．６７である。
【００３２】
本発明によるＮｉ基超合金組成物をＳＬＭ加工するための方法は、酸化物中の遊離Ｈｆの結合を防ぐために、ＳＬＭプロセスが、Ｏ2＜１％の保護雰囲気下で、粉末中のＯ2含有量は＜８００ｐｐｍで実施されることを特徴とする。
【００３３】
具体的には、ＳＬＭプロセスは、Ｏ2＜０．６％の保護雰囲気下で、粉末中のＯ2含有量は＜５００ｐｐｍで実施される。
【００３４】
さらに具体的には、ＳＬＭプロセスは、Ｏ2＜０．４％の保護雰囲気下で、粉末中のＯ2含有量は＜３００ｐｐｍで実施される。
【００３５】
ここで本発明を、様々な実施形態により、添付図面を参照して、さらに詳しく説明する。
【図面の簡単な説明】
【００３６】
【図１】（ａ）標準的なＭａｒＭ２４７に関連する、（ｂ）標準的なＣＭ２４７ＬＣに関連する、及び（ｃ）本発明の実施形態による改善された合金組成物に関連する、（同じ加工パラメータ及び条件を使用した）積層された状態（as-built state）の３つの異なるＳＬＭ加工した合金の検鏡試片の比較を示す図である。
【図２】Ｈｆに富む溶融物による割れのバックフィル（backfilling）の証拠を示す、本発明の実施形態による合金のＳＥＭ顕微鏡写真及びＥＤＸマップを示す図である。
【図３】（ａ）標準的なＣＭ２４７ＬＣ、及び（ｂ）本発明の実施形態による最適化された合金（いずれのサンプルも等しい条件下で加工される。）から製造されたＳＬＭ加工部品の側面の顕微鏡写真を示す図である。標準的な組成（ａ）は、表面に開いた多くの割れを生じるが、最適化された合金組成（ｂ）では、割れのない表面が得られる。
【図４】標準的な合金と比較して、本発明による最適化された合金組成物による高温割れ（割れ密度）の減少を示す図である。
【図５】合金のＨｆ／Ｃ比の上昇に伴う高温割れの減少を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００３７】
本発明は特に、選択的レーザ溶融（ＳＬＭ）又は電子ビーム溶融（ＥＢＭ）などのパウダーベッド式付加製造（ＡＭ）技術に使用されるＮｉ基超合金組成物に関する。しかし、特許請求の範囲に記載のＮｉ基超合金は、レーザ金属溶着（ＬＭＤ）又はレーザ金属フォーミング（ＬＭＦ）（粉末送給法（ｂｌｏｗｎ  ｐｏｗｄｅｒ  ｍｅｔｈｏｄ））などの他のＡＭ技術における溶接性を改善することもできる。
【００３８】
通常、本発明によれば、ＡＭプロセス中の割れ感受性は、低融点共晶を形成する元素の量を制御することによって大幅に低減することができる。
【００３９】
凝固及び熱ひずみによって引き起こされる２つの凝固前面の間の体積収縮が、主要な溶融プールからの流体の流れによって補うことができないときに高温割れは起こる。この流体の流れ（「バックフィル」）は、最終段階の凝固挙動に影響される、樹枝状晶のネットワークの透過性に強く依存する。
【００４０】
本発明は、このバックフィルプロセスのための合金の能力を高め、したがって、ＡＭ／ＳＬＭ加工中の高温割れの量を減らすことを意図している。
【００４１】
本発明は、低融点共晶を形成する「遊離」（すなわち、析出物中に結合していない）元素、特にＨｆの量を増やすことによってこれを実現する。これは、凝固の最終段階まで、存在する液体の体積分率を大きくし、したがって、さらに大きな樹枝状晶の分離及びより高い透過性をもたらす。
【００４２】
したがって、Ｚｒなどの必須の元素の存在により生成し始める可能性のある高温割れは、凝固中にバックフィルして、直接閉じることができる。
【００４３】
Ｈｆは、非常に強い炭化物及び酸化物生成物質（ｆｏｒｍｅｒ）である。Ｈｆ炭化物及び酸化物は、凝固のごく初期に溶融物から生成され、したがって、凝固の極めて重要な段階の前に、多くのＨｆが炭化物／酸化物中に固定される。
【００４４】
したがって、高温割れを減らすために、最少量の１．２重量％のＨｆを含み、Ｃを含んでいて、Ｈｆ［ａｔ％］／Ｃ［ａｔ％］比＞１．５５を有する合金組成物が提案される。
【００４５】
特に、合金組成物は、より高いＨｆ含有量（１．４重量％の代わりに２．４重量％）を有する、市販されているＣＭ２４７ＬＣ合金（公称組成重量％で、９．５Ｗ、９．２Ｃｏ、８．１Ｃｒ、５．６Ａｌ、３．２Ｔａ、１．４Ｈｆ、０．７Ｔｉ、０．５Ｍｏ、０．０７５Ｃ、０．０１５Ｚｒ、０．０１５Ｂ及び残部のＮｉ）の改変版である。その公称化学組成のＨｆ［ａｔ％］／Ｃ［ａｔ％］比は１．３であり、改変された組成については、その比は２．２である。
【００４６】
本発明の別の実施形態では、Ｎｉ基超合金は、重量％で、１０．０Ｗ、１０．０Ｃｏ、８．４Ｃｒ、５．５Ａｌ、３．０Ｔａ、１．５Ｈｆ、１．０Ｔｉ、０．７Ｍｏ、０．１５Ｃ、０．０５Ｚｒ、０．０１５Ｂ及び残部のＮｉの公称組成を有するＭａｒＭ２４７の（特により多くの量のＨｆを含む）改変版である。Ｈｆ［原子％］／Ｃ［原子％］比は、公称組成を有するＭａｒＭ２４７合金については、わずか０．６７である。
【００４７】
これらの要件を満たす合金は、生じる高温割れのバックフィルを可能にするのに十分な体積の末端の液体（terminal liquid）を示し、したがって、ＳＬＭ加工中に非常に低い高温割れ感受性を示す。
【００４８】
酸化物中の遊離Ｈｆの結合を防ぐために、ＳＬＭプロセスは、Ｏ2＜１％、好ましくは＜０．６％、さらに好ましくは０，４％の保護雰囲気下で追加的に実施されなければならず、粉末中のＯ2含有量は、＜８００ｐｐｍ、好ましくは＜５００ｐｐｍ、さらに好ましくは＜３００ｐｐｍでなければならない。粒界強化のために、Ｃ含有量は＞０．０１重量％でなければならない。
【００４９】
図１は、ＳＬＭにより加工された異なる合金からの３つの検鏡試片を示す。２つの標準的な合金（ａ）及び（ｂ）は高温割れが非常に起こりやすいが、本発明の実施形態による実験に基づく合金は、高温割れを全く示さない。３つすべての合金は、同一のプロセスパラメータ／条件を用いて製造された。
【００５０】
図２は、Ｈｆに富む末端の液体による、生じる高温割れのバックフィルに由来するＨｆに富む粒界領域を示す走査電子顕微鏡画像及びＥＤＸマップの挿入図を示す。
【００５１】
図３は、（ａ）標準的なＣＭ２４７ＬＣ、及び（ｂ）本発明の実施形態による最適化された合金（いずれのサンプルも等しい条件下で加工される。）から製造されたＳＬＭ加工部品の側面の顕微鏡写真を示す。見て分かる通り、本発明による合金からのＳＬＭ加工部品（ｂ）は、表面に開いた割れを示さない。これらの割れは特に除去が困難であり、疲労特性を低下させる恐れがあるため、これは重要である。一方、標準的なＣＭ２４７ＬＣ合金（ａ）は、同じ条件下で加工したときに、多くの表面割れを示す。
【００５２】
図４は、同一の条件を用いたＳＬＭにより加工された異なる合金の定量的な割れ解析による結果を示す。本発明による最適化された合金組成物を、２つの標準的な合金と比較している。本発明による実験に基づく（最適化された）合金は、著しく低下した高温割れ感受性を示す。
【００５３】
図５は、ゼロから２．２までの比の範囲のＨｆ／Ｃ比の上昇に伴う高温割れ感受性の低下を示し、割れ密度はほぼゼロになる。
【００５４】
Ｈｆを鋳造合金に添加して鋳造性を改善することは最先端技術である。しかし、鋳造材料においては、Ｈｆの添加には厳しい制限がいくつかある：第１に、Ｈｆは凝固中に著しく偏析し、凝固温度が非常に低い共晶組織を形成する。これは、その後の熱処理中の初期溶融の可能性を著しく高める。第２に、Ｈｆは非常に反応性が高く、インベストメント鋳造に使用される鋳型と強く反応する可能性がある。
【００５５】
したがって、Ｈｆ含有量は通常、鋳造合金において〜１．５％に制限される。しかし、これらの制限はＳＬＭプロセスには存在しない。なぜなら、起こる急速凝固が、Ｈｆ偏析及び低融点共晶組織のサイズを制限するからである。数百ｎｍより小さいサイズのこれらの非常に小さい偏析は、加熱中に既に均質化されているため、初期溶融は問題ではない。溶融物中のＨｆの高い反応性は、ＳＬＭによる粉末床による部品の直接的な生成により、問題ではない。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【外国語明細書】
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