CN113444920A

CN113444920A - 一种低疏松形成倾向性的镍基单晶高温合金及其制备工艺

Info

Publication number: CN113444920A
Application number: CN202110717234.8A
Authority: CN
Inventors: 刘纪德; 周亦胄; 王新广; 杨彦红; 孟杰; 孙晓峰
Original assignee: Institute of Metal Research of CAS
Current assignee: Institute of Metal Research of CAS
Priority date: 2021-06-25
Filing date: 2021-06-25
Publication date: 2021-09-28
Anticipated expiration: 2041-06-25
Also published as: CN113444920B

Abstract

本发明提供了一种低疏松形成倾向性的第二代镍基单晶高温合金及其制备工艺，该合金中含有Ti 0.75～2.5wt.％，通过控制Ti含量将合金内部疏松面积百分比降低至0.06％以下。制备工艺包括：定向凝固铸造单晶棒；采用真空热等静压炉进行热处理，热处理制度包括采用分阶段升温‑保温且仅在最高温度段保压的高温固溶处理、高温时效处理和低温时效处理；该合金具有优良的热稳定性和高温强度和极低的疏松形成倾向性，高温长时间热暴露后其力学性能仍维持较高水平，采用本发明的制备工艺，合金高温持久寿命提高30％以上，特别适合制造航空、航天、能源等领域的长寿命、高可靠性热端高温部件。

Description

一种低疏松形成倾向性的镍基单晶高温合金及其制备工艺

技术领域

本发明涉及镍基单晶高温合金技术领域，具体涉及一种低疏松形成倾向性的第二代镍基单晶高温合金及其制备工艺。

背景技术

随着航空、航天、能源等工业领域的发展，对高温合金材料承温能力的要求也在不断提升。为了满足先进装备动力推进系统的需求，高温合金经历了从等轴晶到定向柱状晶和单晶等几个发展历程，其承温能力得到显著提升。而镍基单晶合金自问世以来，以其较高的承温能力，优越的抗蠕变性能以及良好的抗氧化抗腐蚀性能，成为先进航空发动机和工业燃气轮机热端部件的首选材料。单晶高温合金具有高温强度高、抗蠕变与疲劳性能优异以及高温氧化腐蚀抗力好的特点，在国际上被广泛用于制造涡轮发动机等先进动力推进系统的涡轮叶片，是航空发动机和燃气轮机的关键材料。航空发动机在服役过程中，单晶高温合金叶片受离心载荷、热(温度)载荷、气动载荷、震动载荷以及高温燃气的冲蚀，恶劣的服役环境增加零件的失效风险。20世纪90年代，美国普·惠公司对燃气涡轮发动机典型零件失效情况进行了统计，其结果可以看出，疲劳失效在叶片失效模式中所占比例高达49％，表明疲劳失效是威胁涡轮发动机安全的关键因素。根据单晶叶片失效事故的原因分析发现，由于零件内部凝固和热处理疏松所导致的疲劳裂纹(图10所示)是叶片失效的主要原因之一。

而凝固和热处理过程中所形成疏松的控制方法也成为单晶高温合金应用过程中的瓶颈问题之一，单纯通过成分调整的办法，只能通过调整凝固过程中的枝晶偏析行为，一定限度地控制凝固疏松的形成；而单纯调整合金的热处理工艺参数，也只能一定程度地减轻疏松的长大倾向性；且上述方法并且多以牺牲合金高温强度为代价，例如，为了降低降低凝固过程中产生的疏松，通常的做法是降低Al、Ti等元素的含量，降低元素枝晶偏析而导致的疏松，因此单晶合金中几乎不含Ti元素，这种做法使得Ti元素的强化作用基本丧失了；而为了降低热处理过程中新的疏松的形成和原有凝固疏松的长大，通常的做法是降低热处理的温度和时间，从而抑制元素的扩散，但这种做法往往使得合金内部微观组织的均匀性变差，合金的性能潜力得不到充分发挥。

近些年来，相关研究报道称将热等静压技术用以去除单晶高温合金中的热处理孔洞，但多数做法是将热等静压工序安排在固溶处理前并且都是以炉冷的方式进行冷却，结果使得合金中的热处理孔洞去除效果较差，并且炉冷样品的性能也比较低，因此先前对单晶合金热等静压的工艺并不合理。

例如：US20120000577A1中论述了用热等静压制备单晶合金的方法，该镍基合金中不含有Ti，该方法在一次时效过程中施加热等静压，因温度较低而无法发挥热等静压的作用；US20050016641A1也提出了用热等静压法实现单晶合金热处理，该合金含有不高于0.7wt％的Ti，因其所采用的工艺过程太过复杂而影响了加工效率，不利于该技术的推广应用；CN107460419A也提出了用热等静压法热处理单晶高温合金，该合金中Ti含量不高于0.5wt％，且采用的热等静压的压力过高，存在将单晶叶片等薄壁件处理变形的风险；而且，这些现有专利中的热等静压处理都在加热升温的同时加压，热等静压处理仅关注了避免重熔或再结晶，对于热等静压处理中疏松孔洞的控制没有意识到到或理解不充分，显微组织优化仍需进一步优化，并且热等静压处理的效率很低，不利于工业化应用推广。

综上所述，目前的热等静压处理方法仍然无法彻底解决单晶高温合金中疏松孔洞的问题，这种现状已经成为制约整个单晶高温合金发展的桎梏性问题，亟待解决。

发明内容

为了解决现有技术中镍基单晶高温合金及其零件内部疏松孔洞尺寸较大、疏松面积比例较高(普通第二代单晶镍基合金中疏松面积比例约0.2％或更高)的关键问题，本发明提供了一种低疏松形成倾向性的第二代镍基单晶高温合金及其制备工艺，实现了合金综合性能和内部疏松缺陷的调控。

具体地，本发明以综合调控合金元素成分和制备工艺关键技术为主要途径，创新性地提出充分发挥Ti元素等影响凝固疏松形成过程的关键元素的作用以及合理调整热处理过程中温度、压力和时间的关系，实现了合金综合性能和内部疏松缺陷的全面调控。

为实现上述目的，本发明所采用的技术方案如下：

一种低疏松形成倾向性的第二代镍基单晶高温合金，所述合金中含有Ti0.75～2.5wt.％，优选0.8～2.0wt.％，其内部疏松面积百分比降低至0.06％以下，优选0.02％以下，更优选小于0.01％。

进一步地，按重量百分含量(wt.％)计，该合金化学成分如下：

Cr 6.2～6.8％，Co 9.0～10.5％，Mo 0.1～1.0％，W 6.0～6.9％，Al 5.00～6.00％，Ta 6.0～7.0％，Ti 0.75～2.5％，Re 2.0～3.5％，Hf 0.05～0.15％，La+Y≤0.1％，其余为Ni，其中Ti/Al质量比为0.16-0.4∶1。

按wt.％计，该合金优选的化学成分如下：Cr 6.4～6.6％，Co 9.3～10.0％，Mo0.5～0.7％，W 6.2～6.6％，Al 5.45～5.75％，Ta6.3～6.7％，Ti 0.8～2.0％，Re 2.8～3.1％，Hf 0.07～0.12％，La+Y≤0.1％，其余为Ni。

所述镍基单晶高温合金中，杂质元素满足以下要求：

C≤0.006wt.％，Nb≤0.1wt.％，Pb≤0.0002wt.％，Bi≤0.00002wt.％，S≤0.0002wt.％，Te≤0.0001wt.％，Tl≤0.00003wt.％，Sb≤0.0002wt.％，As≤0.0005wt.％，Cd≤0.0002wt.％，Ga≤0.0015wt.％，Ge≤0.0002wt.％，Au≤0.0002wt.％，In≤0.00002wt.％，Hg≤0.0002wt.％，La≤0.001wt.％，Pd≤0.08wt.％，K≤0.001wt.％，Ag≤0.0002wt.％，Na≤0.002wt.％，Th≤0.0003wt.％，Sn≤0.0015wt.％，U≤0.0003wt.％，Zn≤0.0005wt.％，Ru≤0.1wt.％，V≤0.1wt.％，Fe≤0.25wt.％，Ca≤0.005wt.％，Cl≤0.0002wt.％，Cu≤0.005wt.％，B≤0.0025wt.％，Mg≤0.012wt.％，Mn≤0.01wt.％，N≤0.001wt.％，O≤0.001wt.％，P≤0.002wt.％，Pt≤0.08wt.％，S≤0.0005wt.％，Si≤0.04wt.％，Zr≤0.01wt.％，Y≤0.002wt.％，H≤0.0005wt.％，Ce≤0.002wt.％。

本发明中合金化学成分和制备工艺设计主要依据如下：

镍基单晶高温合金叶片的疏松孔洞来源于两个方面，首先是因凝固过程中最后凝固部位的补缩不足而形成的尺寸较大的凝固孔洞，其次是由于高温热处理过程中的元素扩散而导致的尺寸较小的热处理孔洞。而实际生产过程中，这两种疏松孔洞均会对合金的性能和叶片的使用造成影响，这也是导致单晶叶片成品率较低的主要原因之一。根据疏松孔洞产生的机理，本发明针对上述两个方面分别采取了措施：

(1)凝固疏松孔洞的控制原理及方法

工程用单晶高温合金通常采用定向凝固法制备，由于合金中加入了大量的合金元素，通常多达十余种，凝固时各种元素在固液界面附近的偏析导致凝固界面成树枝晶形态生长，而树枝干首先形成，树枝干间的区域随后才能发生凝固。由于树枝晶相互交错，导致有些区域的树枝晶间被分割，这些被分割的小区域如果没有足够的液态金属流进补充，就会由于凝固收缩而形成的空腔无法得到有效补充，进而形成凝固疏松孔洞。凝固疏松孔洞的形成取决于两个因素，其一是树枝晶交错而形成的分割空间；其次是液态金属的流动能力，如果液态金属的流动能力增加，其补充封闭空间的可能性增加，因此可以有效降低凝固疏松形成。但是前期工作多是通过调整凝固过程中的温度梯度和凝固速率等参数，控制其内部疏松形成倾向性，而忽略了合金元素的作用。

虽然Ti元素是镍基高温合金中的传统强化元素，但前期工作多集中于Ti元素对强度的影响作用，对于其改善合金凝固疏松的作用未见报道。

本发明采用调整合金中Ti元素含量的方法，调整液态合金熔体的流动性，增加凝固后期树枝晶间区域的补缩，降低因凝固后期补缩不足而造成的凝固疏松。研究发现：当合金中Ti元素含量从0.75wt.％增加到1.5wt.％后，其内部铸造疏松面积由原来的通常0.2％左右降低至0.06％，且随着Ti含量增加，内部铸造疏松面积逐渐减低，相比于Ti含量为0.75wt.％时，降低了70％，效果非常显著。

(2)热处理疏松孔洞的控制原理及方法

通过成分调整的方法仅仅能够降低凝固疏松形成倾向性，但镍基单晶高温合金还有另外一种类型的疏松孔洞-热处理疏松孔洞。树枝晶形态的凝固组织并不能直接应用，镍基单晶高温合金必须经过复杂的热处理过程才能消除树枝晶组织。高温热处理过程中合金元素发生剧烈的扩散，由于原子尺寸差异而导致特有的柯肯达尔效应，因此会在合金内部产生大量的热处理孔洞，通常来说，因为热处理而产生的孔洞的尺寸较小但数量较凝固疏松孔洞多。热处理孔洞与凝固孔洞一样，一旦形成无法通过普通热处理工艺去除。

近些年来，相关研究报道称将热等静压技术用以去除单晶高温合金中的热处理孔洞，但传统做法是将热等静压工序安排在固溶处理前并且都是以炉冷的方式进行冷却，结果使得合金中的热处理孔洞去除效果较差，并且炉冷样品的性能也比较低，因此先前对单晶合金热等静压的工艺并不合理。

为此，本发明基于对所研制合金的凝固组织特点的系统研究，发现高温固溶处理过程中热处理孔洞的形成多是在最高温度段内发生，也就是通常的固溶处理最后阶段发生，这段时间内对其进行必要的热等静压处理，其效果将非常显著；同时，为了获得空冷的组织特征，热等静压处理保压时间仅为标准高温固溶时间的1/2，然后将样品取出后，此时样品内部沉淀相形貌不规则，再继续进行剩余时间的热处理，然后再以空气冷却的方式进行冷却，用以获得空冷工艺制备的组织，此时样品内形成了规则形状的沉淀相(图9所示)，所述沉淀相是呈近立方体相的L12结构的γ′相，其平均体积分数约为65％，平均长度约为0.21μm。这种创新性做法的关键是综合考虑了热等静压对热处理孔洞的消除作用机理和不同手段冷却组织对性能的保障要求，既最大程度地消除了合金内部的热处理孔洞，又确保合金内部形成了理想的规则形状沉淀相的微观组织。

因此本发明还提供了一种低疏松形成倾向性的第二代镍基单晶高温合金的制备工艺，包括以下步骤：

步骤一、定向凝固铸造单晶棒；

步骤二、采用真空热等静压炉进行热处理；热处理制度按如下步骤进行：

(1)高温固溶处理：采用分阶段升温-保温制度，且仅在最高温度段保压；

将高温固溶处理后的样品放入高温马弗炉中，以12-18℃/min.的速率从室温升到1310～1320℃保温1-4h，保温结束后取出，放置在空气中自然冷却至室温；

(2)高温时效处理；

(3)低温时效处理。

优选的，分阶段升温-保温制度为：

第一阶段从室温升至1260-1280℃，保温一定时间，使得共晶组织固溶；

第二阶段继续升温至1285-1295℃，保温一定时间，使得沉淀相溶解；

第三阶段继续升温至1295℃-1305℃，保温一定时间，降低合金元素偏析；

第四阶段继续升温至1310～1320℃保温一定时间并保持60～150MPa的压力，直至保温结束随炉冷却至室温，以进一步降低合金元素偏析；

更优选的，所述分阶段升温-保温制度为：

第一阶段：以12-18℃/min的速率从室温升至1280℃，随后保温0.5-1.5h；

第二阶段：然后以1-5℃/min的速率，升温至1290℃，随后保温0.5-2h；

第三阶段：再以1-5℃/min的速率，升温至1300℃，保温1.5-2.5h；

第四阶段：再以1-5℃/min.的速率，升温到1310～1320℃保温2-4h，该阶段中保持60-150MPa的压力，直至保温结束随炉冷却至室温。

更优选的，所述分阶段升温-保温制度具体为：

第一阶段：升温至1280℃保温1h；

第二阶段：然后升温至1290℃保温1h；

第三阶段：再升温至1300℃保温2h；

第四阶段：再升温到1300～1320℃保温3h，该阶段处理中保持60-150Mpa的压力。

更进一步地，具体步骤如下：

步骤一、定向凝固铸造单晶棒；首先按照所需合金成分称取合金原料(利用Ni、Co、Cr、W、Mo、Ta、Al、Ti等元素的纯金属单质作为原料)，严格按照所述Ti/Al质量比0.16-0.4∶1配料后，在真空感应熔炼炉中熔炼后浇注成母合金，采用辉光放电法或者溶解法等测量Al、Ti元素的真实含量，判断其是否符合设计要求；采用符合要求的母合金锭，使用定向凝固设备重熔母合金，采用螺旋选晶法或籽晶法按2～6mm/min.的凝固速率定向凝固铸造成单晶棒；使用前单晶棒需要进行热处理。

步骤二、采用真空热等静压炉进行热处理，热处理制度按如下步骤进行：

(1)高温固溶处理：由于铸造态合金内部组织不均匀，为了避免合金内部共晶组织的熔化，采用分阶段升温-保温制度，使得较低熔点共晶组织逐渐溶解。

首先，以15℃/min.的速率从室温升至1280℃，随后保温1h，使得共晶组织固溶；

然后以2℃/min.的速率，升温至1290℃，随后保温1h，使得沉淀相溶解；

再以2℃/min.的速率，升温至1300℃，保温2h，降低合金元素偏析；

再以2℃/min.的速率，升温到1310～1320℃保温3h，该阶段中保持60～150MPa的压力，直至保温结束随炉冷却至室温，以进一步降低合金元素偏析；

再将上述高温固溶处理后的样品放入高温马弗炉中，以15℃/min.的速率从室温升到1310～1320℃保温3h，保温结束后取出，放置在空气中自然冷却至室温。

(2)高温时效处理：在1050～1100℃保温4～6小时后，取出在空气中冷却至室温。

(3)低温时效处理：在850～900℃保温20～28小时后，取出在空气中冷却至室温。

本发明的有益效果如下：

(1)本发明通过控制镍基合金中Ti含量0.75～2.5wt.％，将合金内部疏松面积百分比降低至0.06％以下，优选0.02％以下，更优选小于0.01％，并基于Ti元素的该特殊作用和高温热等静压工艺的协同作用，开发了一种低疏松形成倾向性的第二代镍基单晶高温合金，该合金具有优良的抗疏松形成倾向性和中、高温强度，组织热稳定性高、抗氧化性强，合金内部疏松面积百分比由普通第二代单晶镍基合金的0.2％降低到0.02％，甚至小于0.01％，同时高温强度也提高了约50％，优化效果非常显著；

(2)本发明开发的第二代单晶镍基合金在1100℃/137MPa下持久寿命达160h，高于含国际上广泛应用的第二代单晶高温合金Rene N5。

(3)本发明镍基合金分别在950℃、1050℃温度条件长达1000h的热暴露实验后，均保持良好的组织稳定性，并且其仍具有较高的高温强度，且制备得到的合金密度高达8.7g/cm³。

(4)本发明的制备工艺综合考虑了热等静压对热处理孔洞的消除作用机理和不同手段冷却组织对性能的保障要求，既最大程度地消除了合金内部的热处理孔洞，又确保合金内部形成了理想的规则形状沉淀相的微观组织。

(5)本发明镍基合金及其制备方法具有高温强度高、技术成熟可靠的优点，尤其适用于在高温下长时间承受高应力的航空、航天、能源等领域的热端高温部件，如航空发动机或燃气轮机的涡轮叶片和导向叶片。

附图说明

图1本发明实施例1合金的宏观组织；

图2对比例1合金内部铸造疏松；

图3本发明实施例4合金内部铸造疏松；

图4本发明实施例3的合金经传统热处理工艺处理后内部热处理孔洞；

图5实施例5合金经过本发明热处理工艺处理后内部孔洞；

图6实施例1合金在1050℃温度条件长达1000h的热暴露后组织；

图7实施例1合金在950℃温度条件长达1000h的热暴露后组织；

图8本发明实施例1-5的合金经高温固溶处理步骤但采用炉冷的样品，得到较粗大且不规则的组织；

图9本发明实施例1-5的合金经高温固溶处理后空冷的样品，得到规则组织；

图10现有技术中缩孔洞成为涡轮转子叶片疲劳断裂起源的组织形貌；

其中：图10(a)叶片疲劳断口；图10(b)铸造孔洞形貌。

具体实施方式

以下实施例将对本发明予以进一步说明，并不因此而限制本发明。

以下各实施例及对比例合金的具体制备方法要求：先采用真空感应熔炼炉熔炼原材料，浇注成化学成分符合要求的母合金，再采用定向凝固炉制备出单晶棒，之后进行热处理。

实施例1-5

步骤一：在工业用定向凝固炉上进行制备镍基单晶合金，所述合金分别采用表1中实施例1-5所列出的化学成分，定向凝固炉的温度梯度范围在40℃/cm～80℃/cm之间，浇注温度为1480～1650℃，模壳温度与浇注温度保持一致，在生长速率为3～8mm/min范围内，制备单晶试棒；

步骤二：单晶棒热处理制度按如下步骤进行：

(1)高温固溶处理：首先，以15℃/min.的速率从室温升至1280℃，随后保温1h，使得共晶组织固溶；然后以2℃/min.的速率，升温至1290℃，随后保温1h，使得沉淀相溶解；再以2℃/min.的速率，升温至1300℃，保温2h，降低合金元素偏析；再以2℃/min.的速率，升温到1310～1320℃保温3h，该温度区间保持60～150MPa的压力，直至保温结束随炉冷却至室温，以进一步降低合金元素偏析。

(2)高温时效处理，在1050～1100℃保温4～6小时后，取出在空气中冷却至室温。

(3)低温时效处理，在850～900℃保温20～28小时后，取出在空气中冷却至室温。

对比例1

制备工艺采用实施例1-5中所述的步骤一至步骤二，不同仅在于采用表1中对比例1所列出的化学成分。

对比例2

步骤一：在工业用定向凝固炉上进行制备镍基单晶合金，所述合金采用表1所列出的Rene N5，定向凝固炉的温度梯度范围在40℃/cm～80℃/cm之间，浇注温度为1480～1650℃，模壳温度与浇注温度保持一致，在生长速率为3～8mm/min范围内，制备单晶试棒；

步骤二：单晶高温合金传统热处理工艺路线为：

以15℃/min.的速率从室温升至1280℃，随后保温1h；然后以2℃/min.的速率，升温至1290℃，随后保温1h；再以2℃/min.的速率，升温至1300℃，保温6小时。

实施例1-5、对比例1-2所采用的镍基单晶高温合金的化学成分见表1。

表1镍基合金的化学成分组成(wt.％)

对以上实施例中合金进行分析测试，结果如下：

1、实施例1合金的宏观组织如图1所示，经过定向凝固法制备的单晶合金，成典型的枝晶形貌，枝晶干呈“十字花”形态。

2、实施例5的合金的密度测量值为8.7g/cm³。

3、对比例1合金内部铸造疏松如图2所示，该成分中Ti元素含量较低，因此合金典型凝固时形成较多且尺寸较大的疏松，因此本发明镍基合金中规定Ti含量为0.75～2.5％，优选0.8～2.0％。

4、实施例4合金内部铸造疏松如图3所示，该合金中Ti元素含量较高，较好地抑制了合金内部铸造态疏松的形成。

5、实施例3合金经传统热处理工艺处理后内部热处理孔洞如图4所示。

6、实施例5合金经过本发明热处理工艺处理后内部孔洞如图5所示，合金内部热处理态疏松的数量、平均尺寸均显著降低。

7、实施例1合金的拉伸性能如表2所示，可见该合金在较高温度范围内均具有较好的强度。

表2实施例1合金的拉伸性能

温度/℃	σ<sub>0.2</sub>/MPa	σ<sub>b</sub>/MPa	δ/％	ψ/％
					650	985	1040	6	4
800	970	1160	15	26
					1000	730	750	24	35
1100	305	465	37	60

8、本发明实施例1合金与对比例2的合金Rene N5在几种测试条件下的持久性能数据如表3所示。可以看出，合金在所测试条件下，合金持久寿命较Rene N5优异。

表3实施例1-5合金与对比例1-2合金的持久性能比较

9、本发明实施例1合金1050℃温度条件长达1000h的热暴露后组织如图6所示，未见有害TCP相析出。这表明本发明合金的组织具有优异的热稳定性。

10、本发明实施例1合金950℃温度条件长达1000h的热暴露后组织如图7所示，未见有害TCP相析出，这表明本发明合金的组织具有优异的热稳定性。

11、本发明实施例1-5的合金经高温固溶处理后空冷的样品，此时样品内形成了规则形状的沉淀相，如图9所示，所述沉淀相是呈近立方体相的L12结构的γ相，其平均体积分数约为65％，平均长度约为0.21μm。

以上详细描述了本发明的较佳具体实施例。应当理解，本领域的普通技术无需创造性劳动就可以根据本发明的构思作出诸多修改和变化。因此，凡本技术领域中技术人员依本发明的构思在现有技术的基础上通过逻辑分析、推理或者有限的实验可以得到的技术方案，皆应在由权利要求书所确定的保护范围内。

Claims

1.一种低疏松形成倾向性的镍基单晶高温合金，其特征在于：所述合金中含有Ti 0.75～2.5wt.％，优选0.8～2.0wt.％，通过控制Ti含量将合金内部疏松面积百分比降低至0.06％以下，优选0.02％以下，更优选小于0.01％。

2.根据权利要求1所述的一种低疏松形成倾向性的镍基单晶高温合金，其特征在于：按wt.％计，该合金化学成分如下：Cr 6.2～6.8％，Co 9.0～10.5％，Mo 0.1～1.0％，W 6.0～6.9％，Al 5.00～6.00％，Ta 6.0～7.0％，Ti 0.75～2.5％，Re 2.0～3.5％，Hf0.05～0.15％，La+Y≤0.1％，其余为Ni。

3.根据权利要求1所述的一种低疏松形成倾向性的镍基单晶高温合金，其特征在于：按wt.％计，该合金化学成分如下：Cr 6.4～6.6％，Co 9.3～10.0％，Mo 0.5～0.7％，W 6.2～6.6％，Al 5.00～5.75％，Ta 6.3～6.7％，Ti 0.8～2.0％，Re 2.8～3.1％，Hf 0.07～0.12％，La+Y≤0.1％，其余为Ni。

4.根据权利要求1-3任一所述的一种低疏松形成倾向性的镍基单晶高温合金，其特征在于：Ti/Al质量比为0.16-0.4∶1。

5.根据权利要求1-4任一所述的一种低疏松形成倾向性的镍基单晶高温合金，其特征在于：所述镍基单晶高温合金中，杂质的成分满足以下要求：C≤0.006wt.％，Nb≤0.1wt.％，Pb≤0.0002wt.％，Bi≤0.00002wt.％，S≤0.0002wt.％，Te≤0.0001wt.％，Tl≤0.00003wt.％，Sb≤0.0002wt.％，As≤0.0005wt.％，Cd≤0.0002wt.％，Ga≤0.0015wt.％，Ge≤0.0002wt.％，Au≤0.0002wt.％，In≤0.00002wt.％，Hg≤0.0002wt.％，La≤0.001wt.％，Pd≤0.08wt.％，K≤0.001wt.％，Ag≤0.0002wt.％，Na≤0.002wt.％，Th≤0.0003wt.％，Sn≤0.0015wt.％，U≤0.0003wt.％，Zn≤0.0005wt.％，Ru≤0.1wt.％，V≤0.1wt.％，Fe≤0.25wt.％，Ca≤0.005wt.％，Cl≤0.0002wt.％，Cu≤0.005wt.％，B≤0.0025wt.％，Mg≤0.012wt.％，Mn≤0.01wt.％，N≤0.001wt.％，O≤0.001wt.％，P≤0.002wt.％，Pt≤0.08wt.％，S≤0.0005wt.％，Si≤0.04wt.％，Zr≤0.01wt.％，Y≤0.002wt.％，H≤0.0005wt.％，Ce≤0.002wt.％。

6.根据权利要求1-5任一所述的低疏松形成倾向性的镍基单晶高温合金的制备工艺，其特征在于：包括以下步骤：

步骤一、定向凝固铸造单晶棒；

将高温固溶处理后的样品以12-18℃/min的速率从室温升到1310～1320℃保温1-4h，保温结束后取出，放置在空气中自然冷却至室温；

(2)高温时效处理；

(3)低温时效处理；

优选的，所述分阶段升温-保温制度为：

第一阶段：从室温升至1260-1280℃，保温一定时间；

第二阶段：然后升温至1285-1295℃，保温一定时间；

第三阶段：再升温至1295℃-1305℃，保温一定时间；

第四阶段：再继续升温至1310～1320℃保温一定时间，该阶段中保持60-150MPa的压力，直至保温结束随炉冷却至室温。

7.根据权利要求6所述的制备工艺，其特征在于：所述分阶段升温-保温制度具体为：

第三阶段：再以1-5℃/min的速率，升温至1300℃，保温1.5-2.5h；

8.根据权利要求7所述的制备工艺，其特征在于：所述分阶段升温-保温制度具体为：

第一阶段：升温至1280℃保温1h；

第二阶段：然后升温至1290℃保温1h；

第三阶段：再升温至1300℃保温2h；

第四阶段：再升温到1300～1320℃保温3h，该阶段中保持60～150MPa的压力。

9.根据权利要求6-8任一所述的制备工艺，其特征在于：所述高温时效处理是在1050～1100℃保温4～6小时后，取出在空气中冷却至室温；所述低温时效处理是在850～900℃保温20～28小时后，取出在空气中冷却至室温。

10.根据权利要求6-9任一所述的制备工艺，其特征在于：所述步骤(1)在空气中自然冷却至室温后，获得规则形状的沉淀相，所述沉淀相是呈近立方体相的L12结构的γ′相，其平均体积分数约为65％，平均长度约为0.21μm。