CN117626058A - 一种Ni3Al基单晶合金及其制备方法和应用 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种Ni3Al基单晶合金及其制备方法和应用，属于合金技术领域。本发明提供的Ni3Al基单晶合金，按质量百分含量计，包括Re1.2～2.8％，Ru 0～2.2％，Mo 5～9％，Al 4～8％，Ta 1～5％，Cr 1～4％，B0.002～0.005％，余量为Ni。本发明控制Mo、Re、Al、Ta、Cr和B的用量在上述范围内，通过协同作用使所述Ni3Al基单晶合金的密度得以降低，有利于得到轻量化的Ni3Al基单晶合金，且成本较低，组织稳定性好，具有优异的高温性能，能够满足未来先进航空发动机1200℃超高温的使用需求。
Description
技术领域
本发明涉及合金技术领域，尤其涉及一种Ni3Al基单晶合金及其制备方法和应用。
背景技术
高温合金具有良好的高温强度、抗氧化性能和耐腐蚀性能，且机加性能优异，被广泛应用于航空发动机的关键热端部件，如燃烧室、涡轮盘、涡轮叶片等。据统计，航空发动机中高温合金的用量占比高达40～60％。目前，推重比在8～10一级的航空发动机，涡轮前进口温度为1500～1800K，其涡轮叶片用Ni基单晶高温合金承温能力为1050～1100℃，使用温度已达到合金熔点的80～90％，接近Ni基高温合金的承温能力的极限。
随着先进航空发动机的推重比达到10～15，涡轮前进口温度接近2000K，涡轮叶片用高温结构材料的使用温度需达到1150℃，甚至是1200℃。传统Ni基高温合金已无法满足未来先进航空发动机关键热端部件的使用需求。而金属间化合物Ni3A1具有优良的高温性能、比强度以及比刚度，其熔点为1390℃，密度为7.5g/cm3，杨氏模量为178.7GPa，并且随着温度的升高，Ni3A1具有反常的温度屈服关系，即随温度的升高，合金的屈服强度也逐渐提高。Ni3A1由于具有优异的高温特性而被国内外材料学者广泛关注，相继发展了系列Ni3Al基合金，用作先进航空航天发动机的热端关键部件，如涡轮导向器叶片或工作叶片材料。
单晶合金的合金化历经几十年的发展，目前普遍通过添加大量的W、Ta、Re、Ru等难熔金属元素来提高合金的抗蠕变性能。其中以Re为代表的固溶强化元素显著提高了单晶合金的蠕变寿命。以CMSX-4、N5、PWA1484等及CMSX-10、N6、TMS-80为代表的二代单晶合金、三代单晶合金，Re含量分别高达3wt.％、6wt.％，不仅增加了合金的成本，也极大的增加了合金的密度。此外，现有低代次的单晶合金，使用温度均在1100℃以下，以CMSX-4、N6为代表的二代单晶合金、三代单晶合金在1100℃以上长时服役时，γ′相高温热稳定性低，γ相和γ′相粗化合并严重，组织显著退化。而高代次的单晶合金，如MC-NG，为了使合金的服役温度提高至1150℃，引入了更多的Re元素，但却显著促进了TCP相的析出，降低了合金的组织稳定性。因此高代次单晶合金试图通过加入Ru来改变TCP相形成元素在两相(γ相和γ′相)的溶质分配系数，抑制TCP相的析出，但目前效果并不显著。
发明内容
本发明的目的在于提供一种Ni3Al基单晶合金及其制备方法和应用，本发明提供的Ni3Al基单晶合金为低成本、低密度、高承温合金。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供了一种Ni3Al基单晶合金，按质量百分含量计，包括Re1.2～2.8％，Ru0～2.2％，Mo 5～9％，Al 4～8％，Ta 1～5％，Cr 1～4％，B0.002～0.005％，余量为Ni。
优选地，包括Re 1.9～2.1％，Ru 1.5～1.9％，Mo 5.8～7.9％，Al 6～7.5％，Ta2.5～3.8％，Cr2～3％，B 0.003～0.004％，余量为Ni。
优选地，所述Ni3Al基单晶合金中包括Ni3Al相；在室温条件下，所述Ni3Al基单晶合金中Ni3Al相的体积百分含量≥75％；在服役温度条件下，所述Ni3Al基单晶合金中Ni3Al相的体积百分含量≥65％。
本发明提供了上述技术方案所述Ni3Al基单晶合金的制备方法，包括以下步骤：
按照所述Ni3Al基单晶合金的元素组成制备单晶棒；
将所述单晶棒依次进行固溶处理与时效处理，得到所述Ni3Al基单晶合金。
优选地，所述固溶处理的温度为1300～1345℃，所述固溶处理的时间为16～30h。
优选地，所述固溶处理为(1)～(3)中任一种：
(1)1300℃保温2h，升温至1310℃保温2h，升温至1315℃保温2h，升温至1320℃保温2h，升温至1325℃保温2h，升温至1330℃保温8h，升温至1335℃保温4～12h；
(2)1300℃保温2h，升温至1305℃保温2h，升温至1310℃保温2h，升温至1315℃保温2h，升温至1320℃保温2h，升温至1325℃保温2h，升温至1330℃保温4h，升温至1335℃保温2～10h，升温至1340℃保温2～4h；
(3)1305℃保温2h，升温至1310℃保温2h，升温至1315℃保温2h，升温至1320℃保温2h，升温至1325℃保温2h，升温至1330℃保温2h，升温至1335℃保温4h，升温至1340℃保温2～10h，升温至1345℃保温2～4h。
优选地，所述时效处理的温度为850～1060℃，所述时效处理的时间为32～42h。
优选地，所述时效处理包括依次进行高温时效处理与低温时效处理；所述高温时效处理的温度为1020～1060℃，保温时间为1.5～2.5h；所述低温时效处理的温度为850～890℃，保温时间为31～33h。
优选地，所述单晶棒的制备方法为籽晶法。
本发明提供了上述技术方案所述Ni3Al基单晶合金或上述技术方案所述制备方法制备得到的Ni3Al基单晶合金在航空发动机中的应用。
本发明提供了一种Ni3Al基单晶合金，按质量百分含量计，包括Re1.2～2.8％，Ru0～2.2％，Mo 5～9％，Al 4～8％，Ta 1～5％，Cr 1～4％，B0.002～0.005％，余量为Ni。本发明控制Mo、Re、Al、Ta、Cr和B的用量在上述范围内，通过协同作用使所述Ni3Al基单晶合金的密度得以降低，有利于得到轻量化的Ni3Al基单晶合金，且成本较低，组织稳定性好，具有优异的高温性能，能够满足未来先进航空发动机1200℃超高温的使用需求。
本发明提供了所述Ni3Al基单晶合金的制备方法，包括以下步骤：按照所述Ni3Al基单晶合金的元素组成制备单晶棒；将所述单晶棒依次进行固溶处理与时效处理，得到所述Ni3Al基单晶合金。本发明提供的方法操作简单，制备得到的Ni3Al基单晶合金组织稳定性好，具有优异的高温性能。
进一步地，本发明在特定条件下将单晶棒进行固溶处理，能够有效调控Ni3Al基单晶合金组织，极大提高了固溶效果和固溶效率。
进一步地，本发明在特定条件下进行时效处理，有利于保证最终所得Ni3Al基单晶合金的强化相γ′相尺寸大小合适，立方度良好。
附图说明
图1为本发明中确定热处理工艺的流程图；
图2为本发明实施例中[001]取向单晶棒的实物图；
图3为本发明实施例中DSC升温曲线；
图4为本发明实施例中初熔试验测试图；
图5为本发明实施例1～4中固溶处理后所得固溶处理合金的SEM图；
图6为本发明实施例1～4中固溶处理后所得固溶处理合金的EDS线扫描图谱；
图7为实施例3中制备的Ni3Al基单晶合金的SEM图；
图8为实施例3中制备的Ni3Al基单晶合金在1200℃条件下分别保温250h、500h、800h、1000h后的SEM图；
图9为第二代镍基单晶高温合金DD5在1100℃条件下保温500h后的SEM图。
具体实施方式
本发明提供了一种Ni3Al基单晶合金，按质量百分含量计，包括Re1.2～2.8％，Ru0～2.2％，Mo 5～9％，Al 4～8％，Ta 1～5％，Cr 1～4％，B0.002～0.005％，余量为Ni。
在本发明中，若无特殊说明，所述Ni3Al基单晶合金中各元素成分指名义成分。
按质量百分含量计，本发明提供的Ni3Al基单晶合金包括Re 1.2～2.8％，优选为1.5～2.5％，更优选为1.7～2.3％，进一步优选为1.9～2.1％，更进一步优选为2％。在本发明中，Re元素主要为γ相形成元素，能够显著提高合金的初熔温度和蠕变性能，但Re元素过多，容易在服役过程中析出TCP相；本发明将Re元素限定在上述范围内，有利于兼顾合金的高承温性能及组织稳定性。
按质量百分含量计，本发明提供的Ni3Al基单晶合金包括Ru 0～2.2％，优选为1.0～2.1％，更优选为1.3～2.0％，进一步优选为1.5～1.9％，更进一步优选为1.8％。在本发明中，Ru元素主要为γ相形成元素，能够显著提高合金组织稳定性；本发明将Ru元素限定在上述范围内，有利于兼顾合金的高承温性能及组织稳定性。
按质量百分含量计，本发明提供的Ni3Al基单晶合金包括Mo 5～9％，优选为5.5～8.1％，更优选为5.8～7.9％，进一步优选为6～7％。本发明中Mo元素富集在基体相中，能够扩大γ/γ'微观结构的负晶格错配，还能促使合金在高温蠕变过程中形成致密位错网络，有利于蠕变性能的提高；此外，Mo元素的加入对其他合金元素的分配行为有积极影响，例如由于Mo元素的影响，Cr、Re元素在γ基体富集将提高γ相的晶格常数，从而进一步提高晶格负错配度；并且γ'相的粗化速率随Mo元素含量的增加而降低，因此Mo元素的添加一定程度上能够抑制γ'析出物的粗化；同时Mo元素能够抑制次生反应区(SRZ)的形成，高Mo强化Ni3Al基单晶高温合金兼具低密度与高承温的优势。
按质量百分含量计，本发明提供的Ni3Al基单晶合金包括Al 4～8％，优选为5～7.7％，更优选为6～7.5％，进一步优选为6.5～7％。本发明所述Ni3Al基单晶合金中优选包括Ni3Al相；在室温条件下，所述Ni3Al基单晶合金中Ni3Al相的体积百分含量优选≥75％，更优选为77～82％；在服役温度条件下，所述Ni3Al基单晶合金中Ni3Al相的体积百分含量优选≥65％，更优选为70～75％。本发明将Al元素控制在上述范围内，能够满足室温以及服役温度条件下Ni3Al相的体积百分含量在上述范围内，从而有利于使Ni3Al基单晶合金具有优异的抗蠕变性能。
按质量百分含量计，本发明提供的Ni3Al基单晶合金包括Ta 1～5％，优选为1.2～4.2％，更优选为2.5～3.8％，进一步优选为3.5％。本发明中Ta元素通过固溶强化和提高γ'颗粒的强度来提高合金的强度，并且Ta元素能抑制铸造过程中雀斑缺陷的形成；但Ta元素含量的增加，会提高Re、Mo等合金元素在γ基体中的过饱和程度以及分配比，且Ta元素含量的增加会促进TCP相的析出。本发明将Ta元素的含量控制在上述范围，有利于兼顾合金的强度及组织稳定性。
按质量百分含量计，本发明提供的Ni3Al基单晶合金包括Cr 1～4％，优选为1.2～3.5％，更优选为2～3％，进一步优选为2.3～2.7％，更进一步优选为2.5％。在本发明中，Cr元素的作用是富集在γ基体中，提高合金抗氧化和抗热腐蚀能力，同时也起固溶强化作用。
按质量百分含量计，本发明提供的Ni3Al基单晶合金包括B0.002～0.005％，优选为0.003～0.004％。在本发明中，B元素的作用是在晶界富集，增加晶界的结合力；而且B元素可以与合金元素形成硼化物，在晶界以颗粒状或块状形式分布，阻止晶界滑移并抑制晶界空洞的连接与扩展；同时可以消除有害相在晶界析出，减小有害元素在晶界处的含量。
按质量百分含量计，本发明提供的Ni3Al基单晶合金包括余量的Ni。
本发明所述Ni3Al基单晶合金的晶体取向具体为[001]取向。
本发明控制Mo、Re、Ru、Al、Ta、Cr和B的用量在上述范围内，通过协同作用使所述Ni3Al基单晶合金的密度得以降低，有利于得到轻量化的Ni3Al基单晶合金，且成本较低，组织稳定性好，具有优异的高温性能，能够满足未来先进航空发动机关键热端部件(如高承温涡轮叶片)1200℃超高温的使用需求。通常Al、Ti、Ta、Nb等元素决定了γ'相的体积分数，但Nb对合金的氧化和热腐蚀性能有害，Ti对合金的抗氧化性能、合金的铸造性能、固溶热处理时的反应有负面影响；本发明不添加Nb和Ti，并控制Mo、Re、Ru、Al、Ta、Cr和B的用量在上述范围内，能够得到具有优异高温性能的Ni3Al基单晶合金。
本发明提供了上述技术方案所述Ni3Al基单晶合金的制备方法，包括以下步骤：
按照所述Ni3Al基单晶合金的元素组成制备单晶棒；
将所述单晶棒依次进行固溶处理与时效处理，得到所述Ni3Al基单晶合金。
本发明按照所述Ni3Al基单晶合金的元素组成制备单晶棒。本发明优选按照所述Ni3Al基单晶合金的元素组成制备母合金铸锭，然后利用所述母合金铸锭制备单晶棒。本发明对所述母合金铸锭的制备方法没有特殊限定，采用本领域技术人员熟知的方法即可；在本发明的实施例中，具体是采用真空感应熔炼的方法制备得到母合金铸锭。本发明优选采用籽晶法制备所述单晶棒；所述单晶棒具体为[001]取向的单晶棒。在本发明的实施例中，具体是将所述母合金铸锭加工成制备单晶棒所需尺寸的合金锭，将[001]取向籽晶放置于膜壳底端，将所述合金锭依次经过喷砂、打磨处理后在单晶炉中重熔，设置所述单晶炉的工作(浇铸)温度为1550±10℃，设置拉晶速率为4±1mm/min，浇铸完成待铸件完全冷却后敲碎膜壳，得到单晶棒。
得到单晶棒后，本发明将所述单晶棒依次进行固溶处理与时效处理，得到所述Ni3Al基单晶合金。本发明优选按照图1所示流程设计热处理(即固溶处理与时效处理)工艺，下面分别对所述固溶处理与时效处理进行详细说明。
现有航空发动机的关键热端部件用单晶合金为了满足高温服役需求提高合金的初熔温度和使用温度，通常加入较多的难熔元素，这对单晶合金的固溶效果和效率提出了一定的挑战。如第三代单晶高温合金CMSX-10，为了追求组织和成分均匀化，其固溶总时长为45h，固溶效率偏低。而以DD476为代表的第四代单晶高温合金经固溶处理后成分仍存在明显偏析。随着先进航空发动机涡轮前温度越来越高，涡轮叶片采用复杂的双层壁结构，对单晶合金的铸造成型性能带来了极大的挑战，研究表明，加入适量的微量元素C、B、Hf可以有效改善单晶合金的铸造成型性能；而铸造凝固时，微量元素通常和其它元素形成低熔点共晶相，降低合金的初熔温度，这使得高度合金化的单晶合金组织调控难度和效率极大增加。在本发明的实施例中，具体是基于DSC测试曲线得到Ni3Al基单晶合金的固相线温度(TS)、液相线温度(TL)以及γ′相的完全回溶温度(Tγ′sol)、DSC升温曲线的峰值温度(T峰)等凝固特征温度，结合金相法、水淬法及合金初熔温度探索规律获得Ni3Al基单晶合金的初熔温度，然后根据所述凝固特征温度和初熔温度确定固溶制度。在本发明中，所述固溶处理的温度优选为1300～1345℃，所述固溶处理的时间优选为16～30h。本发明提供的固溶制度具有较高的固溶效率，且固溶效果较好。进一步地，本发明所述固溶处理优选为(1)～(3)中任一种：
(1)1300℃保温2h，升温至1310℃保温2h，升温至1315℃保温2h，升温至1320℃保温2h，升温至1325℃保温2h，升温至1330℃保温8h，升温至1335℃保温4～12h(优选为6～10h)；
(2)1300℃保温2h，升温至1305℃保温2h，升温至1310℃保温2h，升温至1315℃保温2h，升温至1320℃保温2h，升温至1325℃保温2h，升温至1330℃保温4h，升温至1335℃保温2～10h，升温至1340℃保温2～4h；
(3)1305℃保温2h，升温至1310℃保温2h，升温至1315℃保温2h，升温至1320℃保温2h，升温至1325℃保温2h，升温至1330℃保温2h，升温至1335℃保温4h，升温至1340℃保温2～10h，升温至1345℃保温2～4h。
本发明优选采用上述分步固溶制度，有效固溶了初生大块γ'相、提高了合金的初熔温度，有利于改善γ'相形貌和尺寸，实现元素和组织的均匀化。
所述固溶处理后，本发明优选将固溶处理后所得合金冷却至室温，然后再进行时效处理；所述冷却的方式优选为风冷。目前冷速由低到高的冷却方式一般分为空冷、风冷、油冷、水冷，其中空冷冷速过低，合金γ′相析出尺寸较大，影响合金力学性能，油冷、水冷冷速过高，容易使合金内部产生残余应力，从而导致促进TCP相析出，故本发明优选采用风冷。在本发明中，所述时效处理的温度优选为850～1060℃，所述时效处理的时间优选为32～42h。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与低温时效处理。在本发明中，所述高温时效处理的温度优选为1020～1060℃，更优选为1030～1050℃，进一步优选为1040℃；保温时间优选为1.5～2.5h，更优选为2h；所述高温时效处理后，本发明优选将高温时效处理后所得合金冷却至室温，然后再进行低温时效处理；所述冷却的方式优选为风冷。在本发明中，所述低温时效处理的温度优选为850～890℃，更优选为860～880℃，进一步优选为870℃；保温时间优选为31～33h，更优选为32h。所述低温时效处理后，本发明优选将低温时效处理后所得合金冷却至室温，所述冷却的方式优选为风冷。本发明优选采用分步时效处理，其中高温时效处理的保温时间较短，目的在于调整析出相γ′相的尺寸大小，低温时效处理的保温时间较长，为调整析出相γ′相立方度的过程。本发明优选在上述条件下进行时效处理，最终所得Ni3Al基单晶合金的强化相γ′相尺寸大小合适，立方度良好。
采用本发明提供的热处理工艺可以使99％以上的共晶和铸态γ'溶解，析出均匀分布和规则排列的细小的立方体γ'相，并使合金成分达到理想的均匀分布，有利于实现合金组织的稳定和最大限度的发挥Re的强化作用。
本发明提供了上述技术方案所述Ni3Al基单晶合金或上述技术方案所述制备方法制备得到的Ni3Al基单晶合金在航空发动机中的应用。本发明提供的Ni3Al基单晶合金具体可以用于航空发动机的关键热端部件，如燃烧室、涡轮盘或涡轮叶片。
下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
本发明中涉及的技术术语以及相关解释说明如下：
Ni3Al基单晶合金：以γ′-Ni3Al为基体的[001]晶体取向的单晶合金，其γ′相的体积分数通常高达70～80％；
固溶处理：将合金加热到γ′相及铸态偏析相回溶温度以上，使γ′相及铸态偏析相充分溶解到Ni的固溶体中，充分保温长时扩散，随后快速冷却，以消除枝晶偏析，实现元素均匀化；溶解粗大的初生γ'相、γ/γ'共晶相以及铸造过程中的偏析相，提高合金的初熔温度；
γ相：γ-Ni相，FCC结构，通常Mo、Re、Ru、Cr等替代部分Ni原子起到固溶强化效果，是Ni3Al基单晶合金中主要的韧化相；
γ′相：γ′-Ni3Al相，Al、Ta为其主要形成元素，L12结构，是Ni3Al基单晶合金中主要的强化相，阻碍位错运动；
TCP相：拓扑密排相(Topologically Close-Packed，TCP)，通常为单晶合金中的有害相，超高温长时服役的过程中，Mo、Re、Cr等原子在γ相过饱和析出，降低了合金的固溶强化效果，且长针状的TCP相容易产生应力集中，加速合金失效。
实施例1～4中Ni3Al基单晶合金与现有技术中第二代镍基单晶高温合金DD5的元素组成如表1所示。
表1实施例1～4中Ni3Al基单晶合金与合金DD5的元素组成(wt％)
| 合金种类 | Re | Ru | Mo | Al | Ta | Cr | Co | W | Hf | B | Ni |
| 实施例1～4 | 2 | 1.8 | 6 | 7 | 3.5 | 2.5 | 0 | 0 | 0 | 0.004 | Bal. |
| 合金DD5 | 3 | 0 | 1.5 | 6.2 | 6.5 | 7 | 7.5 | 5 | 0.15 | 0 | Bal. |
以下实施例与测试例中热处理与热暴露试验均在管式炉中进行，热处理与热暴露试验完成的试样均采用风冷方式冷却；热处理与热暴露试验前需采用热电偶对管式炉进行校温，并测温得到管式炉的均温区，确保试样在热处理与热暴露试验过程中受热均匀。
实施例1～4
按照表1中元素组成，采用真空感应熔炼的方法制备得到母合金铸锭，将所述母合金铸锭加工成制备单晶棒所需尺寸的合金锭，采用籽晶法制备Ni3Al基单晶合金[001]取向的单晶棒，具体是将[001]取向籽晶放置于膜壳底端，将所述合金锭依次经过喷砂、打磨处理后在单晶炉中重熔，设置所述单晶炉的工作(浇铸)温度为1550±10℃，设置拉晶速率为4±1mm/min，浇铸完成待铸件完全冷却后敲碎膜壳，得到尺寸为Φ15×160mm的单晶棒(如图2所示)；
将所述单晶棒进行固溶处理(具体条件如表2所示)，之后风冷至室温，得到固溶处理合金；将所述固溶处理合金在1040℃条件下保温2h，风冷至室温；之后在870℃条件下保温32h，风冷至室温，得到Ni3Al基单晶合金。
表2实施例1～4中固溶处理的具体条件
实施例1～4中具体是将所述单晶棒进行DSC测试(DSC升温曲线如图3所示)以及初熔试验(如图4所示)，得到Ni3Al基单晶合金的凝固特征温度与初熔温度，在此基础上确定固溶处理的具体条件。
图5为实施例1～4中固溶处理后所得固溶处理合金的SEM图，结果显示，与固溶处理前(即图4)相比，固溶处理后合金组织中γ′相呈立方状均匀分布，合金不同区域的元素几乎不存在偏析。
图6为实施例1～4中固溶处理后所得固溶处理合金的EDS线扫描图谱，结果显示，固溶处理后合金元素分布比较均匀，其中实施例3固溶处理的具体条件最佳。
图7为实施例3中制备的Ni3Al基单晶合金的SEM图，结果显示，经时效处理后所得Ni3Al基单晶合金的强化相γ′相尺寸大小合适，立方度良好。
图8为实施例3中制备的Ni3Al基单晶合金在1200℃条件下分别保温250h、500h、800h、1000h后的SEM图，图9为第二代镍基单晶高温合金DD5在1100℃条件下保温500h后的SEM图，结果显示，本发明中Ni3Al基单晶合金在1200℃条件下经不同时间热暴露后均能够保持良好的组织状态，无TCP相析出，并且γ′相未形成明显的筏排组织，没有形成拓扑反转组织，组织稳定性良好。而现有第二代镍基单晶高温合金DD5中γ′相仅在1100℃条件下热暴露500h后就发生明显粗化，筏排化明显，组织稳定性较差。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。
Claims (10)
1.一种Ni3Al基单晶合金，按质量百分含量计，包括Re 1.2～2.8％，Ru0～2.2％，Mo 5～9％，Al 4～8％，Ta 1～5％，Cr 1～4％，B 0.002～0.005％，余量为Ni。
2.根据权利要求1所述的Ni3Al基单晶合金，其特征在于，包括Re1.9～2.1％，Ru 1.5～1.9％，Mo 5.8～7.9％，Al 6～7.5％，Ta 2.5～3.8％，Cr 2～3％，B 0.003～0.004％，余量为Ni。
3.根据权利要求2所述的Ni3Al基单晶合金，其特征在于，所述Ni3Al基单晶合金中包括Ni3Al相；在室温条件下，所述Ni3Al基单晶合金中Ni3Al相的体积百分含量≥75％；在服役温度条件下，所述Ni3Al基单晶合金中Ni3Al相的体积百分含量≥65％。
4.权利要求1～3任一项所述Ni3Al基单晶合金的制备方法，包括以下步骤：
按照所述Ni3Al基单晶合金的元素组成制备单晶棒；
将所述单晶棒依次进行固溶处理与时效处理，得到所述Ni3Al基单晶合金。
5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述固溶处理的温度为1300～1345℃，所述固溶处理的时间为16～30h。
6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述固溶处理为(1)～(3)中任一种：
(1)1300℃保温2h，升温至1310℃保温2h，升温至1315℃保温2h，升温至1320℃保温2h，升温至1325℃保温2h，升温至1330℃保温8h，升温至1335℃保温4～12h；
(2)1300℃保温2h，升温至1305℃保温2h，升温至1310℃保温2h，升温至1315℃保温2h，升温至1320℃保温2h，升温至1325℃保温2h，升温至1330℃保温4h，升温至1335℃保温2～10h，升温至1340℃保温2～4h；
(3)1305℃保温2h，升温至1310℃保温2h，升温至1315℃保温2h，升温至1320℃保温2h，升温至1325℃保温2h，升温至1330℃保温2h，升温至1335℃保温4h，升温至1340℃保温2～10h，升温至1345℃保温2～4h。
7.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述时效处理的温度为850～1060℃，所述时效处理的时间为32～42h。
8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述时效处理包括依次进行高温时效处理与低温时效处理；所述高温时效处理的温度为1020～1060℃，保温时间为1.5～2.5h；所述低温时效处理的温度为850～890℃，保温时间为31～33h。
9.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述单晶棒的制备方法为籽晶法。
10.权利要求1～3任一项所述Ni3Al基单晶合金或权利要求4～9任一项所述制备方法制备得到的Ni3Al基单晶合金在航空发动机或燃气轮机中的应用。
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