CN111500896A - 一种强化γ′相的第三代镍基单晶高温合金及制备方法 - Google Patents

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Abstract

一种强化γ′相的第三代镍基单晶高温合金及制备方法。所述强化γ′相的第三代镍基单晶高温合金由Al、Ta、W、Re、Mo、Cr、Co、Hf和Ni组成。Ta元素在γ′形成元素Al、Ta中的占比x为0.1283～0.2282。W元素以Ni‑W合金的方式加入。通过固溶处理、高温时效处理和低温时效处理，得到具有强化γ′相的第三代镍基单晶高温合金。本发明具有较高的中、高温强度，以及良好的瞬时拉伸性能和蠕变性能，并且合金中稀贵元素Re的含量低，极大降低了合金成本。

Description

一种强化γ′相的第三代镍基单晶高温合金及制备方法
技术领域
本发明涉及材料领域，具体是一种强化γ′相的第三代镍基单晶高温合金及制备方法。
背景技术
高温合金是指能够在600℃以上高温承受较大复杂应力，并具有表面稳定性的高合金化铁基、钴基或镍基奥氏体金属材料。镍基单晶高温合金具有较高的高温强度，优良的蠕变、疲劳抗力，良好的抗氧化、抗腐蚀的性能，被广泛应用于航空发动机和燃气轮机的热端部件。
γ′相是镍基单晶高温合金中的强化相，是具有面心立方结构的Ni3Al型金属间化合物，其自身物性参数、尺寸大小、体积分数和组织形貌共同决定了合金的力学性能。Al和Ta是γ′相形成元素，决定强化相的数量、溶解温度和强度，同时有效改善合金的抗氧化性和抗腐蚀性。在单晶高温合金发展的过程中，合金承温能力的不断提高，主要原因在于难熔元素含量不断增加。在典型的第一代、第二代和第三代镍基单晶高温合金中，Re含量分别为0wt.％、3wt.％、6wt.％。这是因为Re元素扩散系数低，有效降低了高温下组织演化速率，显著提升了合金的高温蠕变性能。但随着Re元素的大量加入，也带了合金成本高、密度大、易析出TCP(topologically close-packed phase拓扑密排相)相等缺点。在高温低应力条件下，合金蠕变机制为a/2<101>位错对夹着反相畴界(APB,antiphase boundary)切入γ′相或a<010>超位错在γ′相中攀移，使γ′相稳定结构逐渐退化，最终导致试样断裂。由此可见，可通过强化γ′相来进一步提高合金的高温力学性能。研究表明Ta、Nb元素可显著提高γ′相反相畴界能，既而增大位错切入γ′相的抗力，同时γ′相形成元素中难熔元素Ta具有相对较低的扩散系数，可减缓位错的攀移。Ta对TCP析出倾向影响较小，经验证增加Ta的含量合金中不会析出TCP相。因此，适量降低Re元素含量，提高Ta元素的含量，能够使合金进一步提升高温强度，同时有效较低成的本。
目前，文献“D.J.Crudden.Acta Materialia 75(2014)356–370”介绍了在Ni-Al-X三元金属间化合中，Ta、Ti、Nb三种元素对APB提升明显，其中Ta元素可以同时提高{111}和{011}面的反相畴界能。分析多种等轴高温合金650℃拉伸性能，发现合金的屈服强度与计算所得的反相畴界能成正相关。在单晶高温合金中1000℃以上拉伸性能和不同温度下的蠕变性能与反相畴界能的相关性目前未见报道。文献“Chandran M.Model Simul Mater Sci19(2011)”通过Ta、Ti和Nb分别替代Al元素计算三元合金{111}面反相畴界能，结果表明，当X元素在(Al+X)的占比为0.2～0.3时，反相畴界能达到最大值。目前，典型的第三代镍基单晶高温合金中，Al、Ta元素的成分如下(wt.％)：CMSX-10(美国,U.S.Pat.No.5366695)中Al:5.0～7.0％，Ta:7.0～10.0％,RenéN6(美国,U.S.Pat.No.5270123)中Al:5.0～6.5％，Ta:7.0～9.25％，TMS-75(日本,U.S.Pat.No.6755921)中Al:5.5～6.5％，Ta:5.0～7.0％，DD33(中国,CN102732750A)中Al:5.5～6.5％，Ta:7.0～10.0％，其中Ta元素在(Al+Ta)元素总和的比值x分别为：0.180(CMSX-10K)、0.176(CMSX-10Ri)、0.157(RenéN6)、0.130(TMS-75)、0.166(DD33),可见以上比值均未达到0.2～0.3的最优值。
发明内容
为克服现有技术中存在的成本高、难熔元素含量趋于饱和、显微组织不稳定的问题，本发明提出了一种强化γ′相的第三代镍基单晶高温合金及制备方法。
所述强化γ′相的第三代镍基单晶高温合金由Al、Ta、W、Re、Mo、Cr、Co、Hf和Ni组成。其中：Al为5.14～6.15wt％，Ta为6.03～10.38wt％，W为5.66～6.47wt％，Re为3.93～4.37wt％，Mo为1.41～1.65wt％，Cr为2.17～2.91wt％，Co为11.17～12.64wt％，Hf为0～0.1wt％，余量为Ni。
所述Ta元素在γ′形成元素Al、Ta中的占比x为0.1283～0.2282。所述x＝CTa/(CAl+CTa)，其中，CTa为Ta在合金中的原子百分含量，CAl为Al在合金中的原子百分含量。
所述W元素以Ni-W合金的方式加入；所述的Ni-W合金是将所述W与所述Ni混合，制成W含量为20％的Ni-W中间合金；
所述Ni-W中间合金为块状，外形尺寸小于40mm×40mm×40mm。
本发明提出的制备所述强化γ′相的第三代镍基单晶高温合金的具体过程是：
步骤1，制备母合金锭：
按表1所述合金成分进行配料。通过真空感应熔炼制备母合金。合金在1540℃～1580℃精炼5min，精炼结束后降温至1500℃～1540℃浇铸为母合金锭。
步骤2，制备单晶试棒：
采用籽晶法+螺旋选晶法，在定向凝固炉上进行制备所述单晶试棒。
步骤3，热处理：
对得到的单晶试棒进行热处理。所述热处理包括固溶处理和两次时效过程。
将所述单晶试棒置于管式炉内。对该管式炉抽真空后通入Ar气，重复所述抽真空--通氩气过程3～4次。确保Ar气持续充满炉腔，使该炉腔与大气联通一端持续有Ar气排出，并保持该状态直至热处理结束。
固溶处理：从初始温度25℃开始，炉温以7℃/min的升温速率升温至210℃，随后以10℃/min的升温速率升温至1280℃～1320℃并保温3～5小时；以2℃/min的升温速率继续升温至1310℃～1350℃保温7～10小时；保温结束后，继续以2℃/min的升温速率升温至1325℃～1360℃并保温16～36小时；保温结束后取出试棒空冷至室温，得到经过固溶处理的单晶试棒。
一次时效：将经过固溶处理的单晶试棒置于管式炉内。从初始温度25℃开始，炉温以10℃/min的升温速率升温至1150℃～1180℃并保温4h。保温结束后取出试棒空冷至室温。得到经过一次时效的单晶试棒。
二次时效：将所述一次时效后的单晶试棒置于箱式炉内。对该箱式炉升温至850℃～870℃并保温24h。保温结束后取出试棒空冷至室温。
至此，完成对所述单晶试棒的热处理。
得到所述强化γ′相的第三代镍基单晶高温合金的制备。
本发明提供一种通过强化γ′相，获得低成本、高强度的第三代镍基单晶高温合金及其制备方法。
本发明将合金的成分中的Re含量控制在4.5％以下，相应的增加了Ta的含量，使Ta/(Al+Ta)的比值达到0.2～0.3，增强合金中γ′相的强度。通过较高温度、较长时间的固溶处理和相应的时效处理，共晶中的Ta元素充分扩散，保证γ′相尺寸均匀，含Ta量水平较高，使合金达到第三代镍基单晶高温合金的性能水平。
化学成分的设计主要基于如下理由：
Al和Ta是镍基高温合金中形成γ′相的形成元素，其含量决定了高温合金中γ′相的强度和体积分数，对合金高温性能起着重要作用。提高Ta含量会增加γ′相反相畴界能，增大位错切割难度.Ta主要分布于γ′相中，且具有较低的扩散系数，因此Al含量控制在5％～7％，Ta含量控制在8％～12％。
W是强固溶强化元素，可增强原子间结合力，提高扩散激活能，降低的扩散系数，能够提高合金的蠕变寿命。但W含量过高会促进合金析出TCP相，破坏组织稳定性；同时影响合金的铸造性能，引起“雀斑”能缺陷出现。因此W的含量控制在5％～8％。
Re是镍基单晶高温合金中的重要强化元素，具有极低的的扩散系数，可有效阻碍高温下由扩散导致的组织退化和空位聚集。Re元素有利于增大基体中晶格常数，使错配度的绝对值增大，有利于在相界面处形成致密位错网。但Re元素偏析严重，给固溶处理带来很大困难，同时强烈促进合金中TCP相的析出，加之Re储量稀少、价格非常昂贵，因此将Re的含量控制在3％～5％。
Mo是固溶强化元素，能增大γ/γ′的错配度，促进致密位错网形成，有效阻碍位错运动，提高合金性能；但Mo对合金的抗热腐蚀性能有不利影响，并且强烈促进合金中TCP相的析出，不宜过多添加，因此Mo的含量控制在1％～3％。
Cr是提高合金抗氧化、抗热腐蚀性能的关键元素，主要分配于基体中。同时Cr是TCP相的主要成分之一，Cr含量增加会降低合金的组织稳定性，因此Cr的含量控制在1.5％～3.5％。
Co能降低基体层错能，显著提高合金的塑性及高应力下的蠕变寿命；同时能够抑制合金中TCP相的析出，提高组织稳定性，因此Co含量为：9％～13％。
本发明采用多步、高温、长时的固溶处理制度，保证铸态组织中的大量共晶充分溶解，促进元素充分扩散，减轻合金中元素偏析，热处理完成后有利于形成大小相近、形貌规则、排列紧密的γ′相，有利于提升合金的力学性能。
与现有第三代单晶合金相比，本发明具有较高的中、高温强度。
瞬时拉伸性能：20℃时，屈服强度≥960MPa；760℃时，屈服强度≥990MPa；980℃时屈服强度≥760MPa；好于同温度段Re含量在5wt％及以上的第三代镍基单晶高温合金CMSX-10Ri和TMS-75；
蠕变性能：1100℃/150MPa下蠕变寿命≥120h；760℃/800MPa下蠕变寿命≥270h；蠕变强度与典型第三代镍基单晶高温合金CMSX-10相当。
本发明合金中稀贵元素Re含量低，极大降低了合金成本。
附图说明
图1为本发明实施例1合金完全热处理后的微观组织。
图2为本发明实施例1中的合金在20℃、760℃、980℃和1100℃温度下拉伸曲线。
图3为本发明实施例1合金与典型第三代单晶合金的Larson-Miller参数P的对比图。
图4为本发明实施例1合金、实施例7合金、实施例12合金和实施例4合金在1100℃/150MPa条件下蠕变曲线对比。
图5为本发明实施例1合金和实施例7合金在条件为760℃/800MPa的蠕变曲线对比。
图6为本发明的流程图。
图中：1.实施例1中合金在20℃下的拉伸曲线；2.实施例1中合金在760℃下的拉伸曲线；3.实施例1中合金在980℃下的拉伸曲线；4.实施例1中合金在1100℃下的拉伸曲线；5.实施例1中在不同蠕变条件下的P值曲线；6.CMSX-10在不同蠕变条件下的P值曲线；7.TMS-75在不同蠕变条件下的P值曲线；8.RenéN6在不同蠕变条件下的P值曲线；9.实施例1合金在条件为1100℃/150MPa的蠕变曲线；10.实施例7合金在条件为1100℃/150MPa的蠕变曲线；11.实施例12合金在条件为1100℃/150MPa的蠕变曲线；12.实施例4合金在条件为1100℃/150MPa的蠕变曲线；13.实施例1合金在条件为760℃/800MPa的蠕变曲线；14实施例7合金在条件为760℃/800MPa的蠕变曲线。
具体实施方式
本发明是一种强化γ′相的第三代镍基单晶高温合金及制备方法，通过16个实施例具体说明其技术方案。
本发明由Al、Ta、W、Re、Mo、Cr、Co、Hf和Ni组成。其中：Al为5.14～6.15wt％，Ta为6.03～10.38wt％，W为5.66～6.47wt％，Re为3.93～4.37wt％，Mo为1.41～1.65wt％，Cr为2.17～2.91wt％，Co为11.17～12.64wt％，Hf为0～0.1wt％，余量为Ni。
Ta元素在γ′形成元素Al、Ta中的占比x为0.1283～0.2282。所述x＝CTa/(CAl+CTa)，其中，CTa为Ta在合金中的原子百分含量，CAl为Al在合金中的原子百分含量。
所述Al的纯度与Ni的纯度均为99.99％。该Al与Ni均为颗粒状，其粒径近似为φ6mm×6mm。
所述Co的纯度与Mo的纯度均为99.99％。该Co与Mo均为1～10mm的不规则块状。
所述Hf的纯度为99.95％。该Hf为颗粒状，其粒径近似为φ2mm×4mm。
所述Cr的纯度为99.99％。该Cr为1～5mm的不规则块状。
所述Re的纯度为99.99％。该Re为颗粒状，其粒径近似为φ10mm×10mm。
所述Ta的纯度为99.99％。该Ta为外形尺寸小于40mm×40mm×1mm的片状。
所述W的纯度为99.95％。该W为1～3mm的不规则块状。
本发明合金熔炼母合金配料时W元素全部以Ni-W合金的方式加入。所述的Ni-W合金是将所述W与所述Ni混合，制成W含量为20％的Ni-W中间合金，将该Ni-W中间合金作为熔炼的原料。所述Ni-W中间合金为块状，外形尺寸小于40mm×40mm×40mm。
所述Ni-W中间合金的制备过程采用现有技术，具体是：将所述的W与Ni混合后装炉，共计25kg，对该熔炼炉抽真空后充入氩气，开启熔炼电源，随后15min内将功率升至100kw，5min后将功率加至120kw，再过5min后将功率加至140kw，待合金熔清后，降低熔炼电源功率，使熔体温度降至1600℃，在此温度下精炼5min，随后继续降低电源功率，待熔体降温至1500℃时进行浇铸。冷却后取出，至此获得Ni-W中间合金。
各实施例的组份见表1。
表1，单位：wt％
Figure BDA0002499019380000061
为对比方便，表2中给出了现有技术中典型第三代镍基单晶高温合金CMSX-10K、CMSX-10Ri、TMS-75和RenéN6的化学成分。
表2，单位：wt％
Figure BDA0002499019380000071
各实施例中的合金与现有技术中典型第三代镍基单晶高温合金的占比x见表3。表3中，x的值越高，表明该合金γ′相中Ta含量越高。所述x为Ta元素在γ′形成元素Al、Ta中的占比。
图3，单位：无量纲
实施例 x 实施例 x 实施例 x 对比例 x
1 0.2277 7 0.1717 13 0.1501 CMSX-10K 0.184
2 0.2275 8 0.1755 14 0.2010 CMSX-10Ri 0.176
3 0.2282 9 0.1741 15 0.2028 RenéN6 0.157
4 0.1313 10 0.1759 16 0.2146 TMS-75 0.130
5 0.1290 11 0.1744 -- -- -- --
6 0.1283 12 0.1430 -- -- -- --
本实施例提出的制备所述强化γ′相的第三代镍基单晶高温合金的具体过程是：
步骤1，制备母合金锭：
按表1所述合金成分进行配料。采用常规方法，通过真空感应熔炼制备母合金。合金在1540℃～1580℃精炼5min，精炼结束后降温至1500℃～1540℃浇铸成尺寸为
Figure BDA0002499019380000072
Figure BDA0002499019380000073
的母合金锭。
对得到的母合金锭打磨去除氧化皮，经酒精超声清洗后用于制备单晶棒。
步骤2，制备单晶试棒：
采用现有技术中的籽晶法+螺旋选晶法，在定向凝固炉上进行制备所述单晶试棒。
将清洗后的母合金块置入坩埚中，导流管置于坩埚下方，将预置籽晶的模壳固定在结晶盘上，随后将模壳升至预定位置使得导流管下端刚好进入模壳冒口。待上述浇铸系统装填完毕后，对所述定向凝固炉抽真空至4×10-2Pa。打开温控开关，对定向凝固炉保温区的上端和下端分别加热，使该保温区上端温度为1540℃，该保温区下端温度为1550℃。当所述保温区上端的温度和保温区下端的温度均达到1200℃时，开启熔炼电源至7.5kw对母合金进行预热。当该保温区上端的温度达到预设的1540℃、下端的温度达到预设的1550℃时，加大熔炼电源功率至10kw进行化料。当坩埚中母合金融化后，熔体温度达到1500～1540℃时，进行浇铸。熔体在模壳中静置20分钟后，进行抽拉，制备出单晶试棒。定向凝固炉温度梯度为60K/cm，设定抽拉速率为5～6mm/min，
步骤3，热处理：
对得到的单晶试棒进行热处理。所述热处理包括固溶处理和两次时效过程。
将所述单晶试棒置于管式炉内。对该管式炉抽真空后通入Ar气，重复所述抽真空--通氩气过程3～4次。确保Ar气持续充满炉腔，使该炉腔与大气联通一端持续有Ar气排出，并保持该状态直至热处理结束。
固溶处理：从初始温度25℃开始，炉温以7℃/min的升温速率升温至210℃，随后以10℃/min的升温速率升温至1280℃～1320℃。
升温过程中，在1280℃～1320℃保温3～5小时，继续升温至1310℃～1350℃保温7～10小时，最后升温至1325℃～1360℃保温16～36小时，保温结束后取出试棒空冷至室温，得到经过固溶处理的单晶试棒。所述温度从1280℃～1360℃的升温过程中，升温速率均为2℃/min。
一次时效：将经过固溶处理的单晶试棒置于管式炉内。从初始温度25℃开始，炉温以10℃/min的升温速率升温至1150℃～1180℃并保温4h。保温结束后取出试棒空冷至室温。得到经过一次时效的单晶试棒。
二次时效：将所述一次时效后的单晶试棒置于箱式炉内。对该箱式炉升温至850℃～870℃并保温24h。保温结束后取出试棒空冷至室温。
至此，完成对所述单晶试棒的热处理。
得到所述强化γ′相的第三代镍基单晶高温合金的制备。
各实施例具体制备参数如表4所示：
表4
Figure BDA0002499019380000081
Figure BDA0002499019380000091
固溶制度如表5所示：
表5
Figure BDA0002499019380000092
实施例1合金完全热处理后的微观组织如图1所示，采用本发明热处理制度元素扩散充分，析出尺寸为0.3-0.5mm的立方状γ′相，分布均匀、排列规整。
镍基单晶高温合金试样经完全热处理后进行拉伸、蠕变性能测试。对比图2中实施例1中合金在20℃下的拉伸曲线1、实施例1中合金在760℃下的拉伸曲线2、实施例1中合金在980℃下的拉伸曲线3和实施例1中合金在1100℃下的拉伸曲线4，表明，实验温度从20℃升到760℃时，实施例1中合金屈服强度和抗拉强度均有提高，特别是合金的抗拉强度提高显著。980℃、1100℃时，合金屈服强度和抗拉强度一定程度降低，延伸率增加，屈服后合金加工硬化效应减弱，曲线缓慢降低。
实施例1中的合金与实施例7中的合金在不同温度瞬时拉伸性能见表6。
表6
Figure BDA0002499019380000101
表7是CMSX-10Ri、TMS-75合金在不同温度下瞬时拉伸性能
表7
Figure BDA0002499019380000102
对比表6、表7中高温合金拉伸性能可以看出，提高第三代镍基单晶高温合金中Ta元素含量，合金的屈服强度和抗拉强度得到有效提高。在室温时，实施例1和实施例7中得到的第三代镍基单晶高温合金的拉伸性能优于TMS-75合金。760℃时，实施例1得到的第三代镍基单晶高温合金的屈服强度和抗拉强度达到最高如图2所示，实施例1得到的第三代镍基单晶高温合金的性能优于TMS-75合金750℃时的性能。980℃时，实施例1得到的第三代镍基单晶高温合金的屈服强度优于CMSX-10Ri、TMS-75合金950℃下的强度。结果证明，本发明合金具有较好的拉伸性能。
实施例1合金在不同温度应力条件下的蠕变性能见表8。
表8实施例1合金的蠕变性能
Figure BDA0002499019380000103
Figure BDA0002499019380000111
实施例1与典型第三代镍基单晶高温合金Larson-Miller曲线比较见图3。对比图3中的实施例1中在不同蠕变条件下的P值曲线5、CMSX-10在不同蠕变条件下的P值曲线6；TMS-75在不同蠕变条件下的P值曲线7和RenéN6在不同蠕变条件下的P值曲线8。Larson-Miller参数P＝T[20+log(t)]/1000,其中T为蠕变温度，t为蠕变寿命，P值反映了合金服役温度与蠕变寿命的相关量，相同蠕变应力条件下，P值越大表明合金的蠕变性能越好。可见实施例1中得到的合金在不同温度应力条件下蠕变性能与典型第三代镍基单晶高温合金CMSX-10水平相当，优于RenéN6合金，同时具有低成本的优势。
实施例7在不同蠕变条件下的性能如表9所示。
表9实施例7得到的第三代镍基单晶高温合金的蠕变性能
蠕变条件 蠕变寿命h 延伸率％ Larson-Miller参数P
1100℃/150MPa 83.6 24.91 30.10
1100℃/150MPa 89.4 26.57 30.14
980℃/350MPa 68.8 39.42 27.36
760℃/800MPa 220.2 25.46 23.08
表10实施例12在1100℃/150MPa条件下蠕变性能
蠕变条件 蠕变寿命h 延伸率％ Larson-Miller参数P
1100℃/150MPa 78.31 21.69 30.06
1100℃/150MPa 81.74 9.71 30.08
表11实施例4在1100℃/150MPa条件下蠕变性能
蠕变条件 蠕变寿命h 延伸率％ Larson-Miller参数P
1100℃/150MPa 46.77 28.62 29.75
1100℃/150MPa 38.08 33.95 29.63
图4中，实施例1合金在条件为1100℃/150MPa的蠕变曲线9所对应的合金中Ta元素占比为0.2277；所述实施例7合金在条件为1100℃/150MPa的蠕变曲线10所对应的合金中Ta元素占比为0.1717；所述实施例12合金在条件为1100℃/150MPa的蠕变曲线11所对应的合金中Ta元素占比为0.1430；所述实施例4合金在条件为1100℃/150MPa的蠕变曲线12所对应的合金中Ta元素占比为0.1313。可见增加Ta元素的含量能够有效降低蠕变速率、增加蠕变稳态区间的持续时间。
实施例1与实施例7中得到的第三代镍基单晶高温合金在760℃/800MPa条件下蠕变曲线对比见图5。曲线13为实施例1合金在条件为760℃/800MPa的蠕变曲线；曲线14实施例7合金在条件为760℃/800MPa的蠕变曲线。从图5中可以看出，实施例1合金在条件为760℃/800MPa的蠕变曲线13整体上在Y方向低于所述实施例7合金在条件为760℃/800MPa的蠕变曲线14，表明实施例1具有较低的应变量；所述实施例1合金在条件为760℃/800MPa的蠕变曲线13在X方向长于该实施例7合金在条件为760℃/800MPa的蠕变曲线14，表明实施例1具有较长的蠕变寿命。结果表明，Ta元素增加，能够有效提高合金中γ′相强度，有效降低蠕变初始阶段的应变量，提高蠕变寿命。

Claims (5)

1.一种强化γ′相的第三代镍基单晶高温合金，其特征在于，由Al、Ta、W、Re、Mo、Cr、Co、Hf和Ni组成；其中：Al为5.14～6.15wt％，Ta为6.03～10.38wt％，W为5.66～6.47wt％，Re为3.93～4.37wt％，Mo为1.41～1.65wt％，Cr为2.17～2.91wt％，Co为11.17～12.64wt％，Hf为0～0.1wt％，余量为Ni。
2.如权利要求1所述强化γ′相的第三代镍基单晶高温合金，其特征在于，Ta元素在γ′形成元素Al、Ta中的占比x为0.1283～0.2282；所述x＝CTa/(CAl+CTa)，其中，CTa为Ta在合金中的原子百分含量，CAl为Al在合金中的原子百分含量。
3.如权利要求1所述强化γ′相的第三代镍基单晶高温合金，其特征在于，所述W元素以Ni-W合金的方式加入；所述的Ni-W合金是将所述W与所述Ni混合，制成W含量为20％的Ni-W中间合金。
4.如权利要求3所述强化γ′相的第三代镍基单晶高温合金，其特征在于，所述Ni-W中间合金为块状，外形尺寸小于40mm×40mm×40mm。
5.一种制备权利要求1所述强化γ′相的第三代镍基单晶高温合金的方法，其特征在于，具体过程是：
步骤1，制备母合金锭：
按所述合金成分配料；通过真空感应熔炼制备母合金；合金在1540℃～1580℃精炼5min，精炼结束后降温至1500℃～1540℃浇铸为母合金锭；
步骤2，制备单晶试棒：
采用籽晶法+螺旋选晶法，在定向凝固炉上进行制备所述单晶试棒；
步骤3，热处理：
对得到的单晶试棒进行热处理；所述热处理包括固溶处理和两次时效过程；
将所述单晶试棒置于管式炉内；对该管式炉抽真空后通入Ar气，重复所述抽真空--通氩气过程3～4次；确保Ar气持续充满炉腔，使该炉腔与大气联通一端持续有Ar气排出，并保持该状态直至热处理结束；
固溶处理：从初始温度25℃开始，炉温以7℃/min的升温速率升温至210℃，随后以10℃/min的升温速率升温至1280℃～1320℃并保温3～5小时；以2℃/min的升温速率继续升温至1310℃～1350℃保温7～10小时；保温结束后，继续以2℃/min的升温速率升温至1325℃～1360℃并保温16～36小时；保温结束后取出试棒空冷至室温，得到经过固溶处理的单晶试棒；
一次时效：将经过固溶处理的单晶试棒置于管式炉内；从初始温度25℃开始，炉温以10℃/min的升温速率升温至1150℃～1180℃并保温4h；保温结束后取出试棒空冷至室温；得到经过一次时效的单晶试棒；
二次时效：将所述一次时效后的单晶试棒置于箱式炉内；对该箱式炉升温至850℃～870℃并保温24h；保温结束后取出试棒空冷至室温；
至此，完成对所述单晶试棒的热处理；
得到所述强化γ′相的第三代镍基单晶高温合金的制备。
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