与一般变形条件相比较，超塑性变形的特点是在非常低的变形抗力下（有时低过两个数量级之多）可使拉伸试验时的延伸率显著增加（一至两个数量级）。超塑性状态下，简单拉伸的变形特点是均匀变形（无缩颈产生）的急剧增加。罗赞哈姆，A．IA．包赤瓦尔等人，最早地注意到了这种不一般的变形过程。现在对这种现象的研究非常重视，超塑性状态下的变形已进入到工业实用阶段。

已经知道，在共晶和共析合金中经常发现超塑性现象，例如锡、铅、铋合金，锌(78%)铝(22%)舍金等等。在具有同素异形转变的大口径不锈钢管和合金中，于一定条件下，较少发现超塑性现象，例如铁，铁一镍一铬一锰合金。同样，目前也已知，出现超塑性现象的可能性与晶粒尺寸和变形的温度一速度条件有关。为了出现超塑性现象，希望晶粒为等轴的，而其尺寸为1 Ad2微米级别（一般被变形金属中的晶粒大小为10～100微米级别）。

实验结果指出，超塑性时，简单拉伸的延伸率超过1000%，并不引起显微组织的改变。这点证明，超塑性条件下塑性变形的机理，显著地区别予普通塑性变形的机理(滑移和孪HHB)。研究结果指出，在超塑性现象中，起决定作用的是相间附近或晶粒边界附近进行的过程，而塑性变形主要是通过晶间变形来实现的。同样也通过空位和位错的蠕动来实现的。为了使这种变形机理成为现实，就完全有必要增大多晶体晶边界层的势能（由于减小晶粒尺寸而增大晶粒的总表面面积）和晶粒结构缺陷（空位，位错等）的能。

当冷变形程度超过50%时，可使晶粒碎细。在这样的变形下，晶粒边界由于晶粒伸长而增加了，晶粒边界的位能，由于在晶粒边界上位错的聚集而提高了。除此之外，上述冷变形扩大了晶粒断层，因面生成了镶嵌块和扩大了镶嵌块间的方位差别（镶嵌块边界上位错的聚集）。晶粒边界层势能的提高和晶粒尺寸的减少，以及由于加热使原子可动性增加，造成了容易产生晶间变形（微细的圆晶粒，处于具有非晶结构的相当厚的晶间边层中，容易产生晶粒间相对滑落和滚越，流动的条件类似于黏性液体中混杂有硬块的流动一样）。

同时由于显著冷变形引起的不锈钢管晶粒本身结构缺陷的增加使得晶粒内的类似蠕变现象的扩散过程易于进行，使得晶粒形状向着有利于晶阀变形产生的晶粒形状方向变化。在一定的高温下，提高多相合金的晶粒边昴的可动性，将促使晶间变形易于形成（“假液”相的形成，其原因主要是在提高势能的晶粒边界上出现了新相晶核和实际上增加了晶间包层的厚度）。显现最明显的超塑性现象的温度一般为相转变附近的温度（同素异构转变或熔化）。

为了保持当加热至超塑性最高效果的温度时具有提高了势能的细晶结构，加热速度应当是非常之高的（200～3000C／秒）。高速加热时再结晶尤其是集合再结晶来不及进行，经冷变形的金属结构实际上没发生变化。除了温度和金属结构外，应变速度显著地影响超塑睫效果。通常认为，出现超塑性效应的最佳应变速度，为在该应变速度下，硬化过程速度和硬化解除过程速度相等。当某一适合的应变速度e时产生最大的变形。当应变速度较大时，由于不锈钢硬化极限程度变低（伴随超塑性而生的过程被抑制了，其中包括扩散）。当应变速度较低时，硬化解除过程占优势，减少了大口径不锈钢管结构的势能（再结晶时减少了位错的数量等等），出现了集合再结晶，增大了晶粒尺寸，因而使晶粒间的滑越变得困难。所有这些造成极限变形的减少和超塑性效应的降低。在最佳的应变速度e范围内发现应变速度变化对变形抗力值的最大影响（da／de具有最大值）。正是这点，可用来解释超塑性条件下单向拉伸时，显著增大均匀变形的原因。

一般条件下均匀变形（产生颈缩以前）是由于硬化而决定的。在硬化条件下，在刚产生颈缩处的变形增长，由于该处的强烈硬化而中止，变形向试件的其它部位发展（游走性颈缩）。在超塑性状态下，在刚产生颈缩处的变形增长，同样被中止，但在这种情况下，变形增长的申止的产生是由于应变速度增加而引起的变形抗力急剧增长所致。向已经知道的一样，随变形程度的增加，硬化强度在减弱，这就限制了一般拉伸试验条件下均匀变形的数值。在超塑性条件下，流动应力与应变速度间的关系几乎与变形数值无关，这就造成均匀变形的显著增加（增加了具有游走性颈缩的变形阶段）。如同前边所指出的一样，超塑性条件与一般变形条件相比，变形抗力可低两三个数量级。这点开辟了冲压加工的新的’可能性，对于薄板和管状毛坯，可在相当于大气压下进行变形（真空冲压）。对于难变形的和厚壁管料，可处于静液压作用之下进行冲压。在超塑性状态下可能的板料冲压下，该零件是在静液态作用下于模具中冲压成形的，材料为锡(63%)一铅(37%)合金，变形条件为室温下和变形速度为l0s～10“秒”。对整体实心零件模锻时和对难变形低塑性材料模锻或冲压时，可以利用超塑性状态。大口径不锈钢管http://www.gbt14976.com/