超塑性

材料科学において、超塑性とは、固体 結晶材料が通常の破断点をはるかに超えて変形した 状態であり、通常は引張変形中に約400%を超える。 ^[1]このような状態は通常、高い相同温度で達成される。超塑性材料の例としては、一部の微粒子金属やセラミックスが挙げられる。シリカガラス（「溶融ガラス」）やポリマーなどの他の非結晶性材料（アモルファス）も同様に変形するが、結晶ではないため超塑性とは呼ばれず、その変形はニュートン流体として説明されることが多い。超塑性変形した材料は、破壊につながる「ネック」（局所的な狭まり）を形成するのではなく、非常に均一に薄くなる。^[2]また、早期破壊のもう1つの原因であるマイクロボイドの形成が抑制される。^{[要出典]超塑性と}超弾性 を混同してはならない。

金属における超塑性のような流動の証拠は、古代インドのウーツ鋼など、いくつかの遺物で見つかっているが、超塑性は20世紀になって初めて科学的に認識されたのは、1912年にベンゴフが真鍮で163%の伸びを記録したという報告であった。^[3]その後、1928年にジェンキンスがCd-ZnおよびPb-Sn合金で300%というより高い伸びを記録した。 ^[4]しかし、これらの研究は、材料の機械的特性に関する新しい現象を確立するまでには至らなかった。1934年にピアソンの研究が発表されるまで、Pb-Sn共晶合金で1950%という大幅な伸びが見つかっていた。^[5]この時点では、科学的調査で最も広範な伸びの報告となるのは容易だった。ピアソンの努力の後、25年以上にわたって西洋世界では超塑性への関心は高まらなかった。その後、ボフヴァルとスヴィデルスカヤはソ連で超塑性の研究を続け、Zn-Al合金に関する多くの論文を発表した。超塑性に特化した研究機関、金属超塑性問題研究所が1985年にロシアのウファ市に設立された。この研究所は、超塑性の研究に専念する唯一の世界的研究所であり続けている。1982年にパトンとハミルトンが編集した「構造材料における超塑性」に関する最初の主要な国際会議がサンディエゴで開催されたとき、超塑性への関心が高まった。^[6]そこから、多くの研究が発表され、かなりの成果が上がっている。超塑性は現在、航空宇宙応用に不可欠な技術としての超塑性変形成形の背景となっている。^[7]

金属やセラミックスでは、超塑性となるための要件として、微細な粒径（約 10 マイクロメートル未満）と、動作温度が絶対融点の半分以上であることが含まれます。いくつかの研究では、粗粒材料で超塑性が見出されています。^[8]しかし、科学界は、10 マイクロメートルの粒径閾値が超塑性を活性化するための前提条件であることに同意しています。一般的に、高温での粒成長、したがって同温度での微細粒径構造の維持は、超塑性研究の主な課題です。一般的な微細構造戦略では、熱的に安定した粒子の微細分散を使用し、これが粒界を固定し、高温で微細な粒構造と超塑性変形に必要な複数の相の存在を維持します。合金の超塑性のための最も一般的な微細構造は、Sn-Pb 合金や Zn-Alloy 合金に見られる共晶または共析構造です。これらのパラメータを満たす材料でも、超塑性であるとみなされるには、ひずみ速度感度 (ひずみ速度の変化に対する材料の応力の反応の測定値) が 0.3 を超える必要があります。理想的なひずみ速度感度は 0.5 で、通常はマイクロ デュプレックス合金に見られます。

金属における超塑性のメカニズムは、粒界すべり (GBS) として決定されます。しかし、粒界すべり (GBS) は、三重接合または硬質相の粒界での応力集中につながる可能性があります。したがって、多結晶構造材料における GBS には、拡散や転位などの他の適応プロセスが伴う必要があります。Ashby と Verall によって提案された拡散モデルは、変形中に粒子間の適合性を維持するために粒子形状が徐々に変化すると説明しています。^[9]粒子形状の変化は拡散によって行われます。粒界は移動して、元の粒子と比較して新しい方向を持つ等軸形状を形成します。転位モデルは、GBS による応力集中がブロッキング粒子の転位運動によって緩和されると説明されます。転位が積み重なり、登ることで別の転位が放出されます。転位モデルのさらなる詳細についてはまだ議論が続いており、Crossman と Ashby、Langdon、Gifkins モデルによっていくつか提案されています。^[10]

^{一般に、超塑性は 10 −4} s ⁻¹程度の低ひずみ速度で発生することが多く、エネルギーを消費する可能性があります。また、長時間高温にさらされると、材料の機械的特性も低下します。超塑性変形におけるひずみ速度を 10 ⁻² s ⁻¹程度まで高めたいという強い要望があり、これを高ひずみ速度超塑性 (HSRS) と呼びます。超塑性変形におけるひずみ速度の増加は、通常、超微細範囲の粒径を 100 um から 500 um 未満に縮小することによって達成されます。粒径が 100 nm 未満のナノ結晶構造へのさらなる結晶粒微細化は、変形速度の上昇や延性の改善には効果がありません。^[11] HSRS 研究のための最も一般的な結晶粒微細化プロセスは、強靭塑性変形 (SPD) を使用します。^[12] SPD は、サブマイクロメートル、さらにはナノメートル範囲への並外れた結晶粒微細化を実現できます。多くの SPD 技術の中で、最も広く使用されている 2 つの技術は、等角チャネル プレス (ECAP) と高圧ねじり (HPT) です。これらの技術は、超微細粒サイズを生成するだけでなく、高角粒界の割合も高くします。これらの高角粒界は、変形のひずみ率を高めるという具体的な利点があります。超塑性研究における結晶粒微細化処理の重要性のうち、ECAP と HPT は金属の超塑性研究の主流となっています。

このプロセスは、設計と製造の両方の面で、さまざまな重要な利点を提供します。まず、1 回の作業で 1 枚のシートから二重の曲率と滑らかな輪郭を持つコンポーネントを成形することができ、寸法精度と表面仕上げが極めて優れており、冷間成形技術に伴う「スプリングバック」も発生しません。使用されるツールは片面ツールのみであるため、リードタイムが短く、同じツールでさまざまな厚さのシート合金をテストできる ため、試作が迅速かつ容易です。

これらの利点を活用するために現在使用されている成形技術は 3 つあります。選択される方法は、サイズ、形状、合金特性などの設計および性能基準によって異なります。

グラファイトでコーティングされたブランクを加熱された油圧プレスに投入します。次に、空気圧を使用してシートを金型に密着させます。最初に、ブランクを金型キャビティに接触させ、ブランクと金型の界面摩擦によって成形プロセスを妨げます。したがって、接触領域によって単一の膨らみが複数の膨らみに分割され、自由に膨らむプロセスが行われます。この手順により、比較的正確な外形を持つ部品を製造できます。この成形プロセスは、滑らかな凸面を持つ部品の製造に適しています。

グラファイトでコーティングされたブランクを、加熱された雄型が入った「トレイ」の上に固定します。空気圧によって金属が型に密着します。この方法と雌型成形プロセスの違いは、型が前述のように雄型であり、金属が突出した形状に押し付けられることです。雌型成形の場合、型は雌型であり、金属がキャビティに押し込まれます。^[要出典] ツールは、2 つの圧力チャンバーと、直線的に移動可能なカウンター パンチで構成されています。キャビティ成形技術と同様に、プロセスの開始時に、しっかりと固定されたブランクがガス圧によって膨らみます。^[要出典]

プロセスの第 2 段階では、前の成形方向に対して圧力をかけることで、パンチ表面上に材料を成形します。プロセス条件によって材料の使用効率が向上するため、キャビティ成形に比べて初期厚さが薄いブランクを使用できます。したがって、バブル成形技術は、成形深さの深い部品に特に適しています。^{[引用が必要]}

グラファイトでコーティングされたブランクを加熱されたプレス機に入れます。空気圧を使用して金属をバブル形状にしてから、オス型をバブルの下側に押し込んで最初の印象を作ります。次に、反対方向から空気圧を使用して、オス型の周りの金属を最終的に成形します。このプロセスは、超塑性ひずみ率が低いため、サイクルタイムが長くなります。また、粒子サイズが小さいため、製品はクリープ特性が悪く、合金によってはキャビテーション多孔性が生じる可能性があります。ただし、表面の質感は一般に良好です。専用のツールを使用すると、金型と機械が高価になります。このプロセスの主な利点は、1 回の操作で大きく複雑なコンポーネントを製造できることです。これは、質量を抑え、組み立て作業の必要性を回避するのに役立ちます。これは、航空宇宙製品に特に有利です。たとえば、ダイヤフラム成形法 (DFM) を使用すると、変形中に特定の合金マトリックス複合材で生成される引張流動応力を低減できます。

超塑性成形（SPF）アルミニウム合金は、470～520℃に加熱すると、破損することなく元のサイズの数倍に引き伸ばすことができます。後にSUPRALという商標で知られるようになった、ジルコニウムを含むこれらの希薄合金は、シートになるまで激しく冷間加工され、熱間変形の初期段階で、通常4～5μmの微細で安定した粒径に動的に結晶化しました。また、超塑性成形は、部品数と組み立て要件を減らすことで製造および組み立てコストを大幅に削減するネットシェイプ処理技術です。SPF技術を使用すると、ノーズコーンやノーズバレルアセンブリなど、多くの航空機アセンブリで製造コストを50％削減できると予想されました。その他の副次効果としては、軽量化、数千個の留め具の排除、複雑な機能の排除、部品数の大幅な削減などがあります。超塑性 Al-Cu 合金の画期的な進歩は、1969 年に Stowell、Watts、Grimes によって達成されました。このとき、特殊な鋳造技術を使用して比較的高濃度のジルコニウムを溶液に導入し、その後電気処理を行って極めて微細なZrAl ₃析出物を生成することで、いくつかの希薄アルミニウム合金 (Al-6% Cu-0.5%Zr) のうち最初の合金が超塑性になりました。

一部の市販合金は、超塑性を開発するために熱機械的処理されています。主な取り組みは、Al 7000 シリーズ合金、Al-Li 合金、Al ベースの金属マトリックス複合材料、および機械的合金化材料に行われています。

アルミニウム合金とその複合材料は、自動車産業で幅広く使用されています。室温では、複合材料は通常、その構成合金に比べて強度が高くなります。高温では、SiO ₂、Si ₃ N ₄、SiCなどの粒子やウィスカーで強化されたアルミニウム合金は、700%を超える引張伸びを持つことができます。複合材料は、微細な粒径と強化材の良好な分散を確保するために、粉末冶金で製造されることがよくあります。 ^[13]最適な超塑性変形が発生する粒径は通常0.5〜1μmで、従来の超塑性要件よりも小さくなります。他の超塑性材料と同様に、ひずみ速度感度mは0.3より大きく、局所的なネッキング現象に対する優れた耐性を示しています。6061シリーズや2024シリーズなどのいくつかのアルミニウム合金複合材料は、他の超塑性材料よりもはるかに高いひずみ速度領域で発生する高ひずみ速度超塑性を示しています。^[14]この特性により、アルミニウム合金複合材料は、プロセス全体を短時間で実行でき、時間とエネルギーを節約できるため、超塑性成形に適している可能性があります。

アルミニウム合金複合材料における最も一般的な変形機構は粒界すべり（GBS）であり、変形に対応するために原子/転位の拡散を伴うことが多い。^[15] GBS機構モデルはひずみ速度感度0.3を予測し、これはほとんどの超塑性アルミニウム合金複合材料と一致する。粒界すべりは、比較的高温で非常に微細な粒子の回転または移動を必要とする。したがって、粒径の微細化と高温での粒成長の防止が重要である。

非常に高い温度（融点に近い）は、別のメカニズムである界面滑りにも関係していると言われています。高温では、マトリックスに部分的な液体が現れるからです。液体の粘性は、隣接する粒界の滑りを調節する上で主な役割を果たします。第 2 相強化材の追加によって引き起こされるキャビテーションと応力集中は、液相の流れによって抑制されます。しかし、液体が多すぎると空隙が生じ、材料の安定性が低下します。そのため、初期融点に近いが、それを超えない温度が最適な温度であることが多いです。部分的な溶融により、破断面にフィラメントが形成される可能性があり、これは走査型電子顕微鏡で観察できます。^[16]強化材の形態と化学も、一部の複合材料の超塑性に影響を与えます。しかし、その影響を予測する単一の基準はまだ提案されていません。^[17]

アルミニウム合金複合材料の超塑性変形を最適化するためにいくつかの方法が提案されており、これは他の材料にも当てはまります。

1. 強化材の良好な分散。これは室温での性能にとっても重要です。
2. マトリックスの粒径を微細化する。微細化により、高温で互いに滑り合うことができる粒子が増え、粒界滑り機構が促進されます。これはまた、最適なひずみ速度が高くなることを意味します。ひずみ速度の増加傾向は、より微細な粒径の材料で観察されています。等チャネル角プレスのような強塑性変形により、超微細粒材料を実現できることが報告されています。^[18]
3. 温度とひずみ速度を適切に選択します。複合材料によっては、融点近くまで加熱する必要があり、他の複合材料に逆の影響を与える可能性があります。

航空宇宙産業では、Ti–6Al–4V などのチタン合金が、その特有の高温強度だけでなく、これらの合金の多くが超塑性挙動を示すことから、航空宇宙用途で広く使用されています。超塑性シートの熱成形は、特に超塑性成形 (SPF) に適した複雑な形状の製造における標準的な処理方法として認識されています。ただし、これらの合金ではバナジウムの添加によりコストがかなり高くなるため、より安価な合金添加物を使用した超塑性チタン合金の開発が必要です。Ti-Al-Mn 合金は、そのような候補材料になる可能性があります。この合金は、常温および常温付近で大きな均一後変形を示します。

Ti-Al-Mn (OT4-1) 合金は現在、コスト、労力、設備を大量に消費する従来の方法で成形することにより、航空エンジン部品やその他の航空宇宙用途に使用されています。Ti-Al-Mn 合金は航空宇宙用途の候補材料です。しかし、その超塑性成形挙動に関する情報はほとんど、あるいはまったくありません。本研究では、合金の高温超塑性バルジ成形を研究し、超塑性成形能力を実証しました。

金属板のガス圧バルジ加工は、重要な成形方法となっています。バルジ加工が進むにつれて、板材の大幅な薄化が明らかになります。初期のブランクの厚さの選択や、成形後のドームの不均一な薄化に関して、プロセス設計者にとって有用な、成形時間に対するドームの高さを得るための多くの研究が行われました。

Ti-Al-Mn (OT4-1)合金は、1 mm 厚の冷間圧延シートの形で入手可能でした。合金の化学組成。半球の超塑性バルジ成形には、35 トンの油圧プレスを使用しました。金型セットアップは、成形前の金型アセンブリの不活性ガス フラッシングだけでなく、必要に応じて逆圧力下でのコンポーネントの成形も可能にする配管システムを使用して製造および組み立てられました。バルジ成形に使用される超塑性成形セットアップの概略図と、必要なすべてのアタッチメント、および SPF 用の上部 (左) と下部 (右) の金型の写真。

直径 118 mm の円形シート (ブランク) を合金シートから切り出し、切断面を研磨してバリを取り除いた。ブランクをダイの上に置き、上部チャンバーを接触させた。炉をオンにして設定温度にした。設定温度に達したら、上部チャンバーをさらに下げて、必要なブランク ホルダー圧力をかけた。熱平衡には約 10 分を要した。アルゴン ガス シリンダーを徐々に設定圧力まで開いた。同時に、ダイの底部に取り付けられた線形可変差動変圧器(LVDT) を、シートの膨らみを記録するために設定した。LVDT が 45 mm (下部ダイの半径) に達すると、ガス圧を停止し、炉をオフにした。ダイ セットの温度が 600 °C に下がったら、形成されたコンポーネントを取り出した。この段階では、コンポーネントを簡単に取り外すことができた。半球の超塑性バルジ成形を、 1098、1123、1148、1173、1198、1223 K (825、850、875、900、925、950 °C) の温度で、0.2、0.4、0.6、0.87 MPa の成形圧力で実行しました。バルジ成形プロセスが進むにつれて、シート材料の大幅な薄化が明らかになります。超音波技術を使用して、成形された部品のプロファイルの厚さ分布を測定しました。部品は、厚さ分布、厚さひずみ、薄化係数の観点から分析されました。変形後の微細構造研究は、成形された部品に対して行われ、結晶粒成長、結晶粒伸長、キャビテーションなどの観点から微細構造を分析しました。

2次元粒径が14μmである受入時の材料の微細構造を図8に示します。^{[説明が必要]}粒径は、圧延板の縦方向と横方向の両方で線形切片法を使用して決定されました。

半球の超塑性成形は、温度 1098、1123、1148、1173、1198、1223 K、アルゴンガス成形圧力 0.2、0.4、0.6、0.8 MPa で成功しました。半球の完全な成形には、最大 250 分という時間制限が与えられました。この 250 分というカットオフ時間は、実用的な理由から与えられました。図 9 は、ブランク (試験片) とバルジ成形された部品 (温度 1123 K、成形ガス圧力 0.6 MPa) の写真を示しています。

異なる成形温度と圧力で正常に成形された部品の成形時間。ダイの底部に取り付けられた LVDT (膨らみの高さ/深さを測定) の移動から、成形速度の推定値が得られました。表 2 に示すように、成形速度は最初は速く、すべての温度と圧力範囲で徐々に低下することがわかりました。特定の温度では、成形圧力が増加すると成形時間が短縮しました。同様に、特定の成形圧力では、温度の上昇とともに成形時間が短縮しました。

バルジ プロファイルの厚さは、周辺 (ベース) と極を含む 7 点で測定されました。これらのポイントは、半球の中心とベース ポイントを結ぶ線を基準として、極点に達するまで 15° ずつオフセットすることで選択されました。したがって、図 10 に示すように、ポイント 1、2、3、4、5 は、半球のベースに対してそれぞれ 15°、30°、45°、60°、75° の角度をなします。バルジ プロファイル上のこれらの各ポイントで、超音波技術を使用して厚さを測定しました。正常に形成された半球コンポーネントのそれぞれの厚さの値。

図 11 は、異なる温度での成形圧力の関数として、完全に形成された半球の極厚を示しています。特定の温度では、成形圧力が増加すると極厚が減少しました。調査したすべてのケースで、極厚は元のブランク厚 1 mm から約 0.3 ～ 0.4 mm の範囲でした。

正常に成形されたすべての部品について、異なる位置で厚さひずみ（ここでは局所的な厚さ、初期の厚さ）を計算しました。特定の圧力では、成形温度が上昇するにつれて厚さひずみが減少しました。図 12 は、成形圧力 0.6 MPa、温度 1123 K で成形された部品の場合の、ドーム断面に沿った位置の関数としての厚さひずみを示しています。 ${\displaystyle {\text{ln}}(S/S_{0})}$${\displaystyle S}$${\displaystyle S_{0}}$${\displaystyle {\text{ln}}(S/S_{0})}$

成形後の微細構造では、粒径に大きな変化がないことがわかりました。図 13 は、1148 K の温度と 0.6 MPa の成形圧力で成形された部品のベースとポールのバルジ成形部品の微細構造を示しています。これらの微細構造では、粒径に大きな変化は見られません。

Ti-Al-Mn 合金の高温変形挙動と超塑性成形能力を研究しました。超塑性ルートを使用した直径 90 mm の半球の成形は、温度範囲 1098 ～ 1223 K、成形圧力範囲 0.2 ～ 0.8 MPa で成功しました。以下の結論が導き出されました。

1. ガス圧または温度が上昇すると、成形時間は急激に減少しました。成形速度は最初は高かったものの、時間の経過とともに徐々に低下しました。
2. 特定の温度では、成形圧力が増加するにつれてポールの厚さが減少しました。調査したすべてのケースにおいて、ポールの厚さは、元のブランクの厚さ 1.0 mm から約 0.3 ～ 0.4 mm の範囲でした。
3. 周辺から極に向かって移動するにつれて、薄化係数と厚さの歪みが増加しました。成形後の微細構造では、粒径に大きな変化は見られません。

ほとんどは、Fe-Mn-Al 合金のオーステナイト鋼などの非適格材料で、これらの材料には、微細構造のメカニズムに密接に関連する特定の材料パラメータがいくつか含まれています。これらのパラメータは、材料の超塑性ポテンシャルの指標として使用されます。材料は、600 °C ～ 1000 °C の温度範囲と 10−6 ～ 1 s−1 のひずみ速度で、高温引張試験を受けました。ひずみ速度感度パラメータ (m) と破断までの最大伸び (εr) は、高温引張試験から決定され、取得されました。

実験では、Fe-Mn-Al合金において、700 °C ～ 900 °C の温度範囲で、粒径が約 3 μm (ASTM 粒径 12)、平均ひずみ速度感度が m 約 0.54、破断時の最大伸びが約 600% で超塑性挙動が起こる可能性があることが示されました。

Fe-28Al、Fe-28Al-2Ti、および Fe-28Al-4Ti合金の超塑性挙動が、引張試験、光学顕微鏡、透過型電子顕微鏡によって調査されました。引張試験は、約 10 ⁻⁵～ 10 ⁻² /sのひずみ速度範囲で 700 ～ 900 °C で実施されました。最大ひずみ速度感度指数 m は 0.5 で、最大伸びは 620% に達しました。Fe3Al および Fe Al 合金では、粒径が 100 ～ 600 μm で、従来の微細粒径の超塑性合金のすべての変形特性を示します。

しかし、大粒径鉄アルミナイドでは、超塑性に通常必要な微細粒径や粒界滑りがなくとも、超塑性挙動が見られました。金属組織学的検査により、大粒径鉄アルミナイドの平均粒径は超塑性変形中に減少することが示されました。

セラミック材料の特性は、他のすべての材料と同様に、存在する原子の種類、原子間の結合の種類、および原子が一緒に詰まっている方法によって決まります。これは原子スケールの構造として知られています。ほとんどのセラミックは 2 つ以上の元素で構成されています。これは化合物と呼ばれます。たとえば、アルミナ ( Al ₂ O ₃ ) は、アルミニウム原子と酸素原子で構成された化合物です。

セラミック材料の原子は化学結合によって結合しています。セラミック材料の最も一般的な 2 つの化学結合は、共有結合とイオン結合です。金属の場合、化学結合は金属結合と呼ばれます。原子同士の結合は、金属結合よりも共有結合とイオン結合の方がはるかに強力です。一般的に、金属は延性があり、セラミックは脆いと言われるのはそのためです。セラミック材料はさまざまな特性を持っているため、さまざまな用途に使用されています。一般に、ほとんどのセラミックは次のようになります。

• 難しい
• 耐摩耗性
• 脆い
• 難治性の
• 断熱材
• 電気絶縁体
• 非磁性
• 耐酸化性
• 熱衝撃を受けやすい
• 優れた化学的安定性

高ひずみ速度超塑性は、アルミニウムベースおよびマグネシウムベースの合金で観察されています。しかし、セラミック材料の場合、超塑性変形は、ほとんどの酸化物および窒化物で低ひずみ速度に制限されており、空洞が存在すると早期破損につながります。ここでは、正方晶系酸化ジルコニウム、マグネシウムアルミネートスピネル、およびアルファアルミナ相からなる複合セラミック材料が、最大 1.0 s ⁻¹のひずみ速度で超塑性を示すことを示します。この複合材料は、1050% またはひずみ速度 0.4 s ⁻¹を超える大きな引張伸びも示します。超塑性金属およびセラミックは、破損することなく 100% 以上変形する能力があり、高温でネットシェイプ成形が可能です。これらの興味深い材料は、主に粒界すべりによって変形し、このプロセスは微細な粒径で加速されます。しかし、微細粒径から始まるセラミックのほとんどは、高温変形中に急速な粒成長を経験するため、長時間の超塑性成形には適していません。マイナーな第 2 相 (ツェナー ピンニング) を使用するか、同じ相の粒間接触を最小限に抑える 3 相のセラミックを作成することで、粒成長を制限できます。3 相の体積分率がほぼ等しい微粒子 3 相アルミナ-ムライト ( 3Al ₂ O ₃ ·2SiO ₂ ^{)-ジルコニアに関する研究では、1500 °C で 10 −2} /secという超塑性ひずみ速度が達成できることが実証されています。これらの高いひずみ速度により、セラミックの超塑性成形は商業的に実現可能な領域に 入ります。

超塑性成形は、粒界すべり中にキャビテーションが発生しない場合にのみ機能します。キャビテーションが発生すると、粒界すべりを適応させるメカニズムとして拡散適応または転位生成のいずれかが残ります。セラミックの超塑性成形中に加えられる応力は中程度で、通常は 20～50 MPa であり、単結晶に転位を生成するほど高くないため、転位適応は除外されます。ただし、これらの 3 相超塑性セラミックのいくつかの珍しい独自の特徴が明らかになり、超塑性セラミックはこれまで考えられていたよりも金属と多くの共通点を持つ可能性があることが示されます。

安定剤として酸化イットリウムが使用されています。この材料は主に正方晶構造です。Y-TZP は、すべてのジルコニア系材料の中で最も高い曲げ強度を持っています。Y-TZP の微細な粒径は、その高い耐摩耗性により非常に鋭い刃先を実現し維持できる切削工具に適しています。これは、3 モル % Y-TZP (3Y-TZP) で超塑性を示した最初の真の多結晶セラミックであると考えられており、現在ではモデルセラミックシステムと考えられています。微細な粒度により、優れた機械的強度、耐腐食性、耐衝撃性、耐熱衝撃性、および非常に低い熱伝導率を備えた非常に高密度の非多孔性セラミックが得られます。その特性により、Y-TZP は摩耗部品、切削工具、熱遮断 コーティングに使用されます。

3Y-TZP の超塑性特性は、図 3 に示すように、粒径によって大きく左右されます。粒径が大きくなると、破断までの伸びは減少し、流動強度は増加します。流動応力の粒径への依存性に関する研究が行われ、その結果は、要約すると、流動応力はほぼ粒径の 2 乗に依存することを示しています。

${\displaystyle \sigma \propto d^{2}\,}$

どこ：

${\displaystyle \sigma \,}$流動応力です。

d は瞬間的な粒径です。

アルミナはおそらく最も広く使用されている構造用セラミックスの 1 つですが、高温変形中に急速な異方性粒成長が起こるため、超塑性を得るのは困難です。いずれにしても、ドープされた微粒子Al 2 _O 3_の超塑性に関する研究がいくつか行われています。500 ppm の MgO を含むAl ₂ O ₃の粒径は、Cr ₂ O ₃、Y ₂ O ₃、TiO ₂などのさまざまなドーパントを追加することでさらに微細化できることが実証されています。500 ppm のY ₂₃ドープAl ₂ O ₃では、約 0.66 μm の粒径が得られました。この微細粒径の結果、Al ₂ O _{3 は}1450 °C で 20 MPa の応力が加わった状態で 65% の破断伸びを示します。^[19]

• 超塑性成形
• 対戦車榴弾

• Agarwal, Sumit (2006)。さまざまなひずみ速度での超塑性成形中の材料応答の評価と予測(博士論文)。ブラウン大学。OCLC  549697889。
• 超塑性：RHジョンソン博士冶金レビュー第146号1970年9月。金属学会ロンドン支部、英国