一种增强增韧亚稳β钛合金及其制备方法与流程

本发明属于钛合金
技术领域：
，具体涉及一种亚稳β型钛合金及其制备方法。
背景技术：
：随着我国国民经济的快速发展，对钛合金提出了更高的强度和韧性要求。目前我们国内主流的高强度系列钛合金如tc18、ti1023等，经热处理强化后其抗拉强度可达到1100～1250mpa，断裂韧性可达到55～65mpa·m1/2。美国的timetal555、俄罗斯的vst55531在相同强度水平下，kic均小于60mpa·m1/2，无法满足对强度要求1300mpa，冲击韧性大于25j/cm2，断裂韧性大于60mpa·m1/2钛合金的需求。技术实现要素：本发明的目的是提供一种亚稳β钛合金，通过控制al(铝)、mo(钼)、cr(铬)元素含量、添加nb(铌)元素，使其在保持超高强度的同时，同时具有较好的塑性和韧性。另一目的是提供上述亚稳β钛合金的制备方法，解决了常规熔炼方法制备时产生元素偏析和富nb不熔块等冶金缺陷风险问题。为实现上述技术目的，本发明提供的技术方案为一种增强增韧亚稳β钛合金，按照重量百分比，各元素成分为：al：3.7％～5.0％，mo：4.7％～6.0％，v：4.5％～5.5％，cr：4.5％～6.0％，nb：0.5％～2.0％，o：0.05％～0.15％，余量为ti和不可避免的杂质，杂质元素总量不超过0.15％，以上组分重量百分比之和为100％。进一步地，所述杂质元素中，杂质fe元素含量≤0.1％。进一步地，所述cr元素全部由movalcr四元中间合金引入；所述mo、v元素主要来源于movalcr四元中间合金，元素不足量由相应二元合金引入；所述nb元素来源于nbti合金；所述al元素由movalcr四元中间合金、相应的二元合金及al单质金属引入；ti元素主要由海绵钛引入；o元素由tio2引入。进一步地，所述movalcr四元中间合金中，各元素重量百分比为mo：25.0％～30.0％，v：25.0％～30.0％，cr：30.0％～40.0％，余量为al。进一步地，所述movalcr四元中间合金由氧化钼、氧化铬、氧化钒和铝粉通过铝热还原法制备。进一步地，所述nbti合金中，nb元素重量百分比为40％～60％，余量为ti。进一步地，引入所述mo、v元素的二元合金分别为铝钼合金和钒铝合金。本发明的亚稳β钛合金是在在ti(钛)-al(铝)-mo(钼)-v(钒)-cr(铬)合金体系的基础上，减少cr元素含量，提高al元素和mo元素含量，并添加0.5％～2.0％的nb元素形成的，其名义成分为ti-4al-5mo-5v-5cr-1nb，内部钛合金牌号为wsti55541。添加的nb元素属于弱β稳定元素，其原子半径与ti基体原子接近，具有良好的无限互溶性，不会与基体发生相变。而cr元素在时效强化热处理过程中易与ti基体反应，进一步形成脆性ti2cr第二相，导致在疲劳裂纹在脆性相与基体界面处形成裂纹并扩展，极大限制了合金的服役性能。因此，需要降低cr元素含量、提高al元素、mo元素含量，以及调节其他元素含量，以获得高强度、高韧性、塑性好的β钛合金。为了获得强度、塑性和韧性综合匹配的新型亚稳β钛合金，实现β钛合金综合性能匹配和生产过程稳定可控是决定该合金应用前景的关键。在确定钛合金各元素含量时，为了能够实现生产过程稳定可控，可批量化工业生产，本发明还对β钛合金的制备方法进行了研究。β钛合金中由于添加了难熔元素nb和大量的mo、v、cr元素，采用常规中间合金进行配料，存在富nb和cr、mo元素不均匀的风险。其中nb元素熔点接近2500℃，超出ti元素熔点约900℃，采用纯铌直接熔炼，容易形成nb不熔块；此外，该合金中添加了大量的mo、v、cr元素，采用单质金属铬和钼的添加方式会加重cr和mo元素的不均匀分布，采用常规二元合金铝钼、铝钒、铝铬进行配入，又会影响合金中al元素含量控制，另一方面铝热还原法制备的二元合金引入的杂质元素含量较高，不利于提高合金纯净度，影响合金冲击性能。基于上述原因，本发明采用nbti(铌钛)和movalcr(钼钒铝铬)中间合金，能够有效的降低nb元素熔点，控制al元素含量，并减少铝热还原法制备的中间合金添加量，最终提高了β钛合金的合金化和纯净化效果，铸锭化学成分极差较小。钛合金中添加cr或mo元素后极易发生偏析，最终在棒材中形成“β斑”缺陷。tb6、tb2和tc17等钛合金受fe或cr元素偏析的影响被极大的限制了应用，本发明的β钛合金同时添加了cr和mo元素，采用传统的真空自耗熔炼工艺难以获得无偏析的高均匀化铸锭。本发明还通过对真空自耗熔炼工艺研究，有效的解决了大规格铸锭因熔池较深导致不连续凝固而产生的微观成分不均匀问题，提高铸锭的微观成分均匀性。本发明的增强增韧亚稳β钛合金的制备方法，其步骤包括：1)制备自耗电极：以cr元素全部由movalcr四元中间合金引入为配料基础，将颗粒状movalcr四元中间合金、屑状nbti中间合金、铝钼合金、钒铝合金、铝、二氧化钛和海绵钛按照配比配料后混料，压制电极块，将电极块串联焊接为自耗电极；2)真空自耗熔炼：将自耗电极进行三次真空自耗熔炼，得到钛合金铸锭；3)锻造：将钛合金铸锭进行锻造破碎铸态晶粒，然后在相变点以下制备成棒材；4)热处理：将棒材进行固溶时效热处理得到增强增韧亚稳β钛合金。进一步地，所述步骤1)中，movalcr四元中间合金的颗粒粒径为0.15mm～6.0mm。进一步地，所述步骤2)中，三次真空自耗熔炼坩埚尺寸为φ520mm～φ920mm。进一步地，所述步骤2)中，第一次真空自耗熔炼和第二次真空自耗熔炼参数为：熔炼电压32v～40v，熔炼电流16ka～30ka，稳弧电流10a～30a。进一步地，所述步骤2)中，第三次真空自耗熔炼参数：第1阶段，起弧初期，电流3ka～6ka，熔炼电压25v～30v，稳弧电流0a～15a，保持5～20min；第2阶段，起弧中期，电流快速升至15ka～30ka，熔炼电压30v～40v，稳弧电流10a～25a，保持时间大于40min；第3阶段，正常熔炼前期，待自耗电极剩余重量约为总重的3/4时，将电流缓慢降至11ka～25ka，熔炼电压28v～38v，稳弧电流10a～25a；第4阶段，正常熔炼中后期，待自耗电极剩余重量约为总重的1/4时，将熔炼电流缓慢降至8ka～20ka，熔炼电压27v～38v，稳弧电流8a～20a，直到熔炼结束。进一步地，所述步骤3)中，钛合金铸锭在1000℃～1200℃开坯锻造成棒坯，变形量为40～70％；然后逐火次逐渐降低温度，最后降温至740℃～770℃，镦粗拔长及摔圆，累积变形量为70～90％，制成棒材。进一步地，所述步骤4)中，固溶时效热处理制度为在820℃～900℃固溶处理2～6小时，空气中冷却后，随后在520℃～540℃时效处理4～10小时，在空气中冷却。上述海绵钛为0或1级海绵钛，其杂质元素含量需满足：fe≤0.03wt％，c≤0.015wt％，n≤0.006wt％，以保证铸锭纯净度，提高合金韧性。nbti中间合金为屑状，尺寸需满足(0～35)mm×(0～10)mm×(0～1)mm，避免尺寸过厚造成nbti合金屑不能充分熔化。第一次真空自耗熔炼和第二次真空自耗熔炼的目的通过较大的输入功率和稳弧电流，来增加熔池深度和搅拌强度，提高熔炼的合金化效果，降低富nb区域出现的风险。与传统真空自耗熔炼工艺不同，第三次真空自耗熔炼采用四个阶段稳定熔池深度控制熔炼工艺进行熔炼。第三次真空熔炼参数确定：通过sdm工艺，对真空自耗熔炼过程中熔池内的温度场、浓度场以及熔池深度进行模拟计算和实物解剖验证，建立了熔池深度、磁场搅拌和输入功率等变量的耦合函数关系，确定第三次真空自耗熔炼具体工艺参数，实现了熔池输入和导出热量的动态平衡，达到了熔池深度稳定可控的目的，有效的解决了大规格铸锭因熔池较深导致不连续凝固而产生的宏观成分不均匀问题。第三次真空自耗熔炼分四个阶段进行设置：第1阶段的目的是对自耗电极进行预热，保证后续提升电流时熔池能快速铺满；第2阶段目的使熔池快速建立，并逐步达到稳定的熔池深度；第3阶段目的使熔池深度能继续保持在稳定深度；第4阶段目的保证在熔炼后期冷却减弱的情况下，熔池深度仍能继续保持在稳定深度，直到熔炼结束。本发明的有益效果是：1)本发明设计的亚稳β钛合金，通过主元素的精确控制和杂质元素的纯净性控制，可以实现超高强度下的塑性、韧性良好匹配，合金在1300mpa级别下，冲击韧性≥25j/cm2，断裂韧性≥70mpa·m1/2，延伸率≥6％；2)采用铌钛中间合金和movalcr四元中间合金的形式进行亚稳β钛合金合金主元素的配入，提高了铸锭的纯净度和宏观成分均匀性，避免形成富nb不熔块这类高密度夹杂缺陷；3)第三次真空自耗熔炼采用稳定熔池深度控制熔炼工艺，提高铸锭微观成分均匀性，避免形成cr、mo元素偏析，最终实现了亚稳β钛合金性能的均匀性和稳定性。附图说明图1，是对采用本发明方法得到的铸锭横向9点取样示意图。图2，是对采用本发明方法得到的铸锭横向13点取样示意图。具体实施方式一种增强增韧亚稳β钛合金，按照重量百分比，各元素成分为：al：3.7％～5.0％，mo：4.7％～6.0％，v：4.5％～5.5％，cr：4.5％～6.0％，nb：0.5％～2.0％，o：0.05％～0.15％，余量为ti和不可避免的杂质，杂质元素总量不超过0.15％，杂质fe元素含量≤0.1％；以上组分重量百分比之和为100％。所述cr元素全部由movalcr四元中间合金引入；所述mo、v元素主要来源于movalcr四元中间合金，元素不足量由相应二元合金引入；所述nb元素来源于nbti合金；所述al元素由movalcr四元中间合金、相应的二元合金及al单质金属引入；ti元素主要由海绵钛引入；o元素由tio2引入。本发明还提供了亚稳β钛合金的制备方法，其步骤包括：1)制备自耗电极：以cr元素全部由movalcr四元中间合金引入为配料基础，将颗粒状movalcr四元中间合金、屑状nbti中间合金、铝钼合金、钒铝合金、铝、二氧化钛和海绵钛按照配比配料后混料，压制电极块，将电极块串联焊接为自耗电极；2)真空自耗熔炼：将自耗电极进行三次真空自耗熔炼，得到钛合金铸锭；其中：第一次真空自耗熔炼和第二次真空自耗熔炼参数为：熔炼电压32v～40v，熔炼电流16ka～30ka，稳弧电流10a～30a；第三次真空自耗熔炼参数：第1阶段，起弧初期，电流3ka～6ka，熔炼电压25v～30v，稳弧电流0a～15a，保持5～20min；第2阶段，起弧中期，电流快速升至15ka～30ka，熔炼电压30v～40v，稳弧电流10a～25a，保持时间大于40min；第3阶段，正常熔炼前期，待自耗电极剩余重量约为总重的3/4时，将电流缓慢降至11ka～25ka，熔炼电压28v～38v，稳弧电流10a～25a；第4阶段，正常熔炼中后期，待自耗电极剩余重量约为总重的1/4时，将熔炼电流缓慢降至8ka～20ka，熔炼电压27v～38v，稳弧电流8a～20a，直到熔炼结束；三次真空自耗熔炼坩埚尺寸为φ520mm～φ920mm。3)锻造：将钛合金铸锭进行锻造破碎铸态晶粒，然后在相变点以下制备成棒材；具体锻造工艺：钛合金铸锭在1000℃～1200℃开坯锻造成棒坯，变形量为40～70％；然后逐火次逐渐降低温度，最后降温至740℃～770℃，镦粗拔长及摔圆，累积变形量为70～90％，制成棒材；4)热处理：将棒材进行固溶时效热处理得到增强增韧亚稳β钛合金；固溶时效热处理制度为在820℃～900℃固溶处理2～6小时，空气中冷却后；随后在520℃～540℃时效处理4～10小时，在空气中冷却。上述海绵钛为0或1级海绵钛，其杂质元素含量需满足：fe≤0.03wt％，c≤0.015wt％，n≤0.006wt％，以保证铸锭纯净度，提高合金韧性。movalcr四元中间合金的颗粒粒径满足0.15mm～6.0mm；nbti中间合金为屑状，尺寸需满足(0～35)mm×(0～10)mm×(0～1)mm，避免尺寸过厚造成nbti合金屑不能充分熔化。movalcr四元中间合金中，各元素重量百分比为mo：25.0％～30.0％，v：25.0％～30.0％，cr：30.0％～40.0％，余量为al。movalcr四元中间合金由氧化钼、氧化铬、氧化钒和铝粉按照配比通过铝热还原法制备。nbti合金中，nb元素重量百分比为40％～60％，余量为ti。由于铝热还原法为传统制备工艺，movalcr合金可由合金原材料厂家制备提供；nbti合金、铝钼合金、钒铝合金为市场现有合金，其制备工艺也为现有技术，均可由合金原材料生产厂商提供。针对上述技术方案，举具体实施例进行说明。各实施例中，均利用上述亚稳β钛合金的制备方法制备；各实施例中的三次真空自耗熔炼的熔炼参数均相同，因此在各实施例中则不再重复描述。此外，由于配入中间合金和成品铸锭的成分分析存在实验室检测波动，导致铸锭中各元素的实际检测范围与配比存在偏差，其中al、mo、v、cr、nb的检测偏差为±0.1wt％，o元素的检测偏差为±0.02wt％。在实际配料中，不能以本发明亚稳β钛合金的各组分含量的两个端点进行配料，否则，获得的成品钛合金铸锭各组分含量有很大可能会超出含量范围。因此，在以下实施例中配料时，各组分含量端点数值均考虑了偏差，低值端点处加上正偏差配料，高值端点处加上负偏差进行配料，以确保熔炼后的钛合金铸锭各组分含量不会超出各组分含量范围。实施例11)制备自耗电极：以cr元素全部由movalcr四元中间合金引入为配料基础，以movalcr四元中间合金、nbti中间合金与铝钼合金、钒铝合金、铝豆和二氧化钛按照表1的成分配比进行配料，余量ti元素以0级海绵钛配入；经混料后，压制成数块电极块，再通过真空等离子焊接成自耗电极；表1、实施例1中配比2)三次真空自耗熔炼，获得φ640规格亚稳β钛合金铸锭。按照图1所示，对实施例1中制得的钛合金铸锭进行头部和中部9点取样及化学成分检测，参看表2，为实施例1中头不和中部的钛合金铸锭横向9点cr含量成分统计/wt％。由表2中数据显示，钛合金铸锭头部和中部18点cr元素极差仅1600ppm，说明钛合金铸锭成分分布均匀良好，没有产生cr元素偏析。表2、实施例1铸锭横向9点cr含量成分统计/wt％位置1#2#3#4#5#6#7#8#9#头5.895.945.985.925.935.825.825.945.93中5.865.885.905.875.965.855.895.985.833)锻造：钛合金铸锭在1200℃进行开坯锻造，变形量40％，随后温度逐火次降低，最后在760℃锻造成ф400mm规格棒材，累积变形量75％。对制备棒材进行tβ-25℃空烧检查，未发现β斑，对制备棒材进行胶片成像分析，未发现nb不熔块现象。4)热处理：将制得的棒材进行固溶时效热处理：在870℃下固溶处理2h；在空气中冷却；然后在525℃下时效处理4h，在空气中冷却。根据gb/t228.1、gb/t229、gb/t4161要求对热处理的棒材分别进行室温拉伸性能、室温冲击性能以及断裂韧性检测，检测结果如表3所示。表3、实施例1热处理后的棒材力学性能由表3测试数据可知，经过热处理的钛合金棒材强度大于1300mpa，冲击韧性≥26.5j/cm2，断裂韧性≥80.2mpa·m1/2，延伸率≥6％。由此可知，实施例1制备的钛合金棒材提高铸锭微观成分均匀性，避免形成cr、mo元素偏析，最终实现了亚稳β钛合金性能的均匀性和稳定性；达到强度、塑性、冲击韧性、断裂韧性的良好匹配。实施例21)制备自耗电极：以cr元素全部由movalcr四元中间合金引入为配料基础，以movalcr四元中间合金、nbti中间合金与铝钼合金、钒铝合金、铝豆和二氧化钛按照表4的成分配比进行配料，余量ti元素以0级海绵钛配入；经混料后，压制成数块电极块，再通过真空等离子焊接成自耗电极；表4、实施例2中的配比2)三次真空自耗熔炼，获得φ720规格亚稳β钛合金铸锭。按照图1所示，对实施例2中制得的钛合金铸锭进行头部和中部9点取样及化学成分检测，参看表5，为实施例2钛合金铸锭头部和中部横向9点cr含量成分统计/wt％。由表5中数据显示，钛合金铸锭头部和中部18点cr元素极差仅1800ppm，说明钛合金铸锭成分分布均匀良好，没有产生cr元素偏析。表5、实施例2铸锭横向9点cr含量成分统计/wt％位置1#2#3#4#5#6#7#8#9#头5.555.595.675.655.625.605.505.555.67中5.655.615.685.555.565.645.525.655.633)锻造：钛合金铸锭在1150℃进行开坯锻造，变形量50％，随后温度逐火次降低，最后在760℃锻造成ф300mm规格棒材，累积变形量85％。对制备棒材进行tβ-25℃空烧检查，未发现β斑，对制备棒材进行胶片成像分析，未发现nb不熔块。4)热处理：将制得的棒材取样进行固溶时效热处理：在820℃下固溶处理6h；在空气中冷却；然后在540℃下时效处理10h，在空气中冷却。根据gb/t228.1、gb/t229、gb/t4161要求，将经过热处理的钛合金棒材分别进行室温拉伸性能、室温冲击性能以及断裂韧性等力学性能检测，检测结果如表6所示。表6、实施例2棒材力学性能由表6测试数据可知，经过热处理的钛合金棒材强度大于1300mpa，冲击韧性≥27j/cm2，断裂韧性≥79.6mpa·m1/2，延伸率≥7％。由此可知，实施例1制备的钛合金棒材提高铸锭微观成分均匀性，避免形成cr、mo元素偏析，最终实现了亚稳β钛合金性能的均匀性和稳定性；达到强度、塑性、冲击韧性、断裂韧性的良好匹配。实施例3：1)制备自耗电极：以cr元素全部由movalcr四元中间合金引入为配料基础，以movalcr四元中间合金、nbti中间合金与铝钼合金、钒铝合金、铝豆和二氧化钛按照表7的成分配比进行配料，余量ti元素以1级海绵钛配入；经混料后，压制成数块电极块，再通过真空等离子焊接成自耗电极；表7、实施例3中的配比2)三次真空自耗熔炼，获得φ820规格亚稳β钛合金铸锭。按照图2所示，对实施例3中制得的钛合金铸锭进行头部和中部13点取样及化学成分检测，参看表8，为实施例3中头不和中部的钛合金铸锭横向26点cr含量成分统计/wt％。由表8中数据显示，钛合金铸锭头部和中部26点cr元素极差仅1400ppm，说明钛合金铸锭成分分布均匀良好，没有产生cr元素偏析。表8、实施例3铸锭横向13点cr含量成分统计/wt％位置1#2#3#4#5#6#7#8#9#10#11#12#13#头5.255.315.355.375.395.355.365.305.285.295.365.365.30中5.325.285.305.355.315.345.305.295.355.335.315.295.353)锻造：钛合金铸锭在1150℃进行开坯锻造，变形量60％，随后温度逐火次降低，最后在750℃锻造成ф300mm规格棒材，累积变形量90％。对制备棒材进行tβ-25℃空烧检查，未发现β斑，对制备棒材进行胶片成像分析，未发现nb不熔块。4)热处理：将棒材取样进行固溶时效热处理：在840℃下固溶处理2h；在空气中冷却；然后在525℃下时效处理4h，在空气中冷却。然后根据gb/t228.1、gb/t229、gb/t4161要求分别进行室温拉伸性能、室温冲击性能以及断裂韧性等力学性能检测，检测结果如表9所示。表9、实施例3棒材力学性能由表9测试数据可知，经过热处理的钛合金棒材强度大于1300mpa，冲击韧性≥29j/cm2，断裂韧性≥80.9mpa·m1/2，延伸率≥8.5％。实施例41)制备自耗电极：以cr元素全部由movalcr四元中间合金引入为配料基础，以movalcr四元中间合金、nbti中间合金与铝钼合金、钒铝合金、铝豆和二氧化钛按照表10的成分配比进行配料，余量ti元素以0级海绵钛配入；经混料后，压制成数块电极块，再通过真空等离子焊接成自耗电极；表10、实施例4中的配比2)三次真空自耗熔炼，获得φ820规格亚稳β钛合金铸锭。按照图2所示，对实施例4中制得的钛合金铸锭进行头部和中部13点取样及化学成分检测，参看表11，为实施例4中头不和中部的钛合金铸锭横向26点cr含量成分统计/wt％。由表11中数据显示，钛合金铸锭头部和中部26点cr元素极差仅1500ppm，说明钛合金铸锭成分分布均匀良好，没有产生cr元素偏析。表11、实施例4铸锭横向13点cr含量成分统计/wt％位置1#2#3#4#5#6#7#8#9#10#11#12#13#头5.055.095.104.985.085.035.094.954.985.075.015.054.95中4.985.035.045.095.075.025.085.024.955.105.034.995.053)锻造：钛合金铸锭在1170℃进行开坯锻造，变形量60％，随后温度逐火次降低，最后在760℃锻造成ф400mm规格棒材，累积变形量80％。对制备棒材进行tβ-25℃空烧检查，未发现β斑，对制备棒材进行胶片成像分析，未发现nb不熔块。4)热处理：将棒材取样进行固溶时效热处理：在870℃下固溶处理4h；在空气中冷却；然后在530℃下时效处理7h，在空气中冷却。根据gb/t228.1、gb/t229、gb/t4161要求分别进行室温拉伸性能、室温冲击性能以及断裂韧性检测，检测结果如表12所示。表12、实施例4棒材力学性能由表12测试数据可知，经过热处理的钛合金棒材强度大于1300mpa，冲击韧性≥28j/cm2，断裂韧性≥80.6mpa·m1/2，延伸率≥8.5％。实施例5：1)制备自耗电极：以cr元素全部由movalcr四元中间合金引入为配料基础，以movalcr四元中间合金、nbti中间合金与铝钼合金、钒铝合金、铝豆和二氧化钛按照表13的成分配比进行配料，余量ti元素以0级海绵钛配入；经混料后，压制成数块电极块，再通过真空等离子焊接成自耗电极。表13、实施例5中的配比2)三次真空自耗熔炼，获得φ920规格亚稳β钛合金铸锭。按照图2所示，对实施例5中制得的钛合金铸锭进行头部和中部13点取样及化学成分检测，参看表14，为实施例4中头不和中部的钛合金铸锭横向26点cr含量成分统计/wt％。由表14中数据显示，钛合金铸锭头部和中部26点cr元素极差仅1500ppm，说明钛合金铸锭成分分布均匀良好，没有产生cr元素偏析。表14、实施例5铸锭横向13点cr含量成分统计/wt％位置1#2#3#4#5#6#7#8#9#10#11#12#13#头4.654.684.714.664.584.664.614.584.574.694.654.584.56中4.614.714.654.694.624.594.654.704.584.654.634.564.613)锻造：铸锭在1170℃进行开坯锻造，变形量55％，随后温度逐火次降低，最后在740℃锻造成ф400mm规格棒材，累积变形量80％。对制备棒材进行tβ-25℃空烧检查，未发现β斑，对制备棒材进行胶片成像分析，未发现nb不熔块。4)热处理：取样进行固溶时效热处理：在900℃下固溶处理2h；在空气中冷却；然后在520℃下时效处理4h，在空气中冷却。根据gb/t228.1、gb/t229、gb/t4161要求分别进行室温拉伸性能、室温冲击性能以及断裂韧性等力学性能检测，检测结果如表15所示。表15、实施例5棒材力学性能由表15测试数据可知，经过热处理的钛合金棒材强度大于1300mpa，冲击韧性≥29.5j/cm2，断裂韧性≥78.2mpa·m1/2，延伸率≥7.5％。由以上实施例及测试结果可知，采用本发明生产的亚稳β钛合金铸锭钛合金工业级大型铸锭和棒材成分均匀，无nb不熔块，具有高强度、良好的塑性和韧性性能，材料综合性能良好，并且批次稳定性较好，适用于工业化生产。当前第1页12