2.1.2第5火次
經過第4和第5火次兩相區鍛造后，鈦合金棒坯各位置片層α相由于參與了變形逐漸破碎（圖2(a~c)）并偏離原有晶簇的取向，因此<0001>織構進一步弱化，并逐漸向<1010>和<1120>織構偏移（圖2(d~f)）。表面位置α相的等軸化程度更高，幾乎觀察不到原有晶簇的痕跡（圖2(c)）。
2.1.3第6火次
TA19鈦合金棒坯第6火次重新回到單相區鍛造（鍛造溫度為Tβ+50℃），鍛后采用水冷。相較第5火次后，α相的片層厚度更?。▓D3(a~c)），取向更加豐富（圖3(d~f)）。這一方面是由于經歷了α→β→α的反復相變及變形，原始β相的晶粒尺寸進一步減??；另一方面是由于鍛后采用水冷，冷速加快后限制了α相厚度方向的生長。對比圖1(c)和圖3(c)可知，冷速加快后表面位置晶簇中等軸α相的數量減少，說明部分等軸α相是在冷卻過程中由相變重新形核產生的。
2.1.4第9火次
回到兩相區再進行3火次的鍛造后，由于原始β相晶粒進一步減小，鈦合金棒坯心部和D/4位置α相晶簇的取向更加豐富（圖4(a,b)），表面位置α相的等軸化程度明顯更低（圖4(c)），這主要是受上一火次鍛后水冷的影響。對比圖2(d~f)和圖4(d~f)，各位置α相的織構類型與第5火次后基本一致，但整體更弱。
由圖5(a,e,i)可見，棒坯心部至表面α相的等軸化程度逐漸提高；β相的{111}極圖（圖5(b,f,j)）的鋒銳程度說明，心部至表面β相參與變形的程度也逐漸提高。此外，在表面位置片層α相之間形成了部分與晶簇取向完全不同、尺寸較小的等軸α相（圖5(i)），應是在冷卻過程中相變形成的。與心部（圖5(c,d)）和D/4位置（圖5(g,h)）相似，表面位置的α相與β相仍基本保持Burgers取向關系，這意味著冷卻過程中相變形成的α相并不與其周圍變形后的片層α相取向保持一致。也就是說，想要弱化單相區鍛造形成的α相相變織構，一方面依賴原有晶簇內α相的變形，一方面需要β相參與足夠多的變形，從而豐富冷卻中相變產生的α相的取向。
2.1.5第12火次
在6火次兩相區鍛造后，心部及D/4位置晶簇內片層α相的取向差進一步提高，α相取向更加豐富（圖6(a,b)）；表面位置α相的等軸化程度最高（圖6(c)）。心部的α相仍以<0001>和<1122>織構為主，但鋒銳程度明顯減弱（圖6(d)）；D/4位置發生了由<0001>織構向<1120>織構的偏轉（圖6(e)）；表面出現了較強的<1010>織構（圖6(f)），說明隨著α相的等軸化程度提高，其協調變形能力也增強，更容易形成較強的形變織構。
與第9火次后相似，棒坯心部至表面α相的平均晶粒尺寸下降、等軸化程度提高、取向更加豐富，如圖7所示。心部位置形成了與晶簇取向完全不同且偏離Burgers取向關系的等軸α相（圖7(a,c)），這說明只有β相（圖7(b,f,j)）變形程度提高到某個閾值，這些等軸α相才會形成，否則相變將以片層α相發生長大的方式進行。對比圖5和圖7，棒坯相同位置處晶簇內α相的長寬比明顯降低。這是由于兩相區反復鐓拔鍛造次數增多，片層α相協調變形困難，逐漸發生碎化。
2.1.6第15火次
第15火次后，TA19鈦合金棒坯除心部外，幾乎觀察不到原有的α相晶簇（圖8(a~c)）。心部α相仍以<0001>織構為主（圖8(d)）；D/4位置以接近<1122>的過渡取向為主（圖8(e)）；表面位置由于降溫過程形成的等軸α相較多，<1011>織構大大弱化（圖8(f)）。
對比圖7和圖9可見，棒坯各位置α相的等軸化程度均進一步提高，其中D/4及表面的等軸程度接近成品棒材。心部雖仍能觀察到原有晶簇的痕跡，但原晶簇內α相的取向差較為明顯，且存在較多冷卻中形成的等軸α相（圖9(a,c)）。值得注意的是，各位置β相取向也更加多樣（圖9(b,f,j)），說明在兩相區變形過程中，β相變形與α相的等軸化是相輔相成的。
2.1.7第16火次
TA19鈦合金棒材鍛造完成后，原有的α相晶簇基本已經消失（圖10(a~c)）。心部至表面的α相織構與第15火次后有所變化，心部α相以<0001>織構和<1122>為主（圖10(d)）；D/4位置以<1120>織構為主（圖10(e)）；表面位置的<1010>織構有所增強（圖10(f)）。
2.2討論
2.2.1鍛造過程中的組織演變
TA19鈦合金棒坯在單相區鍛造時主要是原始β相參與變形，在發生β→α相變后，原始β相內部形成多個集束狀片層α相晶簇，相同晶簇內的片層α相取向相同。當鍛造結束的實際溫度高于相變點時，片層α相不發生變形，如心部及D/4位置，見圖1(a,b)和圖3(a,b)；當低于相變點時，α相參與變形并發生一定程度的碎化，如表面位置，見圖1(c)和圖3(c)。對比圖1(c)和圖3(c)，在鍛造結束的降溫過程中，降溫速度越快，片層α相的厚度越薄。
在兩相區鍛造時，α相和殘余β相都會參與變形，并不斷發生β→α相變。圖11為使用Channel5取向分析軟件統計的第9、12和15火次后棒坯不同位置片層α相的平均晶粒尺寸圖和長寬比圖?？梢?，隨著鍛造火次增多，各位置片層α相的平均晶粒尺寸不斷減小，由心部至表層分別減少了12.8%、17.2%和28.2%，其中表層（10.09~7.24μm）始終小于心部（11.35~9.99μm）；同時，片層α相不斷發生等軸化，從心部至表面的長寬比分別為1.89、1.83和1.73，其中心部（2.19~1.89）與表面（1.83~1.73）位置的長寬比差距逐漸減小。殘余β相變形并發生相變后產生的等軸α相取向與原晶簇取向完全不同，因此原有晶簇的痕跡會逐漸消失。殘余β相變形程度與α相的等軸化是同步的，由棒坯心部至表面逐漸提高。此外，只有殘余β相由于變形取向偏轉達到一定閾值后，才會產生新的等軸α相，否則將以片層α相長大的方式完成相變。
2.2.2鍛造過程中的織構演變
由于β→α相變后理論上會產生12種不同取向的α相變體，雖然受β相晶界[17?19]、β相位錯[20?23]等因素影響會發生不同程度的變體選擇[24?27]，但TA19鈦合金棒坯鍛造過程中并未產生強烈的α相相變織構。圖12為TA19鈦合金棒坯在第3、5、6、9、12、15和16火次后不同位置的α相典型織構的織構強度圖。單相區鍛造后（第3和6火次），棒坯各位置基本以<0001>織構為主，而隨著兩相區鍛造反復鐓拔次數增多，心部仍以<0001>織構為主，但逐漸減弱（織構強度由5.0降至2.3），D/4和表面位置分別逐漸向形變織構<1120>（織構強度1.9）和<1010>織構偏轉（織構強度2.6）。由于新形成的等軸α相越來越多，且其取向較為隨機，因此鍛造完成后棒坯各位置的宏觀織構都非常弱（心部至表面最高織構強度分別為：2.3（<0001>）、1.9（<1120>）和2.6（<1010>））。值得注意的是，變形會使片層α相等軸化并偏離原晶簇的取向，但偏離程度有限，α相宏觀織構的弱化主要依賴新形成的等軸α相。
3、結論
TA19鈦合金棒坯在單相區鍛造后，在原始β相內部形成多個集束狀α相晶簇，取向以<0001>織構為主，織構強度最高為5.0；當鍛造結束的實際溫度低于相變點時，晶簇中片層α相參與變形并發生一定程度的碎化，偏離原有取向。
TA19鈦合金棒坯在兩相區鍛造時，α相和殘余β相都會參與變形；隨著鍛造火次增多，片層α相不斷減小并發生等軸化，殘余β相相變也會產生新的等軸α相。通過9火次兩相區的鍛造，各位置片層α相的平均晶粒尺寸減小程度不同，由心部至表層分別為12.8%、17.2%和28.2%；其等軸化程度逐漸接近，長寬比由心部至表面分別為1.89、1.83和1.73。
隨著兩相區鍛造反復鐓拔次數增多，α相的<0001>相變織構逐漸減弱并逐漸向較弱的形變織構<1010>及<1120>織構偏轉，織構強度最高為2.6；由于片層α相偏離原晶簇取向的程度有限，α相宏觀織構的弱化主要依賴新形成的等軸α相。
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（注，原文標題：TA19鈦合金棒材鍛造過程中組織及織構演變規律研究）
