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與一般變形條件相比較，超塑性變形的特點是在非常低的變形抗力下（有時低過兩個數量級之多）可使拉伸試驗時的延伸率顯著增加（一至兩個數量級）。超塑性狀態下，簡單拉伸的變形特點是均勻變形（無縮頸產生）的急劇增加。羅贊哈姆，A．IA．包赤瓦爾等人，最早地注意到了這種不一般的變形過程。現在對這種現象的研究非常重視，超塑性狀態下的變形已進入到工業實用階段。

已經知道，在共晶和共析合金中經常發現超塑性現象，例如錫、鉛、鉍合金，鋅(78%)鋁(22%)舍金等等。在具有同素異形轉變的大口徑不銹鋼管和合金中，于一定條件下，較少發現超塑性現象，例如鐵，鐵一鎳一鉻一錳合金。同樣，目前也已知，出現超塑性現象的可能性與晶粒尺寸和變形的溫度一速度條件有關。為了出現超塑性現象，希望晶粒為等軸的，而其尺寸為1 Ad2微米級別（一般被變形金屬中的晶粒大小為10～100微米級別）。

實驗結果指出，超塑性時，簡單拉伸的延伸率超過1000%，并不引起顯微組織的改變。這點證明，超塑性條件下塑性變形的機理，顯著地區別予普通塑性變形的機理(滑移和孿HHB)。研究結果指出，在超塑性現象中，起決定作用的是相間附近或晶粒邊界附近進行的過程，而塑性變形主要是通過晶間變形來實現的。同樣也通過空位和位錯的蠕動來實現的。為了使這種變形機理成為現實，就完全有必要增大多晶體晶邊界層的勢能（由于減小晶粒尺寸而增大晶粒的總表面面積）和晶粒結構缺陷（空位，位錯等）的能。

當冷變形程度超過50%時，可使晶粒碎細。在這樣的變形下，晶粒邊界由于晶粒伸長而增加了，晶粒邊界的位能，由于在晶粒邊界上位錯的聚集而提高了。除此之外，上述冷變形擴大了晶粒斷層，因面生成了鑲嵌塊和擴大了鑲嵌塊間的方位差別（鑲嵌塊邊界上位錯的聚集）。晶粒邊界層勢能的提高和晶粒尺寸的減少，以及由于加熱使原子可動性增加，造成了容易產生晶間變形（微細的圓晶粒，處于具有非晶結構的相當厚的晶間邊層中，容易產生晶粒間相對滑落和滾越，流動的條件類似于黏性液體中混雜有硬塊的流動一樣）。

同時由于顯著冷變形引起的不銹鋼管晶粒本身結構缺陷的增加使得晶粒內的類似蠕變現象的擴散過程易于進行，使得晶粒形狀向著有利于晶閥變形產生的晶粒形狀方向變化。在一定的高溫下，提高多相合金的晶粒邊昴的可動性，將促使晶間變形易于形成（“假液”相的形成，其原因主要是在提高勢能的晶粒邊界上出現了新相晶核和實際上增加了晶間包層的厚度）。顯現最明顯的超塑性現象的溫度一般為相轉變附近的溫度（同素異構轉變或熔化）。

為了保持當加熱至超塑性最高效果的溫度時具有提高了勢能的細晶結構，加熱速度應當是非常之高的（200～3000C／秒）。高速加熱時再結晶尤其是集合再結晶來不及進行，經冷變形的金屬結構實際上沒發生變化。除了溫度和金屬結構外，應變速度顯著地影響超塑睫效果。通常認為，出現超塑性效應的最佳應變速度，為在該應變速度下，硬化過程速度和硬化解除過程速度相等。當某一適合的應變速度e時產生最大的變形。當應變速度較大時，由于不銹鋼硬化極限程度變低（伴隨超塑性而生的過程被抑制了，其中包括擴散）。當應變速度較低時，硬化解除過程占優勢，減少了大口徑不銹鋼管結構的勢能（再結晶時減少了位錯的數量等等），出現了集合再結晶，增大了晶粒尺寸，因而使晶粒間的滑越變得困難。所有這些造成極限變形的減少和超塑性效應的降低。在最佳的應變速度e范圍內發現應變速度變化對變形抗力值的最大影響（da／de具有最大值）。正是這點，可用來解釋超塑性條件下單向拉伸時，顯著增大均勻變形的原因。

一般條件下均勻變形（產生頸縮以前）是由于硬化而決定的。在硬化條件下，在剛產生頸縮處的變形增長，由于該處的強烈硬化而中止，變形向試件的其它部位發展（游走性頸縮）。在超塑性狀態下，在剛產生頸縮處的變形增長，同樣被中止，但在這種情況下，變形增長的申止的產生是由于應變速度增加而引起的變形抗力急劇增長所致。向已經知道的一樣，隨變形程度的增加，硬化強度在減弱，這就限制了一般拉伸試驗條件下均勻變形的數值。在超塑性條件下，流動應力與應變速度間的關系幾乎與變形數值無關，這就造成均勻變形的顯著增加（增加了具有游走性頸縮的變形階段）。如同前邊所指出的一樣，超塑性條件與一般變形條件相比，變形抗力可低兩三個數量級。這點開辟了沖壓加工的新的’可能性，對于薄板和管狀毛坯，可在相當于大氣壓下進行變形（真空沖壓）。對于難變形的和厚壁管料，可處于靜液壓作用之下進行沖壓。在超塑性狀態下可能的板料沖壓下，該零件是在靜液態作用下于模具中沖壓成形的，材料為錫(63%)一鉛(37%)合金，變形條件為室溫下和變形速度為l0s～10“秒”。對整體實心零件模鍛時和對難變形低塑性材料模鍛或沖壓時，可以利用超塑性狀態。大口徑不銹鋼管http://m.feiyu123.cn/