CN114250518A - 一种镍基单晶高温合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明属于合金材料技术领域，具体涉及一种镍基单晶高温合金及其制备方法。本发明提供的镍基单晶高温合金，包括以下质量百分含量的元素组分：10～14％Co，0.3～1.5％Mo，2～4％Cr，4～7％W，5.5～6.5％Al，5～9％Ta，5～7％Re，4～6％Ru，0～0.2％Hf和余量的Ni；镍基单晶高温合金的层错能为210～240mJ/m²，γ′相体积分数为55～70％，两相晶格错配度为‑0.28～‑0.33％。本发明的镍基单晶高温合金，在高温条件下具有良好的力学性能，服役性能有了明显提高。本发明提供了镍基单晶高温合金的制备方法，包括以下步骤：将构成镍基单晶高温合金的元素组分的原料按照元素配比混合后依次进行熔炼和浇铸，得到母合金铸锭；将所述母合金铸锭依次进行重熔、精炼和结晶，得到单晶铸件；将所述单晶铸件依次进行固溶处理和时效处理，得到所述镍基单晶高温合金。

Description

一种镍基单晶高温合金及其制备方法

技术领域

本发明属于合金材料技术领域，具体涉及一种镍基单晶高温合金及其制备方法。

背景技术

镍基单晶高温合金具有优异的高温力学性能，是目前先进航空发动机热端部件制造的重要材料。随着航空发动机的发展，对材料服役温度的要求越来越高。为了提高单晶高温合金的承温能力和持久寿命，向合金中加入了越来越多的难熔元素，如W、Mo、Ta、Re、Ru等，制备得到了多种镍基单晶高温合金，例如，从第一代CMSX-2，第二代CMSX-4，第三代TMS-75，第四代TMS-138，到第五代TMS-162，合金中难熔元素(W+Mo+Ta+Re+Ru)的总含量从14.6wt.％提高到26.25wt.％。

由于难熔元素的添加，单晶高温合金的承温能力有了显著提高，但是难熔元素的增加也带来了组织不稳定的缺点，合金在900～1100℃范围内服役时容易析出TCP相(topologically close-packedphase)，使合金力学性能显著降低，使设计合金不可使用。如何进一步提高镍基单晶高温合金的承温能力和持久性能是亟需解决的技术问题。

发明内容

有鉴于此，本发明提供了一种镍基单晶高温合金及其制备方法，本发明提供的镍基单晶高温合金具有较大体积分数的γ′相、较低的层错能和较高的组织稳定，从而使合金具有了更高的承温能力，提高了合金的持久性能。

为了解决上述技术问题，本发明提供了一种镍基单晶高温合金，包括以下质量百分含量的元素组分：

所述镍基单晶高温合金的层错能为210～240mJ/m²；所述镍基单晶高温合金中γ′相体积分数为55～70％；所述镍基单晶高温合金的两相晶格错配度为-0.28～-0.33％。

优选的，包括以下质量百分含量的元素组分：

本发明提供了上述技术方案所述镍基单晶高温合金的制备方法，包括以下步骤：

将构成镍基单晶高温合金的元素组分的原料按照元素配比混合后依次进行熔炼和浇铸，得到母合金铸锭；

将所述母合金铸锭依次进行重熔、精炼和结晶，得到单晶铸件；

将所述单晶铸件依次进行固溶处理和时效处理，得到所述镍基单晶高温合金。

优选的，所述浇铸前还包括：将熔炼得到的合金液进行精炼；所述精炼的温度为1575～1585℃，所述精炼的时间为1～2min。

优选的，所述浇铸的温度为1520～1540℃。

优选的，所述精炼和结晶在定向凝固炉中进行，所述定向凝固炉的温度梯度为50～75K/cm；所述定向凝固炉的抽拉速率为5～7mm/min；所述定向凝固炉中保温炉温度为1540～1550℃。

优选的，所述精炼的温度为1579～1581℃，时间为50～70s。

优选的，所述固溶处理为分步固溶处理，所述分步固溶处理的起始温度为1270～1290℃，终止温度为1330～1340℃。

优选的，所述分步固溶处理的升温步长为3～10℃；所述分步固溶处理的保温总时间为29～51h；所述分步固溶处理的每步保温时间为1～24h。

优选的，所述时效处理包括依次进行高温时效处理和低温时效处理；

所述高温时效处理的温度为1140～1160℃，保温时间为2～4h；

所述低温时效处理的温度为850～870℃，保温时间为16～24h。

本发明提供了一种镍基单晶高温合金，包括以下质量百分含量的元素组分：10～14％Co，0.3～1.5％Mo，2～4％Cr，4～7％W，5.5～6.5％Al，5～9％Ta，5～7％Re，4～6％Ru，0～0.2％Hf和余量的Ni；所述镍基单晶高温合金的层错能为210～240mJ/m²；所述镍基单晶高温合金中γ′相体积分数为55～70％；所述镍基单晶高温合金的两相晶格错配度为-0.28～-0.33％。本发明提供的镍基单晶高温合金具有较高的γ′相体积分数、较低的合金层错能、稳定的合金组织和较高的两相晶格错配度，从而使镍基单晶高温合金在高温条件下具有良好的力学性能，提高了镍基单晶高温合金的承温能力和持久性能。

本发明提供了上述技术方案所述镍基单晶高温合金的制备方法，包括以下步骤：将构成镍基单晶高温合金的元素组分的原料按照元素配比混合后依次进行熔炼和浇铸，得到母合金铸锭；将所述母合金铸锭依次进行重熔、精炼和结晶，得到单晶铸件；将所述单晶铸件依次进行固溶处理和时效处理，得到所述镍基单晶高温合金。按照本发明提供的制备方法能够得到在高温条件(1100℃)下具有良好力学性能的镍基单晶高温合金。

附图说明

图1为实施例1制备得到的母合金铸锭的铸态组织图，其中a为枝晶组织，b为共晶组织；

图2为实施例1中固溶处理后合金的微观组织图；

图3为实施例1中时效处理后合金的微观组织图；

图4为实施例1制备得到的镍基单晶高温合金的拉伸性能参数曲线图；

图5为实施例1制备得到的镍基单晶高温合金的蠕变曲线图；

图6为TMS-138、EPM-102、MC-NG和实施例1制备得到的镍基单晶高温合金的Larson-Miller曲线对比图；

图7为实施例1制备得到的镍基单晶高温合金进行持久性能检测拉断后的纵断面的微观组织图。

具体实施方式

本发明提供了一种镍基单晶高温合金，包括以下质量百分含量的元素组分：

所述镍基单晶高温合金的层错能为210～240mJ/m²；所述镍基单晶高温合金中γ′相体积分数为55～70％；所述镍基单晶高温合金的两相晶格错配度为-0.28～-0.33％。

按质量百分含量计，本发明提供的镍基单晶高温合金包括10～14％Co，优选为11.5～13.5％，更优选为12～13％。在本发明中，所述Co是镍基单晶高温合金中的组织稳定化元素，能够减轻枝晶偏析和抑制TCP相析出，利于提高镍基单晶高温合金在高温条件下的力学性能。

按质量百分含量计，本发明提供的镍基单晶高温合金包括0.3～1.5％Mo，优选为0.5～1.2％，更优选为0.8～1％。在本发明中，Mo元素主要固溶于γ基体相，使两相晶格错配度增大，从而使位错网密度增大，利于提高镍基单晶高温合金在高温条件下的力学性能。在本发明中，过量的Mo会显著恶化合金抗热腐蚀性能，且有显著的促进有害TCP相析出的作用，需要将其用量限定在上述范围内，才能提高镍基单晶高温合金的力学性能。

按质量百分含量计，本发明提供的镍基单晶高温合金包括2～4％Cr，优选为2.5～3.5％，更优选为3～3.2％。在本发明中，Cr偏聚于基体相，在镍基单晶高温合金中提高合金的抗氧化、耐腐蚀性能。在本发明中，Cr的固溶强化能力远不如W、Re；Cr不是γ′相形成元素，沉淀强化能力远不及Al、Ta，只有限定Cr的用量在上述范围内才能保证合金具有基本的抗氧化腐蚀性能，同时不显著降低W、Re的固溶度。

按质量百分含量计，本发明提供的镍基单晶高温合金包括4～7％W，优选为5.5～6.5％，更优选为6～6.2％。在本发明中，W是除Re外最强的固溶强化元素，扩散速率仅次于Re。在本发明中，W均匀分布在镍基单晶高温合金的γ相和γ′相中，可以同时对γ相和γ′相进行强化；同时W也能降低合金的层错能，从而降低镍基单晶高温合金的稳态蠕变速率、延长其使用寿命。在本发明中，W也是TCP相形成元素，W含量过高特别是在Re和Ta含量较高的情况下，会强烈促进μ相的析出，降低镍基单晶高温合金的高温力学性能。

按质量百分含量计，本发明提供的镍基单晶高温合金包括5.5～6.5％Al，优选为6～6.3％。在本发明中，Al是主要的γ′相形成元素，有利于提高镍基单晶高温合金中γ′相的体积分数，从而提高镍基单晶高温合金的高温力学性能，同时Al能够降低镍基单晶高温合金的密度。

按质量百分含量计，本发明提供的镍基单晶高温合金包括5～9％Ta，优选为6～8％，更优选为6.6～7.2％。在本发明中，Ta也是γ′相形成元素，Ta固溶于γ′相中对γ′相起到强化和稳定作用，从而提高镍基单晶高温合金的高温力学性能。同时，Ta增大γ′相固溶度，增大γ′相反相畴界能(antiphase boundary energy,APB)，改善镍基单晶高温合金的抗氧化、耐热腐蚀性能。

按质量百分含量计，本发明提供的镍基单晶高温合金包括5～7％Re，优选为5.6～6.5％，更优选为6～6.3％。在本发明中，Re是固溶强化元素，Re主要分布于γ基体，具有最低的扩散系数，能够稳定γ′相组织，降低合金位错运动速率，减慢组织退化速率和稳态蠕变应变速率，增长镍基单晶高温合金的使用寿命。但是Re也是最强的TCP相形成元素，只有将Re的用量限定的在上述范围内才能保证镍基单晶高温合金的组织稳定性，从而延长其使用寿命。

按质量百分含量计，本发明提供的镍基单晶高温合金包括4～6％Ru，优选为4.5～7.5％，更优选5～6为％。在本发明中，Ru是镍基单晶高温合金中的主要组织稳定化元素，能够减轻枝晶偏析和抑制TCP相析出，利于提高镍基单晶高温合金在高温条件下的力学性能。

按质量百分含量计，本发明提供的镍基单晶高温合金还包括0～0.2％Hf，优选为0.05～0.15％，更优选为0.1～0.12％。在本发明中，Hf是微合金化元素，在镍基单晶高温合金中Hf能够改善合金的铸造成型性能，提高合金中温综合性能，特别是对合金的横向力学性能特别有益。但是Hf也会增大合金的凝固温度区间，使共晶含量增多，过量的共晶含量会降低合金使用寿命，只有将Hf的用量范围限定在上述范围内才能得到最佳效果。

按质量百分含量计，本发明提供的镍基单晶高温合金还包括余量的Ni。

在本发明中，所述镍基单晶高温合金的层错能为210～240mJ/m²，优选为220～230mJ/m²。在本发明中，所述镍基单晶高温合金中γ′相体积分数为55～70％，优选为62～67％。在本发明中，所述镍基单晶高温合金的两相晶格错配度为-0.28～-0.33％，优选为-0.30～-0.31％。

本发明提供的镍基单晶高温合金在上述限定范围内的元素组分的共同作用下具有较大的γ′相体积分数和稳定的合金组织，使合金在高温条件下具有较好的拉伸性能，较高的高温蠕变性能、因而镍基单晶高温合金具有较好的承温能力和服役性能。

本发明还提供了上述技术方案所述镍基单晶高温合金的制备方法，包括以下步骤：

将构成镍基单晶高温合金的元素组分的原料按照元素配比混合后依次进行熔炼和浇铸，得到母合金铸锭；

将所述母合金铸锭依次进行重熔、精炼和结晶，得到单晶铸件；

将所述单晶铸件依次进行固溶处理和时效处理，得到所述镍基单晶高温合金。

本发明将构成镍基单晶高温合金的元素组分的原料按照元素配比混合后依次进行熔炼和浇铸，得到母合金铸锭。本发明对所述原料的来源无特殊限定，采用常规市售产品即可。在本发明中，所述原料的纯度优选为99.95～99.99％，更优选为≥99.99％。在本发明中，所述熔炼优选为真空感应熔炼，本发明对所述熔炼的温度无特殊要求只要能够将原料熔化即可。在本发明中，所述熔炼优选为多次熔炼，所述熔炼的次数优选3～5次，更优选为4次。本发明采用多次熔炼的方式利于元素组分充分混合均匀。在本发明中，所述浇铸前优选还包括：将熔炼得到的合金液进行精炼；所述精炼的温度优选为1575～1585℃，所述精炼的时间优选为1～2min。本发明经过精炼能够降低合金液中的杂质，改善液态溶体结构，利于提高合金铸造性能和力学性能。在本发明中，所述浇铸的温度优选为1520～1540℃，更优选为1525～1530℃。本发明对母合金铸锭的尺寸无特殊要求，根据需要设定即可。

得到母合金铸锭后，本发明将所述母合金铸锭依次进行重熔、精炼和结晶，得到单晶铸件。在本发明中，所述重熔、精炼和结晶优选在定向凝固炉中进行，所述定向凝固炉优选为高梯度定向凝固炉，所述定向凝固炉的温度梯度优选为50～75K/cm，更优选为60～70K/cm。在本发明中，所述定向凝固炉中的模型的抽拉速率优选为5～7mm/min，更优选为5.5～6mm/min。在本发明中，所述定向凝固炉中模型的抽拉速率与单晶生长速率一致。本发明进行抽拉之前优选将精炼得到的合金液冷却后转移至模型中静置。在本发明中，所述冷却后合金液的温度优选为1520～1540℃，更优选为1530～1535℃；所述静置的时间优选为8～12min，更优选为10min。在本发明中，所述模型的模壳优选为氧化铝陶瓷模壳，本发明对所述模型的形状和尺寸无特殊限定，根据单晶铸件所需尺寸和形状进行限定即可。

本发明对所述重熔的温度和时间无特殊要求，只要能够将母合金铸锭熔融即可。在本发明中，所述重熔的温度优选不超过1600℃，以避免低熔点组分烧损。

在本发明中，所述精炼的温度优选为1575～1585℃，更优选为1579～1581℃；所述精炼的时间优选为1～2min，更优选为50～70s。

在本发明中，所述定向凝固炉中的保温炉的上区温度优选为1540℃。在本发明中，所述保温炉下区温度优选高于保温炉上区温度，所述下区温度和上区温度的温差优选为9～11℃，更优选为10℃。

本发明制备单晶铸件的方法优选包括螺旋选晶法或籽晶法，更优选为螺旋选晶法。

得到单晶铸件后，本发明将所述单晶铸件依次进行固溶处理和时效处理，得到所述镍基单晶高温合金。在本发明中，所述固溶处理优选在保护气氛下进行，所述保护气氛优选为氩气，所述氩气的流速优选为0.28～0.32L/min，更优选为0.3L/min；所述保护气氛的压力优选为0.01～0.02MPa。在本发明中，所述固溶处理优选为分步固溶处理。在本发明中，所述分步固溶处理的起始温度优选为1270～1290℃，更优选为1280～1285℃；本发明对升温至所述起始温度的升温速率优选按照以下升温速率进行升温，当温度为1000℃以下升温速率优选为10℃/min；当温度为1000℃到所述起始温度时，升温速率优选为2～5℃/min，更优选为3～4℃/min。在本发明中，所述分步固溶处理的终止温度优选为1330～1340℃，更优选为1335～1340℃。在本发明中，所述分步固溶处理的升温步长优选为3～10℃。在本发明中当固溶温度为从起始温度到1320℃的温区中的升温步长优选为8～10℃；当固溶温度从1320℃到终止温度的温区中的升温步长优选为3～5℃。在本发明中，所述分步固溶处理的每步保温时间为1～24h，当固溶温度为从起始温度到1320℃的温区中的每步保温时间优选为1～2h，当固溶温度从1320℃到终止温度的温区中的每步保温时间优选为3～24h；所述分步固溶处理的保温总时间优选为29～52h，更优选为40～50h。

在本发明中，所述固溶处理后优选还包括将固溶处理后产品进行冷却。在本发明中，所述冷却后温度优选为室温，所述室温的温度优选为20～30℃，更优选为25～28℃。在本发明中，所述冷却的降温速率优选为200～300℃/min，更优选为250～280℃/min。本发明对所述冷却的方式无特殊要求，只要能够达到所需的降温速率即可。在本发明的实施例中，所述冷却的方式为空冷。

本发明采用分步固溶处理制度可以溶解99.5％以上的共晶组织，并使铸态γ′相完全溶解，且固溶处理后枝晶间/枝晶干偏析基本消除。

在本发明中，所述时效处理优选在保护气氛下进行，所述保护气氛的气体种类、气体流速、气体压力优选与固溶处理的保护气氛的条件一致，在此不再赘述。在本发明中，所述时效处理优选包括依次进行高温时效处理和低温时效处理。在本发明中，所述高温时效处理的温度优选为1140～1160℃，更优选为1150～1155℃，所述高温时效处理的保温时间优选为2～4h，更优选为3～4h。在本发明中，所述高温时效处理后优选还包括将高温时效处理后产品进行冷却。在本发明中，所述冷却后温度优选为室温，所述室温的温度优选为20～30℃，更优选为25～28℃。在本发明中，所述冷却的降温速率优选为200～300℃/min，更优选为250～300℃/min。本发明对所述冷却的方式无特殊要求，只要能够达到所需的降温速率即可。在本发明的实施例中，所述冷却的方式为空冷。

在本发明中，所述低温时效处理的温度优选为850～870℃，更优选为860～865℃，所述低温时效处理的保温时间优选为16～24h，更优选为18～20h。在本发明中，所述低温时效处理后优选还包括将低温时效处理后产品进行冷却。在本发明中，所述冷却后温度优选为室温，所述室温的温度优选为20～30℃，更优选为25～28℃。在本发明中，所述冷却的降温速率优选为200～300℃/min，更优选为250～280℃/min。本发明对所述冷却的方式无特殊要求，只要能够达到所需的降温速率即可。在本发明的实施例中，所述冷却的方式为空冷。

本发明经过两步时效处理，沉淀析出的立方状γ′相形貌规则、分布均匀，满足镍基单晶高温合金组织控制的要求。

为了进一步说明本发明，下面结合实施例对本发明提供的技术方案进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限定。

实施例1

实施例1提供的镍基单晶高温合金包括以下质量百分比的元素组分，Cr：3％，Co：12％，Mo：0.8％，W：6.0％，Al：6％，Ta：6.5％，Re：6％，Ru：5％，Hf：0.1％，余量的Ni。

按照上述元素组分的含量配比称取原料，将原料进行真空感应熔炼(熔炼4次)后在1580℃精炼2min后降温至1540℃浇铸，得到直径为50mm长度为150mm圆柱状的母合金铸锭；

采用螺旋选晶法将所述母合金铸锭在高梯度定向凝固炉(定向凝固炉温度梯度为60K/cm)中重熔、精炼(精炼的温度为1580℃时间为60s)；将精炼得到的合金液冷却至1540℃转移至氧化铝陶瓷模壳的模型中，静置10min后将模型置于保温炉(保温炉上区温度为1540℃，保温炉下区温度为1550℃)中按照6mm/min的速率进行抽拉，制备得到单晶铸件；

将所述单晶铸件在压力为0.01MPa流速为0.3L/min的氩气气氛下按照10℃/min的升温速率升温至1000℃后按照3℃/min的升温速率升温至1290℃，进行分步固溶处理，分步固溶处理的条件为1290℃保温1h，1300℃保温1h，1310℃保温1h，1320℃保温1h，1325℃保温3h，1330℃保温5h，1334℃保温8h，1337℃保温24h；分步固溶处理后空冷至25℃；在压力为0.01MPa流速为0.3L/min的氩气气氛下1160℃高温时效处理4h；空冷至25℃；在压力为0.01MPa流速为0.3L/min的氩气气氛下870℃低温时效处理24h；空冷至25℃，得到镍基单晶高温合金；

利用HNO₃、HF和C₃H₈O₃的体积比为1:2:3.5的混合溶液腐蚀得到的镍基单晶高温合金，将样品表面腐蚀至浅灰色的腐蚀时间约为5s。

利用光学显微镜检测母合金铸锭，得到铸态组织图，如图1所示，其中a为枝晶组织，b为共晶组织。由图1可知，母合金铸锭的铸态组织为典型的枝晶组织，排列整齐，枝晶间有共晶析出，无杂晶。

利用扫描电子显微镜检测固溶处理后合金，得到固溶处理后合金的微观组织图，如图2所示。由图2可知，经过固溶处理后合金中观察不到共晶组织，也不存在粗大的初生γ′相，且枝晶间/枝晶干已不可分辨，说明采用上述固溶处理可以溶解99.5％以上的共晶组织，并使铸态γ′相完全溶解，且固溶处理后枝晶间/枝晶干偏析基本消除。

利用扫描电子显微镜检测时效处理后合金，得到时效处理后合金的微观组织图，如图3所示。由图3可知经过两步时效处理后，沉淀析出的立方状γ′相形貌规则、分布均匀，尺寸为0.3～0.4μm；两步时效处理后的合金组织均匀，γ′沉淀相尺寸、形貌和分布均达到了较理想状态。

按照GBT4338金属材料高温拉伸试验方法检测不同温度下实施例1制备得到的镍基单晶高温合金和市售的TMS-138的拉伸性能，其结果列于表1中。

表1镍基单晶高温合金和TMS-138的拉伸性能

根据表1中镍基单晶高温合金的拉伸性能参数绘制曲线图，如图4所示。

结合表1和图4可知实施例制备得到的镍基单晶高温合金具有较高的拉伸断裂强度和屈服强度。

按照GBT 2039-2012金属材料单轴拉伸蠕变试验方法检测镍基单晶高温合金的持久性(在同一条件下检测两次)，得到的蠕变曲线如图5所示，其持久性能结果列于表2中。

表2镍基单晶高温合金的持久性能

由表2和图5可知，实施例制备得到的镍基单晶高温合金具有较高的持久性能和断裂塑性，满足1100℃服役温度下的使用要求。

绘制TMS-138(市售)、EPM-102(市售)、MC-NG(市售)和实施例制备得到的镍基单晶高温合金的Larson-Miller曲线，如图6所示。由图6可知本实施例制备得到的镍基单晶高温合金具有更好的持久性能水平和高温性能。

利用扫描电子显微镜检测镍基单晶高温合金进行持久性检测拉断后的断面，得到微观组织图，如图7所示。由图7可知，实施例制备得到的镍基单晶高温合金具有稳定的合金组织，蠕变断裂后组织中完全没有TCP相析出。

实施例2～3按照实施例1的方法制备镍基单晶高温合金，合金的元素组分含量参照表3。

表3实施例1～3的镍基单晶高温合金的元素组分含量

对实施例2～3制备得到的镍基单晶高温合金进行检测，得到与实施例1相近的检测结果。

尽管上述实施例对本发明做出了详尽的描述，但它仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部实施例，人们还可以根据本实施例在不经创造性前提下获得其他实施例，这些实施例都属于本发明保护范围。

Claims (10)

1.一种镍基单晶高温合金，包括以下质量百分含量的元素组分：

所述镍基单晶高温合金的层错能为210～240mJ/m²；所述镍基单晶高温合金中γ′相体积分数为55～70％；所述镍基单晶高温合金的两相晶格错配度为-0.28～-0.33％。

2.根据权利要求1所述镍基单晶高温合金，其特征在于，包括以下质量百分含量的元素组分：

3.权利要求1或2所述镍基单晶高温合金的制备方法，包括以下步骤：

将构成镍基单晶高温合金的元素组分的原料按照元素配比混合后依次进行熔炼和浇铸，得到母合金铸锭；

将所述母合金铸锭依次进行重熔、精炼和结晶，得到单晶铸件；

将所述单晶铸件依次进行固溶处理和时效处理，得到所述镍基单晶高温合金。

4.根据权利要求3所述制备方法，其特征在于，所述浇铸前还包括：将熔炼得到的合金液进行精炼；所述精炼的温度为1575～1585℃，所述精炼的时间为1～2min。

5.根据权利要求3所述制备方法，其特征在于，所述浇铸的温度为1520～1540℃。

6.根据权利要求3所述制备方法，其特征在于，所述精炼和结晶在定向凝固炉中进行，所述定向凝固炉的温度梯度为50～75K/cm；所述定向凝固炉中模型的抽拉速率为5～7mm/min；所述定向凝固炉中的保温炉的温度为1540～1550℃。

7.根据权利要求3或6所述制备方法，其特征在于，所述精炼的温度为1579～1581℃，时间为50～70s。

8.根据权利要求3所述制备方法，其特征在于，所述固溶处理为分步固溶处理，所述分步固溶处理的起始温度为1270～1290℃，终止温度为1330～1340℃。

9.根据权利要求8所述制备方法，其特征在于，所述分步固溶处理的升温步长为3～10℃；所述分步固溶处理的保温总时间为29～51h；所述分步固溶处理的每步保温时间为1～24h。

10.根据权利要求3所述制备方法，其特征在于，所述时效处理包括依次进行高温时效处理和低温时效处理；

所述高温时效处理的温度为1140～1160℃，保温时间为2～4h；

所述低温时效处理的温度为850～870℃，保温时间为16～24h。

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