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《先进材料超塑成形技术精》由张凯锋、王国峰所著，第1章介绍了超塑性的概念与种类、超塑变形的力学特性及组织变化、超塑性简史，重点介绍了得到广泛应用的组织超塑性的条件、机理和主要的材料种类；第2～8章详细介绍了作者关于钛合金、高温合金、铝合金与镁合金、超细晶陶瓷、Nb—Si—Fe难熔合金、电沉积镍基纳米复合材料和TiAl金属间化合物等若干种先进材料的超塑性能、超塑成形方法和复杂形状零件制造方法的研究结果。其中，金属问化合物、纳米晶金属基复合材料、陶瓷材料、高温合金和难熔合金超塑成形等方面的研究都是和国际超塑性领域研究同步的工作；第9章介绍了近年来国内外超塑成形技术的最新应用和发展趋势。
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| 內容簡介： |
《先进材料超塑成形技术》阐述了超塑性的一些基本问题，如超塑性的概念与种类、超塑性简史、超塑变形的力学特性及组织变化、组织超塑性的条件与机理和主要的材料种类等；详细介绍了关于钛合金、高温合金、铝合金与镁合金、超细晶陶瓷、Nb-Si-Fe难熔合金、电沉积镍基纳米复合材料和TiAl金属间化合物等若干种先进材料的超塑性能、超塑成形方法和复杂形状零件制造方法。《先进材料超塑成形技术》注重超塑性的基本概念，并具有较强的实用性，涵盖了大部分先进超塑性材料及其成形技术。
《先进材料超塑成形技术》主要供从事材料与成形技术研究的相关高等院校、研究院所的师生和研究人员，以及与材料成形技术有关的企业技术人员参考。
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| 目錄：
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前言
第1章 绪论
1.1 超塑性的概念与种类
1.2 组织超塑性
1.2.1 组织超塑性的条件
1.2.2 组织超塑性材料变形的力学特性
1.2.3 组织超塑性材料变形过程中的组织变化
1.2.4 组织超塑性的机理
1.3 主要的组织超塑性材料
1.4 超塑性简史
参考文献
第2章 钛合金的超塑成形与超塑成形连接组合技术
2.1 钛合金的超塑性
2.1.1 TC4钛合金的超塑性
2.1.2 TA15钛合金的超塑性
2.1.3 SP700钛合金的超塑性
2.2 钛合金的超塑成形与精度控制
2.2.1 超塑成形件的壁厚不均匀性与控制方法
2.2.2 超塑成形后的尺寸精度
2.2.3 钛合金超塑成形精度控制实例
2.2.4 焊缝对钛合金超塑成形质量的影响
2.3 钛合金的扩散连接性能
2.3.1 扩散连接
2.3.2 TC4钛合金的扩散连接性能
2.3.3 TB2钛合金的扩散连接性能
2.4 钛合金多层结构的SPFDB技术
2.4.1 外部气源施压多层板结构的SPFDB技术
2.4.2 气化剂作为加压介质的SPFDB波纹板试验
2.5 TA15钛合金的LBWSPFDB组合技术
2.5.1 TA15钛合金的激光穿透焊工艺研究
2.5.2 激光穿透焊接头组织和性能分析
2.5.3 多层结构成形坯和芯板的激光穿透焊接
2.5.4 TA15钛合金多层结构的超塑成形及SPFDB技术
参考文献
第3章 高温合金的超塑性与超塑成形激光焊接技术
3.1 Inconel 718高温合金的组织预处理与超塑性研究进展
3.2 GH4169高温合金的细晶化处理
3.2.1 冷轧+再结晶退火超细晶处理
3.2.2 热轧+冷轧+再结晶退火细晶处理
3.2.3 冷轧+δ相析出处理+冷轧+再结晶退火超细晶处理
3.3 GH4169高温合金的超塑成形性能与组织演变
3.3.1 GH4169高温合金的超塑性
3.3.2 GH4169合金超塑变形过程中的组织演变
3.3.3 GH4169超塑变形机理分析
3.3.4 GH4169高温合金集合器超塑成形
3.4 GH4169高温合金激光对接板的超塑成形性能
3.4.1 GH4169高温合金激光对接焊试验
3.4.2 GH4169高温合金激光焊对接板超塑成形试验
3.5 GH4169高温合金多层结构的LBWSPF技术
3.5.1 GH4169高温合金多层板结构的LBWSPF工艺
3.5.2 GH4169合金三层筒形结构件的LBWSPF工艺
参考文献
第4章 铝合金和镁合金的超塑成形技术
4.1 铝合金和镁合金的细晶化处理
4.1.1 强塑性变形晶粒细化方法
4.1.2 5083铝合金的TMP细晶化工艺
4.1.3 镁合金的细晶化处理
4.2 铝合金和镁合金的超塑性
4.2.1 铝合金的超塑性
4.2.2 镁合金的超塑性
4.3 铝合金和镁合金的扩散连接性能
4.3.1 2091铝锂合金的扩散连接性能
4.3.2 ZK60A镁合金的扩散连接性能
4.4 铝合金和镁合金的超塑成形连接组合技术
4.4.1 气化剂作为加压介质的2090铝锂合金SPFDB技术
4.4.2 5083铝合金的LBWSPF技术
4.4.3 ZK60A镁合金的SPFDB技术
参考文献
第5章 超细晶陶瓷的超塑性与超塑成形技术
5.1 纳米陶瓷粉体的制备
5.1.1 纳米陶瓷粉体制备的主要方法
5.1.2 Al2O3ZrO2纳米复合粉体的制备
5.2 Al2O3ZrO2超细晶复相陶瓷的烧结
5.2.1 常用陶瓷烧结方法
5.2.2 复相陶瓷的热压烧结
5.3 Al2O3ZrO2超细晶复相陶瓷的超塑成形
5.3.1 陶瓷超塑性研究进展
5.3.2 Al2O3ZrO2复相陶瓷的拉深成形
5.3.3 Al2O3ZrO2叶片模拟件的挤压成形
5.3.4 复相陶瓷超塑成形后的显微组织与性能
5.4 Al2O3ZrO2超细晶复相陶瓷超塑成形后的织构
5.4.1 复相陶瓷的超塑压缩变形
5.4.2 复相陶瓷高温变形织构
5.4.3 织构化复相陶瓷的力学性能
5.4.4 织构化陶瓷显微组织和力学性能的关系
5.5 层状超细晶陶瓷的超塑成形
5.5.1 层状复合陶瓷的研究
5.5.2 Al2O33Y-TZP层状复合陶瓷的制备
5.5.3 Al2O33Y-TZP层状复合陶瓷的超塑成形
5.6 Si3N4基复相陶瓷的超塑性与超塑成形
5.6.1 拉伸试验装置及试样制备
5.6.2 Si2N2OSi3N4复相陶瓷的超塑性
5.6.3 Si2N2OSialon复相陶瓷的超塑性
参考文献
第6章 Nb-Si-Fe难熔合金的超塑性与超塑挤压
6.1 Nb-Si-Fe难熔合金的制备
6.1.1 Nb-Si-Fe复合粉末的制备
6.1.2 Nb-Si-Fe难熔合金的热压烧结
6.2 Nb-Si-Fe难熔合金的超塑性与变形机理
6.2.1 超塑性行为
6.2.2 超塑性变形机理
6.3 Nb-Si-Fe难熔合金的超塑挤压
6.3.1 超塑挤压试验
6.3.2 超塑挤压后的显微结构
6.3.3 发动机推力室模拟件的超塑挤压
参考文献
第7章 电沉积镍基纳米复合材料的超塑性
7.1 镍基纳米复合材料的电沉积
7.1.1 电沉积纳米材料的原理
7.1.2 电沉积纳米材料的方法分类
7.1.3 电沉积纳米材料的工艺参数
7.1.4 脉冲电沉积制备纳米Ni和纳米复合材料
7.2 镍基纳米复合材料的高应变速率超塑性
7.2.1 超塑拉伸
7.2.2 超塑性的表征参数测定
7.3 镍基纳米复合材料的超塑变形机理
7.3.1 断口分析
7.3.2 表面形貌分析
7.3.3 变形机理分析
7.4 镍基纳米复合材料的超塑成形
7.4.1 试验材料与方法
7.4.2 ZrO2Ni纳米复合材料的胀形性能
7.5 非晶合金纳米镍叠层材料的超塑性
7.5.1 Fe78Si9B13Ni层状复合材料的制备
7.5.2 Fe78Si9B13Ni层状复合材料的高温拉伸行为
参考文献
第8章 TiAl金属间化合物的超塑性与超塑成形技术
8.1 脉冲电流辅助烧结制备γ-TiAl基合金
8.2 γ-TiAl基合金的高温拉伸性能研究
8.2.1 不同组织的高温拉伸性能测试
8.2.2 超塑变形中的微观组织演化
8.2.3 超塑变形中的孔洞行为
8.2.4 高温拉伸试件断口分析
8.3 γ-TiAl基合金叶片模拟件的挤压
参考文献
第9章 超塑成形与超塑成形扩散连接技术的应用
9.1 钛合金的超塑成形与SPFDB技术
9.1.1 钛合金超塑成形技术
9.1.2 钛合金SPFDB组合技术
9.2 镍基高温合金的超塑成形技术
9.3 铝合金的超塑成形技术
9.4 镁合金的超塑成形技术
9.5 钢的超塑成形技术
9.6 超塑成形设备发展现状
9.6.1 国际超塑成形设备发展现状
9.6.2 我国超塑成形设备发展现状
9.7 超塑成形技术研究与应用的发展方向
参考文献
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| 內容試閱：
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第1章 绪论
1.1 超塑性的概念与种类
超塑性（superplasticity）是材料在特定条件下的一种特殊现象，具有超塑性的材料能伸长若干倍、几十倍甚至上百倍，不出现缩颈，也不会断裂。目前常用的超塑性定义是在1991年国际先进材料超塑性会议（InternationalConferenceonSu-perplasticityinAdvancedMaterials，ICSAM）上提出的，即超塑性是指多晶体材料在断裂之前表现出均匀大延伸率的能力，通常延伸率超过200%。
由于早期超塑性现象仅限于Bi-Sn共晶合金、Al-Cu和Zn-Al共析合金等少数低熔点的有色金属，曾有人认为超塑性只是一种特殊现象。随着更多的材料实现了超塑性，以及与微观组织及结构联系起来研究以后，发现超塑性材料有着自身的一些规律，这些规律带有普遍的性质，并不局限于少数金属中。根据实现超塑性的条件（组织、温度、应力状态等），超塑性一般分为以下几种。
1.组织超塑性或恒温超塑性
根据材料的组织形态特点也称之为微细晶粒超塑性或第一类超塑性。一般所指超塑性多属这类超塑性，其特点是材料具有微细的等轴晶粒组织。在一定的温度区间（不低于0.5Tm，Tm为材料熔点的热力学温度）和一定的应变速率条件下（10-4 ~10 -2 s -1 ）呈现超塑性。这里指的微细晶粒尺寸，范围在10μm以下。一般来说，晶粒越细越有利于超塑性的实现，但对有些材料来说（如双相钛合金），晶粒尺寸达几十微米时仍有很好的超塑性能。还应当指出，超塑变形是在一定的温度区间进行的，因此即使初始组织具有微细晶粒尺寸，如果热稳定性差，那么晶粒在变形过程中迅速长大，也不能获得良好的超塑性。
2.相变超塑性或第二类超塑性
相变超塑性或第二类超塑性亦称转变超塑性或变态超塑性。这类超塑性，并不要求材料有超细晶粒，而是在一定的温度和外加载荷条件下，经过多次的循环相变或同素异构转变获得大延伸率。例如，碳素钢和低合金钢，加以一定的负荷，同时于A1温度上下施以反复的一定范围的加热和冷却，每一次循环发生（α吃γ）的两次转变，可以得到二次跳跃式的均匀延伸。AISI1018、AISI1045、AISI1095、AISI52100等钢种试验表明，延伸率可达到500%以上，这样变形的特点是，初期时
每一次循环的变形量比较小，而在一定次数之后，如几十次之后，每一次循环可以得到逐步加大的变形，到断裂时，可以累积为大延伸率。
有相变的金属材料，不仅在扩散相变过程中具有很大的塑性，并且淬火过程中奥氏体向马氏体转变，即无扩散的脆性转变过程（γ→α）中，也具有相当程度的塑性。同样，在淬火后有大量残余奥氏体的组织状态下，回火过程中，残余奥氏体向马氏体单向转变时，也可以获得异常高的塑性。另外，如果在马氏体开始转变点（Ms）以上的一定温度区间加工变形，可以促使奥氏体向马氏体逐渐转变，在转变过程中也可以获得异常高的延伸，塑性大小与转变量的多少、变形温度及变形速率有关。这种过程称为“转变诱发塑性”，即所谓“TRIP”现象。Fe-Ni合金、Fe-Mn-C合金等都具有这种特性。
3.其他超塑性或第三类超塑性
普通非超塑性材料在一定条件下快速变形时，也能显示出超塑性。这种短时间内的超塑性称之为短暂超塑性。短暂超塑性是在再结晶或组织转变时，显微组织极不稳定的状态下生成等轴超细晶粒，并且在短暂时间内快速施加外力才能显示出的超塑性。另外，某些材料在消除应力退火过程中，在应力作用下可以得到超塑性。Al-5%Si（质量分数）及Al-4%Cu合金在溶解度曲线上下施以循环加热可以得到超塑性。根据Johnson试验，具有异向性热膨胀的材料（如锌等），加热时可表现出超塑性，称为异向超塑性。球墨铸铁及灰铸铁经特殊处理也可以得到超塑性。此外，还有在大电流作用下发生的“电致超塑性”等。
也有人把上述的第二类及第三类超塑性称为动态超塑性或环境超塑性。如无特殊说明，本书介绍的超塑性指组织超塑性。
1.2 组织超塑性1.2.1 组织超塑性的条件
实现组织超塑性，应满足的条件有以下几个方面。
1.组织条件
（1）组织超细化。要求材料具有均匀细小的晶粒，这里指的微细晶粒，尺寸一般小于10μm。
（2）晶粒等轴化。等轴晶粒有利于晶界在切应力作用下产生晶界滑移或转动。在变形过程中被拉长的晶粒只有通过再结晶变为等轴晶粒时，才能在变形中发生大量的晶界滑移或转动。
（3）晶粒稳定性。材料的热稳定性非常重要，在超塑合金中最好应有第二相
存在，因为第二相能在合金的变形过程中有效地抑制基体晶粒的长大。准单相合金因为在晶界存在有极少量的第二相粒子或夹杂物、杂质等，对晶界有钉扎作用，因而较单相合金有更好的晶粒稳定性。
（4）对组织中第二相的要求。超塑合金中的第二相强度和硬度应与基体相处于相同的量级上。如果第二相强度和硬度高于基体相，那么在变形应力的作用下，在两相界面上易产生空洞，导致过早断裂。两相强度差越大，超塑性效应越差。若第二相强度和硬度高于基体相时，应使第二相在基体中以更微细化的尺寸呈弥散状的均匀分布，虽然这种粒子也会在基体相的界面上产生显微空洞，但在连续的变形中，这种空洞会被粒子周围的各种恢复机理所抑制，不至于酿成较大空洞。
（5）对基体晶粒晶界的要求。超塑合金的基体相晶界应为大角晶界。因为大角晶界在切应力作用下很容易发生晶界滑动，而小角晶界不易发生滑动。晶界还应具有易迁移性质，当晶界滑动在三角晶界或晶界上的各种障碍处产生应力集中时，晶界迁移能使应力集中松弛。晶界迁移在超塑变形过程中始终存在，它能维持晶粒在变形中的等轴性。
在上述条件中，等轴细晶是最重要的。
2.应变速率条件
超塑变形应在一定的应变速率条件下（应变速率痹ε为10-4 ~10 -2 s -1 ）产生。超塑变形的特点之一是它必须在一定的应变速率范围内进行，各种材料都有各自的痹ε与m（应变速率敏感性指数）、σ（流动应力）的关系曲线，应根据这些曲线选择最适宜的应变速率。一般地说，痹ε为10-4 ~10 -2 s-1 ，此值要比常规塑性变形低很多，这是超塑变形的不足之处之一，它限制了生产率的提高，也限制了超塑成形的应用。
3.温度条件
超塑变形温度必须在一定的区间，即不小于0.5Tm（Tm为材料熔点的热力学温度）。这是一个大体的温度界限，各个材料的最佳超塑变形温度要通过一系列试验求得。
1.2.2 组织超塑性材料变形的力学特性
超塑材料的变形力学特点可归纳为大延伸率、无缩颈、低应力、易成形和高的应变速率敏感性指数。
（1）大延伸率。超塑性材料的特点之一是宏观均匀变形能力好、抗局部变形集中能力大或者对缩颈的传播能力很强。拉伸试验的延伸率可达百分之几百，甚至百分之几千。
（2）无缩颈。超塑性材料的缩颈部位存在应变速率硬化效应，即缩颈部位由
于应变速率高而出现了强化，其余未强化的部位继续变形，而使缩颈向外传播，因之可获得特别大的宏观均匀变形。
（3）低应力。超塑性材料变形过程中的流动应力很低，只有非超塑性状态下的几分之一或十几分之一，甚至几十分之一，其应力-应变速率曲线呈S形。
（4）良好的变形性与充填性。超塑变形过程中，基本没有或只有微弱的加工硬化现象。超塑性金属材料的流动性、填充性均极佳，易于进行多种形式的、甚至微细纹路的塑性成形，例如，体积成形、板材和管材的气压成形、无模拉丝、无模成形等，这为金属塑性成形技术开辟了一条新途径。
（5）高的应变速率敏感性指数。为了描述超塑性的力学特征，1964年，美国学者Backofen等［1］ 提出的关系式为
σ＝ K ε? m （1-1）式中，σ为应力；ε? 为应变速率；K为常数；m为应变速率敏感性指数，其值等于应力（σ）-应变速率（痹ε）对数曲线的斜率。
可采用速率突变法计算应变速率敏感性指数m的值。试验过程是，先以某一恒定的拉伸机夹头速率v1拉伸，待稳定后（其应变值为20%~50%）突然将夹头速率升至v2（通常取v2v1为2~3），这时拉伸载荷也跃至点A，拉伸载荷为PA。
［2］
应变速率敏感性指数m的值由下式确定 ：
m ＝ ln ln PA PB v2 （1 -2）
v1式中，PA为十字夹头速率为v2时的最大载荷；PB为十字夹头速率为v1时的最大载荷。这种方法只用一个试样测出拉伸载荷PA和夹头移动速率v1和v2，再用外推法求出PB，就可以根据式（1-2）计算m值。
材料拉伸时均匀流动应力σ对应变速率ε? 很敏感，其关系曲线在对数坐标上呈现S形，S形曲线的斜率即为m值。如图1-1所示，可将S形曲线分为三个区（即图中的Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ区）。Ⅰ区相当于蠕变类型低应变速率区，它是在极慢速率下变形的。σ值随着ε? 值的增加而缓慢上升，近似于蠕变曲线。Ⅲ区相当于一般塑性加工的高应变速率区，σ
Ⅰ、Ⅲ区，m值均很低。超塑性范围是在Ⅱ区，m值在该区的变化最大，并随痹ε的增大而急剧增高，达最大值后又迅速下降，因而出现了峰值。m值反映了材料拉伸时抗颈缩的能力，是评定材料潜在超塑性的重要参数。m值较高是微细晶粒组织所固有的特性，所以m值能间接反映对组织的要求。超塑合金必须具有高的应变速率敏感性，其m值为0.3~0.9，而一般的金属材料，m值为0.01~0.04。
1965年，Avery和Backofen利用两个竞争过程来解释超塑性，每一个过程都对总变形独立地作出贡献：一个是位错通过晶粒的攀移运动，即式（1-3）中的第一项，另一个是一种引起黏性流动的晶内空位迁移，即式（1-3）中的第二项：
痹ε＝Asinh（Bσ）+Cσ（1-3）式中，A、B和C为材料常数。1967年，Packer和Sherby提出了一个普遍的一维方程来描述在一个大的应变速率范围内超塑性材料的力学特征，该式为
痹ε＝ Ad′σ3 2 +B′sinh（β′σ2.5） （1-4）
式中，A′、B′和β′是材料常数；d是晶粒尺寸。式（1-4）右边第一项考虑再结晶或晶界迁移过程，该项在低应力和低应变速率下是重要的；第二项涉及位错攀移控制的蠕变过程，该项在高应力和高应变速率下是重要的。
到目前为止，没有一个对超塑性状态下所有合金都适用的简单方程。但基本的幂定律方程式（1-1）对于分析m近似为常数的、小的应变速率范围内的变形过程，仍然是非常有效的。
1.2.3 组织超塑性材料变形过程中的组织变化
大量的试验表明，超塑成形过程中的组织变化主要表现在以下几个方面：
（1）晶粒形状与尺寸的变化。Pearson早在1934年就发现超塑变形时晶粒的等轴性几乎保持不变。这一结果也被后来大量的试验所证实［2］ 。但Backofen等在拉伸密排六方晶格的超塑性材料MA8时，发现晶粒顺拉伸方向拉长，表明变形时晶粒等轴化倾向也有例外。一般情况下，超塑变形后的晶粒都比原始晶粒大，这与合金成分、温度、应变速率及应变有关，对于两相合金，还与相的比例及第二相的析出等有关。
（2）晶粒的滑动、转动和换位［3］ 。
（3）晶界褶皱带。褶皱带的宽度随应变速率的减少和应变量的增加而增加。一般认为，褶皱带的出现与晶界的滑移过程有关。
（4）位错。在超塑变形时，位错密度提高，并明显集中于晶界及三角晶界处，同时发生强烈的位错攀移和相消过程［4］ 。
（5）空洞。在超塑变形达到一定变形程度时，就会出现空洞的形核，继而发生空洞的聚合或连接，最终导致材料断裂［5］ 。空洞的发生发展强烈依赖材料品种。
金属的断裂是指金属材料在变形超过其塑性极限而呈现完全分开的状态。这是因为材料受力时，原子相对位置发生了改变，当局部变形量超过一定限度时，原子间的结合力遭到破坏，便出现了裂纹，裂纹经过扩展而使金属断开。金属的塑性加工就是利用金属具有塑性的特点，通过塑性变形而成形的。金属的塑性的好坏表明了它抑制断裂能力的高低。
Stowell 等［6］ 详细研究了超塑材料的断裂问题，提出了有关空洞聚合的一般认识，并给出了考虑空洞聚合的材料断裂准则。同时他详尽地分析了无机杂质粒子的可能性分布，还通过定量金相观察分析了空洞的尺寸、分布等，首次提出了空洞聚合过程的数值模型。Taplin和Smith［7］ 提出了一个超塑性断裂的一般模型。该模型认为，空洞形核是缘于应力集中；当空洞长大并形成裂纹后，继续变形就导致断裂。该作者还认为，应变速率敏感性指数m值的增加能阻止颈缩和延迟断裂。
文献［8］和［9］运用非线性长波分析法从理论上研究了超塑性材料单向拉伸时的断裂过程，给出了单向拉伸的超塑性断裂机理图，认为超塑变形及由此导致的材料断裂是一个由应变速率敏感性指数m和空洞长大速率所控制的过程。断裂模式包括下列三种：
（1）对于空洞敏感性材料，断裂是在没有明显外部几何颈缩或减薄情况下，由内部空洞长大导致的。
（2）对于空洞不敏感材料，断裂由外部几何颈缩或减薄引起。
（3）两者共存导致的混合断裂。
空洞通常被认为是材料在较高温度下超塑变形中普遍存在的组织变化，当材料的超塑变形达到一定程度时，就会出现空洞的形核，然后随着变形增加，空洞长大，继而发生空洞的聚合或连接，最终可能导致材料断裂。
根据形状的不同，空洞大致可分为两类：一类为产生于三晶粒交界处的V形空洞［图1-2（a）］，这类空洞是由于应力集中产生的；另一类为沿晶界，特别是相界产生的O形空洞，它们的形状多半接近圆或椭圆，出现O形空洞的晶界或相界多半与拉应力垂直。在带坎的晶界上也会出现O形空洞
（a）三晶粒交界处的V形空洞；（b）带坎晶界上的O形空洞
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