第6章 超塑性及超塑变形机理.doc

第6章 超塑性及超塑变形机理 6.1 超塑性的概念 611 超塑性及其宏观变形特征 关于超塑性的定义，目前尚未有一个严格确切的描述。通常认为超塑性是指材料在拉伸条件下，表现出异常高的伸长率而不产生缩颈与断裂现象。当伸长率100时，即可称为超塑性。实际上，有的超塑材料其伸长率可达到百分之几百，甚至达到百分之几千，如在超塑拉伸条件下Sn-Bi共晶合金可获得1950的伸长率，Zn-AI共晶合金的伸长率可达3200以上。也有人用应变速率敏感性指数m值来定义超塑性，当材料的m值大于03时，材料即具有超塑性。 超塑性的产生首先取决于材料的内在条件，如化学成分、晶体结构、显微组织(包括晶粒大小、形状及分布等)及是否具有固态相变(包括同素异晶转变，有序-无序转变及固溶-脱溶变化等)能力。在上述内在条件满足一定要求的情况下，在适当的外在条件(通常指变形条件)下将会产生超塑性。 金属材料在超塑性状态下的宏观变形特征，可用大变形、小应力、无缩颈、易成形等来描述。 1) 大变形 超塑性材料在单向拉伸时伸长率占极高，目前已有占达8000以上的报道。超塑性材料塑性变形的稳定性、均匀性要比普通材料好得多，这就使材料成形性能大为改善，可以使许多形状复杂，难以成形构件的一次成形变为可能。 2) 小应力 材料在超塑性变形过程中的变形抗力很小，它往往具有粘性或半粘性流动的特点，在最佳超塑变形条件下，超塑流变应力通常是常规变形的几分之一乃至几十分之一。例如，Zn-22Al合金在超塑变形时的流动应力不超过2MPa，钛合金板料超塑成形时，其流动应力也只有几十兆帕甚至几兆帕。 3) 无缩颈 一般具有一定塑性变形能力的材料在拉伸变形过程中，当出现早期缩颈后，由于应力集中效应使缩颈继续发展，导致提前断裂。超塑性材料的塑性流变类似于粘性流动，没有(或很小)应变硬化效应，但对变形速度敏感，有所谓“应变速率硬化效应”，即变形速度增加时，材料的变形抗力增大(强化)。 因此，超塑材料变形时虽然也会有缩颈形成，但由于缩颈部位变形速度增加而发生强化，从而使变形在其余未强化部分继续进行，这样能获得巨大的宏观均匀变形而不发生断裂。超塑性的缩颈是指宏观的变形结果，最终断裂时断口部位的截面尺寸与均匀变形部位相差很小。例如Zn22Al合金超塑拉伸试验时最终断口部位可细如发丝；即断面收缩率几乎达到100%。 4) 易成形 超塑材料在变形过程中呈现极好的稳定流动性，变形抗力很小且没有明显的加工硬化现象，压力加工时的流动性和填充性很好，可进行诸如体积成形，气胀成形，无模拉拔等多种形式的塑性成形加工。 612 超塑性分类 按照实现超塑性的条件和变形特点的不同，目前一般将超塑性分为以下几类。1）组织超塑性 组织超塑性又称为恒温超塑性或微细晶粒超塑性或结构超塑性，它是目前国内外研究最多的一种。组织超塑性要求材料具有均匀的、细小的等轴晶粒，晶粒尺寸通常小于10m，并且在超塑性温度下晶粒不易长大，即所谓稳定性好；其次要求变形韫度T0.5Tm，(Tm为材料熔点温度，以热力学温度表示)，并且在变形时温度保持恒定；应变速率，要比材料常规拉伸试验时应变速率至少低一个数量级。目前已发现共晶型、共析型合金大多具有超塑性，许多两相合金及准单相合金中相当一部分也可呈现超塑性。一般说来、晶粒越细小越有利于超塑性变形，但有些材料如钛合金及某些金属间化合物，其晶粒尺寸达几十微米时仍具有超塑性。 组织超塑性除了对材料的组织有一定要求外，它对应变速率和变形温度也很敏感，只是在一定的变形速度和变形温度范周内才能表现出最好的超塑性。根据金属超塑性变形的基本关系表达式 则m值可根据实验和式(1-1)、m、的关系曲线在对数坐标上呈现“S”形，S曲线的斜率即为m值。 在图1.1中、可将S摘线分为三个区(即图中的、区)，区相当于蠕变类型低应变速率区，它是在极慢速度下变形的。随着值的增加而缓慢上升，近似于蠕变曲线。区相当于一般塑性加工的高应变速率区，值的变化近似于一般拉伸曲线。在I、区，m值均很低。超塑性范围是在区，m值在该区的变化最大，并随着的增大而急剧增高，达最大值后又迅速下降，因而出现了峰值(S曲线区上斜率最大处)。在超塑性变形中应变速率敏感性指数m值表示材料抵抗缩颈发展的能力，m值越大，抗缩颈发展的能力越好，则伸长率越大。 2) 相变超塑性 相变超塑性又称变温超塑性或动态超塑性。这类超塑性不要求材料有超细晶粒，但要求材料应具有固态相变，这样在外载荷作用下，在相变温度上下循环加热与冷却，诱发材料产生反复的组织结构变化而获得大的伸长率。例如碳素钢和低合金钢，在一定载荷作用下，同时于Al温度上下施以反复的加热和冷却，每循环一次，则发生了的两次转变，可以得到二次跳跃式的均匀延伸，这样多次的循环即可得到累积的大伸长率。又如共析钢在538815之间，经过21次热循环，可得到490的伸长率。相变超塑性的影响因素有：材质M，作用应力，最高和最低加热温度(即热循环幅度 )、热循环速度 (即加热-冷却的速度)以及循环次数等，由于相变超塑性是在相变温度上下进行反复的升温与降温而产生的，因此， 是影响相变超塑性的最重要因素。 相变超塑性不要求微细等轴晶粒，但是要求变形温度频繁变化，给实际应用带来困难，故实际应用受到限制。 3）其他超塑性 某些不具有固态相变但晶体结构各向异性明显的材料，经过反复加热、冷却循环也能获得大的伸长率。而某些材料在特定条件下快速变形时，也能显示超塑性。例如标距25mm的热轧低碳钢棒快速加热到两相区，保温510s并快速拉伸，其伸长率可达到100-300。这种在短暂时间内产生的超塑性称为短暂超塑性或临时超塑性。短暂超塑性是在再结晶及组织转变时的极不稳定的显微组织状态下生成等轴超细晶粒，并在晶粒长大之前的短暂时间快速施加外力才能显示出超塑性。从本质上来说，短暂性超塑性是微细晶粒超的一种，控制微细的等轴晶粒出现的时机是实现短暂性超塑性的关键。 某些材料在相变过程中伴随着相变可以产生较大的塑性，这种现象称为相变诱发超塑性。如Fe-287Ni-O26C合金在11进行拉伸，使准稳定奥氏体向马氏体转变，伸长率高达110。利用相变诱发超塑性，可使材料在成形期间具有足够高的塑性，成形后又具有高的强度和硬度，因此，相变诱发超塑性对高强度材料具有重要的意义。 高应变速率超塑性指的是材料在高的应变速率条件下变形时呈现出的超塑性现象。高应变速率超塑性与金属在高应变速率条件下变形时产生的动态再结晶有关，高应变速率超塑性对金属在高速率加工成形具有重要意义。 电致超塑性(electro-plasticeffect)是材料在电场或电流作用下所表现出的超塑性现象。当高密度电流通过正在塑性变形的金属时，因电流而产生的大量定向漂移电子会对金属中的位错施加一个额外的力，帮助位错越过它前进中的障碍，从而降低变形抗方，提高变形肋厂使金属产生超塑性。例如7475铝合金在沿拉伸方向施加 电流，在480时获得710的拉伸伸长率，比常规超塑性变形温度降低50，其M值也比无电流作用时明显提高。研究表明，电致超塑性的根本原因是电流或电场对物质迁移的影响，包括空位、位错、间隙原子等。 62 实现超塑性的条件621 概述 超塑性是相对常规塑性而言的，是在一定条件下常规塑性得以明显改善而产生异常高的塑性的现象。原则上所有材料在一定条件下都具有超塑性，只是有些材料的超塑性条件不易实现，超塑性指标较低而没有工业应用价值，有些材料则相反，这些材料通常被称为超塑性材料。超塑性的产生首先取决于材料的内在条件，如化学成分、晶体结构、显微组织(包括晶粒尺寸、形状及分布等)及是否具有固态相变(包括同素异晶转变，有序-无序转变及固溶-脱溶转变等)能力，外在条件包括变形温度、加热方式(恒温或温度循环)及应变速率等。材料的超塑性通常指的是微细晶粒超塑性(恒温超塑性或组织超塑性)，它要求材料具有微细而稳定的等轴晶粒组织，即所谓晶粒的微细化、等轴化及稳定化。超塑性变形温度通常在05TmTmK的范围内，应变速率一般为10-510-1s 实现组织超塑性的组织条件，概括起来有以下几个方面 1) 组织超细化 晶粒尺寸应小于10m，一般为0.55m。但也有例外，如钛合金(=500m)、金属间化合物Fe3A1(=100m)等。这些合金粗大晶粒时也会出现超塑性。 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动。 3) 晶粒稳定性 在超塑合金中应有第二相存在，因为第二相能在合金的变形过程中有效地控制基体晶粒的长大。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孔洞，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土产生显微孔洞，但在连续的变形中，这种孔洞会被粒子周围的各种回复机制所抑制，不致于酿成较大孔洞。5) 对基体晶粒晶界的要求 超塑合金的基体相晶界应具有大角晶界性质。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。 6) 对应变速率敏感性的要求 超塑合金必须具有高的应变速率敏感性，应变速率敏感性指数(m)在03-09范围。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。62，2 组织超细化处理 组织超细化处理是实现工业用材超塑性的预处理，基本方法有以下四种，这些方法可以单独或相互结合使用。 (1) 相变细化晶粒法 此工艺最早是由RAGrange提出的。它是通过循环的升温、降温过程，使材料反复发生固态相变而得到微细化晶粒。在每次相变过程中，每个母相晶粒晶界上都会产生多个新相的晶核，从而使晶粒不断得到细化，细化程度可以达到亚微米的晶粒尺寸，但当晶粒达到亚微米尺寸时，再增加循环的次数，细化效果就不明显了。这种细化工艺是钢超塑预处理常用的方法。如图21是工业用CrWMn钢超细化处理的工艺，该工艺利用盐浴炉快速加热循环淬火，可使晶粒尺寸细化到2m以下。表2-1为淬火加热温度、循环淬火次数对该钢奥氏体晶粒尺寸的影响。用同样的方法也可以实现热模具钢3Cr2W8V的组织超细化，结果见表2-2。利用循环相变实现晶粒超细化的方法工艺简便，原则上适用于一切具有同素异构转变的材料，很容易在生产中推广。不同材料的最佳的循环相变温度和循环次数可通过试验确定。(2) 双相合金形变细化晶粒法 对许多双相合金如Pb-Sn共晶合金、A1-Cu共晶合金、Zn-A1共晶合金，双相黄铜、AI-Ni合金等，可以在超塑性变形温度范围内进行较大变形量的变形，如轧制或挤压，然后再进行退火处理使晶粒再结晶细化，或在热变形过程中利用动态再结晶细化晶粒。此方法的关键是变形量较大的不均匀形变会使形变组织发生再结晶，并经过充分扩散而变为微细的等轴晶粒。如果变形量不足，则再结晶也不可能形成超塑性要求的微细等轴晶粒组织。硬铝合金也可采用大变形量热变形细化晶粒，如对供货状态（退火态）2A12(LYl2)合金可不经过任何热处理直接在450挤压，挤压后在480-485，应变速率为8910-4s条件下，超塑性伸长率达600以上，m值为0.35-0.42研究表明，在大变形量热挤压过程中产生了动态再结晶，使组织得到超细化。形变细化晶粒采用冷变形时要达到足够的变形量，而且要进行交叉轧制；以防止形变织构的生成和第二相分布的方向性。轧后的合金要在0.5-0.8Tm的温度下进行再结晶退火。如A1-Cu-Zr合金(Suprall00)和AI-9Zn-Mg合金利用这种方法细化后晶粒尺寸都在10左右3图2-2为Ni基双相合金Ni-39Cr-8Fe-2Ti-1Al采用热加工和冷加工两种形变细化晶粒工艺的示意图，图a为将试样加热到单相奥氏体区，在随后降温的加工过程中，奥氏体发生再结晶并微细化，同时析出微细的铁素体；奥氏体和铁索体晶粒都可以细化到10以下。 图b为将试样加热到单相奥氏体区，然后快速冷却至室温并进行冷加工。随后在两相区再结晶温度进行退火，也可以获得微细的两相组织，晶粒可细化到10以下。热变形和温变形退火处理细化晶粒的方法能使晶内产生更超细的晶胞，但超细的晶胞会为晶粒长大提供驱动力，从而导致在超塑性变形中的晶粒长大。在超塑性变形之前进行一定变形量的室温预变形可以起到稳定晶粒尺寸的作用，这是由于在预变形中，部分晶胞边界因迁移或合并而消失；导致了晶粒长大驱动力的减小。 热变形和温变形之后，再进行动态相变也可以获得微细晶粒组织。如在高温相存在的温度区间进行大变形量的变形；形变合金中大量的晶界或亚晶界可以成为相变中新相的形核部位而使晶粒细化；相变后的迅速拎却能制止晶粒的长大，这样便得到稳定的微细晶粒组织。 还有一种有效的晶粒细化方法州是利用第二相的两种不同尺寸的粒子，分别钉扎晶界和亚晶界，以稳定微细晶粒和亚晶组织，如对于超高碳钢首先在Acl温度以上进行大变形量的形变，以产生1左右的均匀分布的粒状先共析碳化物；然后在Ac1以下温度进行变形，使珠光体球化，其结果碳化物变成超细粒子，其尺寸在02左右。又如Supra1100合金可以通过晶粒再细化来提高超塑性效应。 Suprall00合金经过处理得到10的晶粒尺寸，它在450以应变速率为10-3s拉伸，得到可观的伸长率，如果再细化，使晶粒尺寸减小到1左右，则超塑 性应变速率可提高约100倍，达到10-1s。 (3) 快速结晶细化晶粒法 利用快速凝固技术可以制备微细晶粒合金。例如熔淬液化法是将熔融金属液流在喷射流体(如压缩气体、蒸汽或水等)的直接冲击下粉碎成液滴，液滴在自由飞行的过程中快速凝固成极细颗粒的粉末。还有一种方法是通过高速旋转的圆盘、坩埚或电极等使熔液流粉碎成液滴，然后在飞行过程中急冷成粉末，用这种方法制备的粉末用包套热挤压柑热等静压等方法热压成实体的材料具有微细的晶粒组织，在实际应用中某些超合金和白口铸铁等都可以利用此方法获得微细晶粒组织。 (4) 双相合金的相分解细化晶粒法 该方法是通过退火处理使非平衡组织发生相分解，从而得到微细晶粒的两个平衡相。非平衡组织通常是马氏体或淬火过饱和固溶体。马氏体中的亚结构可以为平衡相的形成提供很多的形核点。对淬火固溶体在发生相分解之前进行适当的温变形，可提高相分解过程中的晶粒细化程度。在双相()钛合金中，马氏体是由相淬火得到的，马氏体在()相区进行退火时发生分解并形成()平衡组织。退火条件决定晶粒细化程度，控制着平衡相的形核和长大速率。Zn-22A1合金的超细化预处理也是很典型的利用相分解细化晶粒。该合金在275以上是单相固溶体，相是不稳定的，过冷到275-100会得到层片状()双相组织，这种组织不具有超塑性；当过冷到50时，转变后的组织为粒状()双相组织，两个相的晶粒尺寸大约在5以下，这种组织会呈现很高的超塑性。 6.3 金属材料的超塑性 6.3.1 钢铁材料 钢铁材料品种多、用量大、用途广，是工业生产中最重要的金属材料。从目前研究来看，钢铁材料都能实现相变超塑性，组织超细化处理后一般都能呈现组织超塑性，有些材料的超塑性还相当好。钢铁材料的超塑性能与一些典型的超塑性有色合金相比虽然是较低的，但足以能够利用其超塑性实现超塑加工，因此了解其超塑性条件、实现方法及所能达到的超塑性指标很有必要。 纯铁及工业纯铁(C700)。研究表明，双相钛合金通过相变或塑性变形，然后再结晶，都可以使晶粒超细化；如Ti-6A1-4V合金铸态组半一般为片状的魏氏组织(相)，原始相晶粒也粗大，随着循环相变次数的增多，片状变为粒状的数量越多，晶界相也部分地变为粒状，使循环相变处理后的合金可以产生超塑性。对于采用塑性变形再结晶工艺细化晶粒的Ti-6A1-4V合金来说，应采用大变形量的压力加工，使合金发生强烈变形，如选用热轧+冷轧，再配以再结晶退火，能使合金具有微细化的等轴晶粒组织。 早在1967年DLee和WABaekofen就报道了Ti-6Al-4V和Ti-5Al-2.5Sn的超塑性，部分试验结果如图2-28和图2-29所示，可以看出在一定温度和应变速率下，两种合金都有较高的m值和较低的流变应力，其中T1-6Al-4V合金的超塑性更好些，因为其高m值和低应力是在相对较低的温度和较宽的应变速率下出现的，伸长率也较高。这与两种合金的晶粒尺寸有关，T1-6Al-4V合金的初始晶粒为7m，而T1-5Al-25Sn合金约为185m；另一原因是前者是型合金，直至990才转变为型，后者是型合金，约在860左右转变为。型，在1040又转变为型，即两相区的温度范围窄，晶粒易于长大。6.3.6 镁基合金镁合金密度小、比强度高、比刚度高，切削加工和抛光性能好，并有很好的耐冲击和抗振动性能，但镁合金除了在碱类、石油和液体燃料中有抗蚀性外，在潮湿空气、海水等许多介质中的耐腐蚀性却很差，此外由于镁为密排六方晶体结构，故塑性变形能力也很低。目前镁合金作为结构材料已用于航空航天、仪器仪表、汽车制造等领域中，由于其应用前景被十分看好，故被称为21世纪的金属材料。 镁合金的常规塑性虽然不好，但许多镁合金具有超塑性。镁合金超塑性的一个特点是它不受10m以下的晶粒尺寸的限制，晶粒尺寸为1020m或更大些也可能有超塑性效应。这使得一些镁合金可以不进行任何超细化处理而直接进行超塑性成形。镁合金这一特点可能是不同合金有不同的超塑性临界晶粒尺寸或在高温下由于滑移系增多而有利于位错滑移更好的协调晶界滑动的结果。表2-17为镁合金超塑性的千些研究结果。 镁合金的另一个特点是它在高温下有很好的组织稳定性，晶粒粗化倾向性较小，这是因为第二相对晶界的钉扎或晶界上非金属夹杂物的存在等都制约了晶粒长大。随着温度升高，第二相或化合物质点不断溶解，晶粒的快速长大使得合金很快失去超塑性。MB2(Mg-35Al-055Zn-035Mn)合金含合金元素量较少，形成强化相的数量也较少，室温组织是是由a-Mg单相固溶体于丁相(Mnl7All2)+a-Mn质点所组成。由于强化相丁相和a-Mn含量很少，所以可视为准单相合金。Y相不但数量少；它还随温度的升高不断发生软化，这虽然对合金强化不利，但对超塑性变形有利。MB2合金在388、以应变速率(=8.33*10-4拉伸时，为417，当拉伸温度升高时，虽然发生动态再结晶，但是，温度的升高使有限的相不断发生溶解，容易引起晶粒长大，使超塑性性能下降。MBl5(Mg-526Zn-045Zr)可以通过时效热处理强化，是镁合金中强度较高的合金之一。热轧态的MBl5板材室温组织由-Mg固溶体+少量的MsZn质点+-Zr质点组成，晶粒尺寸为381m。合金在不同温度下拉伸试验结果见图2-30和表2-18，loglog和mlog曲线见图2-31。loglog曲线具有“S”型特征，m值在区为最大。MB26是在MBl5合金基础上添加富钇混合稀土的新型高强度镁合金，铸态组织由。Mg固溶体和晶间网状第二相构成，铸锭经350保温2h后进行较大变形量的热挤压，组织呈细长带状组织，此状态可直接用于超塑成形，研究表明，超塑性拉伸时在400、=11710-2s条件下，=1450，87MPa，m=06；超塑性压缩时在400、=8.310-3s条件下，压缩真应变高达218以上而无破坏迹象。18MPa，m=04。合金在超塑性变形中发生动态再结晶变形后组织为细等轴晶。6.4 超塑性挤压成形 挤压是将材料毛坯放人模具模腔内，在较大压力和一定速度作用下，迫使金属产生塑性流动，充满模腔或从模腔中挤出，从而获得所需形状、尺寸以及具有一定力学性能的挤压件。根据挤压毛坯温度的不同，挤压可分为冷挤压、温挤压和热挤压。 冷挤压成形时，金属的塑性较差，变形抗力大，模具使用寿命短，难以成形复杂的挤压件。温热挤压时，金属的塑性提高，变形抗力下降，但在将毛坯从加热炉往模具内移送的过程中，毛坯温度要降低，加上模具温度低，致使坯料温度进一步下降。另外，如变形速度慢，则毛坯在模具内停留时间长，毛坯温度下降也较多。坯料温度下降，使变形抗力增加，这将降低锻件质量和加速模具损坏。等温挤压是将加热后的毛坯在预先加热至成形温度的模具内的等温成形，坯料的变形能力比常规温热挤压好。 超塑性状态下，材料的变形抗力极低，塑性极好，可以成形非常复杂的制件。超塑性成形除要求坯料处于超细晶粒组织状态外，还要求较低的变形速度和一定的成形温度，故超塑性挤压属于等温挤压成形。超塑性挤压成形具有以下特： 1) 超塑状态下材料的塑性和流动性非常好，无明显加工硬化，因此，有可能使高强度、低塑性材料获得极大的变形量，实现一次加压成形，从而减少成形工序与中间热处理等辅助工序；可用于形状复杂，不对称零件的成形，特别适用于锐利边缘、沟槽、尖角及花纹图案的成形，甚至可直接压出螺纹。 2) 在超塑状态下材料的变形抗力极低，故可选用较小吨位的成形设备，节约能源，减少设备投资。 3) 超塑成形的温度恒定，变形速度较慢，成形后制件没有残余应力，尺寸精度和稳定性高，并具有抗腐蚀能力。 4) 超塑成形制件的组织由细小均匀的等轴晶粒构成，不存在纤维组织，不显示各向异性，在常温下具有较高的强度和韧性。某些材料在超塑成形后还可直接进行热处理强化。 5) 超塑成形需要较低的应变速率，生产效率降低，这是超塑成形不易规模化生产的原因之一。但与机械加工工艺相比，制件总的生产周期与总成本均明显降低，经济效益十分显著，零件形状越复杂，其效果越明显。6) 超塑成形要求毛坯的晶粒微细化，需要采用超塑性材料，或对材料毛坯进行超塑性预处理，使成本增加。6.4.1 超塑性挤压成形设备与模具(1) 成形设备及工装超塑挤压成形要求压力机具有以下性能：1) 工作速度稳定，压下速度应在01-0001mms范围内连续可调。2) 为提高效率，压力机的空程速度和回程速度应大于40mms。3) 应有足够的空间，以便安装模具、加热器、冷却板、隔热板等。4) 超塑成形是一种精密成形方法，一般不设脱模斜度，故压力机应具有顶出装置。超塑成形对成形设备无苛刻要求，普通液压机进行改造后皆能用于超塑成形。现有油压机中，Y32、Y71系列基本满足上述要求，只是工作速度太快，可采用调速电动机结合改变变量泵的供油量，达到减速和调速的目的。超塑成形是等温成形，因此成形设备中应有加热装置能够将模具加热到超塑温度，并在成形过程中保持该温度不变。同时压力机工作部分与高温模具之间应有可靠的热绝缘。加热装置一般可采用电阻炉，成形温度较低时可采用电热板加热。在图4-1所示成形装置中，加热采用电阻炉，并采用隔热板将加热区与外界和工作台隔离。如果采用感应炉加热，可将隔热层置于感应圈内，以降低感应器温度，感应器本身还应通水冷却。为防止设温度，感应器本身还应通水冷却。为防止设备过热，在模具与上下工作台间安放通水冷却的垫板。为保证精确地控制制件成形温度，热电偶测量端应尽量接近毛坯。(2) 成形模具的结构图4-1为超塑成形模具结构原理图。根据所成形制件的形状尺寸和材料的不同，超塑性成形模具结构各有不同，设计时，一般应考虑以下几点1) 模具型面粗糙度 模具型面粗糙度越小，则制件表面粗糙度也越小，因此要求模具工作面的粗糙度一般不大于Ra0.8m。2) 成形凹模 超塑成形时模具承受平均单位压力较低，且成形速度低，不产生冲击，成形凹模可采用整体式或双层结构。3) 脱模方式 制件成形后仍处于超塑性状态，变形抗力很低，如顶出脱模方法不当，将造成制件变形而报废。应采用整体下模(顶出板)把制件大面积顶出模外的办法，且受力应尽量均匀，必要时可降温后再顶出脱模。4) 排气 排气处应设在最后充型到达的部位，可设计专门的排气孔，孔径应小于Imm，以免金属的流人，也可以利用模具的间隙进行排气。5) 模具导向 因模具在高温下工作，为简化模具结构，提高导向精度，考虑到加热后各部分膨胀不均匀，为防止受热后发生导向卡死现象，超塑成形模具一般不采用导柱导套导向，而采用模口直接导向。挤压时，应保证凸模压触毛坯前，与模腔间应有5-10mm的有效导向高度。6) 型腔活动部分的配合 因模具在高温下工作，要求模具型腔活动部分采用较大的间隙配合。(3) 成形模具材料超塑性成形时，模具在较高温度下工作，尤其是高温合金和钛合金的超塑成形温度范围要在800以上，因此超塑性挤压对模具材料有如下要求：1) 较高的高温强度、硬度和耐磨性以及适当的冲击韧度。2) 的耐热疲劳性和抗氧化性能。3) 较好的淬透性和导热性。4) 便于切削加工。具体选择时应考虑成形的材料品种和生产批量。一般来讲，生产批量越大成形温度越高，对模具材料性能要求越高。锌、铝、镁合金超塑温度在250-500C之间，可采用一般模具钢，如Crl2MoV、GCrl5、5CrMnMo、4Cr5MoVSi、W6MoSCi4V2、LD、65Nb等；铜合金超塑温度在600-800C之间，可采用W6M05Cr4V2、LD、65Nb及高温合金；钢及钛合金超塑成形温度在700C以上，且变形抗力较大，一般选用铸造镍基高温合金，如IN-100、MAR-M200、)KC6-KI-I等，也可采用钼基合金TZM，但工作温度超过500(2时，钼的氧化较严重，需采用氩气保护。表4-2为几种常用高温合金的化学成分，表4-3为高温合金的力学性能。此类合金价格昂贵，一般只用于模具的重要零件(如凸凹模)，其他零件(如隔热板、顶杆等)可选用高温性能稍差的材料。镍基高温合金高温强度好，但切削加工性能不好，一般采用精密铸造。当需采用机械加工时，切削速度应控制在7mrain以下，进给量不大于005mmr，可选用YG类或YW类刀具，加工时应保证良好的冷却和润滑。6.4.2 超塑性成形的润滑1超塑性成形加工中摩擦与润滑特点及对润滑剂的要求超塑性成形加工与常规塑性成形加工中的摩擦与润滑相比较，具有以下特点。1) 成形温度高时间长 超塑性成形要求坯料与模具均处于坯料超塑变形温度范围内，且变形时间较长，毛坯与模具之间接触面的相互扩散作用增强，因而提高了摩擦系数，使得变形和脱模工作变得十分困难。 2) 变形程度大 超塑挤压成形随着变形程度的增加，大量新生面出现，使坯料与模具间的接触面积增加，润滑剂的润滑效果随之降低。 3) 应变速率低 较低的应变速率使得模具型腔表面与毛坯表面的咬合能力增强，润滑油(脂)被挤出，从而导致摩擦系数的增大r3)。 4) 变形抗力小 超塑状态下坯料的变形抗力很小，因此润滑效果对坯料在模具中的流动将产生更大的影响，同时，变形抗力的减小对脱模也造成困难。 因此，超塑挤压成形时的润滑影响超塑成形工艺能否成功的重要因素之一。 根据超塑成形的上述特点，超塑成形工艺所用润滑剂应满足下列要求： 1) 模具和毛坯表面有较强的粘附能力，在超塑成形的高温、高压条件下，能形成连续的、强度较大的润滑薄膜。 2) 有适当的粘度，既保证润滑层有一定的厚度，较小的摩擦阻力，又能获得较光洁的制品表面。 3) 对毛坯表面和模具型腔表面起保护作用，防止加热与成形过程中毛坯的氧化、吸收气体、贫化表面层金属元素及有害杂质渗入表面层中去3。 4) 有一定的化学稳定性，不与毛坯或模具发生化学反应，在超塑成形温度不降低润滑效果。 5) 无毒、防火、不污染环境，来源广阔，成本低廉。 6) 润滑剂应具有悬浮性和可喷射性，加涂和去除工艺简单，便于实现机械化。 2工艺润滑剂的种类及选用 目前能用于超塑成形的理想的润滑剂比较少，实践中用到的主要有： (1) 硅油ABS(苯乙烯丁二烯丙烯腈共聚物)共混合物， 此种润滑剂适用于280以下。硅油具有较好的耐热性，耐氧化稳定性及润滑性，将它加入到ABS树脂中可制成ABS硅油共混合物，硅油以分散相均匀地、非连续、闭孔微珠形式分散于ABS树脂连续相中。超塑成形时，摩擦界面处微珠破裂，硅油渗出并附于摩擦面上形成润滑膜。 硅油ABS共混合物因ABS树脂带有极性而硅油是非极性，故两者相容性差，若要获得性能优异的混合物，需加入增溶剂。增溶剂最好是ABS硅油嵌段共聚物或接枝聚合物，利用增溶剂通过采取化学改性、交联改性和共混改性并用的方法，可获得ABS硅油混合物。 (2) 固体润滑剂在超塑成形中使用最多的固体润滑剂主要有石墨与二硫化钼。1) 石墨 石墨是一种具有层片状结构的高效固体润滑剂，其晶体结构如图4-2所示，当受到剪切应力作用时，很易发生层间滑移。 石墨种类很多，纯度高结晶性好且硬度小的石墨，润滑性能好。研究表明，石墨粒度越大，摩擦系数越小，但涂覆性能较差，而粒度越细，涂覆性能越好，为此，石墨润滑剂粒度一般在05-250m。另外，形状越扁平的石墨，润滑性越好，磨损也越少；石墨在干燥空气中的摩擦系数极高，当相对湿度提高到80时，摩擦系数降至016。 2) 二硫化钼 二硫化钼是一种鳞片状晶体，晶体结构为六方晶系的层片状结构(图4-3)，分子层之间的结合力很弱，当受到剪切作用时，很容易沿着分子层产生相对滑动。二硫化钼分子层厚度为0626nm(626A)，如果模具与坯料的接触面上有一厚度为05m的二硫化钼，那么就有大约800个分子层和799个可能滑动的平面。这就是二硫化钼有良好润滑作用的机理。 二硫化钼固体润滑剂有较好的热稳定性。在大气中，400左右才开始氧化，高于500时，氧化速度急剧增加而变成摩擦系数较大的三氧化钼，但在全部转化成三氧化钼以前，仍保持较好的润滑性。在二硫化钼层状结构中，硫原子与钼原子结合较牢，从而具有较好的耐压性能，加上始终处于滑移面上的硫原子与金属表面有较强的吸附力，又进一步提高了二硫化钼的耐压能力。 3) 其他固体润滑剂 氮化硼(BN)的晶体结构与石墨相似，有“白石墨”之称，使用温度可高达900，在一般温度下，不与任何金属起反应，也几乎不受一切化学药品的浸蚀。氮化硼可认为是目前惟一的高温润滑材料。 二硒化铌(NbSea)是一种新型的固体润滑剂，热稳定性较好，使用温度在氮气中可达600，在真空中可达900。它在空气中的氧化温度为3500，与石墨及二硫化钼大致相同。除硝酸以外，二硒化铌不与普通酸碱、无机溶剂及有机溶剂反应，在空气中不吸潮。表4-4综合列出了一些固体润滑剂的部分性能数据。 4) 固体润滑剂的使用 固体润滑剂在实际生产中常以以下五种形式使用： 把固体润滑剂粉末悬