一种大型复杂构件的低成本短流程制备方法

技术领域

本发明涉及材料加工技术领域，具体涉及一种大型复杂构件的低成本短流程制备方法。

背景技术

超塑性成形作为一种可以成形复杂结构零件的工艺，由于具有变形抗力小、近净成形、成形构件可大幅减重，及一次成形等优于传统塑性加工方法的特性在众多塑性加工工艺中脱颖而出，目前在超塑性合金板上进行超塑性成形制备复杂构件已得到了广泛应用，如飞机壁板、口盖、舱门等。然而对于尺寸超大的大型复杂构件，例如大型卫星蒙皮、大型飞机进气口唇口等，受现有板材制备技术限制，板材尺寸有限，无法通过单个板材超塑性成形制备。

细小的等轴细晶/超细晶组织和高比例高角度晶界是材料获得超塑性能的重要条件，因此制备细晶/超细晶超塑性板材，并提高高角度比例是实现材料超塑性并进行超塑性成形的前提条件。目前，现有细晶制备技术均难以制备出超大尺寸细晶/超细晶超塑性板材。对于大型复杂构件，可通过多个构件超塑性成形后焊接在一起，但焊接破坏构件的整体性能，导致很大的残余应力和变形，影响构件的装配精度，大大限制了大型复杂构件的实际应用。为制备出具有超塑性成形能力的大尺寸钛合金板材，吴等人[专利202111282326.4]公开了一种制备大尺寸钛合金构件的超塑成形工艺，即先将商业钛合金超塑性轧制板材进行搅拌摩擦焊接，在焊核区得到细小等轴晶，并将整个焊接板材进行退火，通过退火过程中焊核与母材退火过程中的组织粗化速率的差异，最终实现整个板材相似的组织，从而可使得大尺寸焊接板各个区域具有相近的超塑性变形能力。然而该方法要求原始钛合金板材必须是轧制板材，且轧板必须是具有超塑性的细晶组织，如此方能在后续退火后仍能维持细晶结构使得整板具有超塑性，但该方法需使用商业钛合金超塑性细晶板作为原材料，但该原材料板材的制备仍存在工艺流程长、需多种设备协调进行、过程复杂繁琐、材料成品率低等传统轧板制备的问题，这大大限制了该方法的工程化应用。此外，该方法长时间的退火也将导致整个板材的组织粗化，由此降低整个板材的力学性能。

因此，亟需发明一种大型复杂构件的低成本短流程制备方法，即采用一种短流程制备方法从铸态合金原材料上制备出具有均匀细小组织的大尺寸超塑性合金板材，并在此基础上采用超塑性成形制备出大型复杂构件。

发明内容

本发明的目的是提供一种大型复杂构件的低成本短流程制备方法。该方法可以通过从小尺寸的铸态合金原材料上获得均匀的细晶/超细晶组织的大尺寸超塑性板材，并最终实现高性能大型构件的制备，并且工艺简单高效、成本低，大型复杂结构件的原始板材尺寸不受加工方法的限制。

为实现上述目的，本发明的技术方案如下：

一种大型复杂构件的低成本短流程制备方法，该方法包括如下步骤：

(1)将多块铸态合金板进行搅拌摩擦焊接，获得大尺寸的合金焊接板材；采用铸态合金板作为原材料可以大幅降低原材料的成本，且采用焊接将小尺寸的板连接成大尺寸的板材，由此可以突破原材料板材尺寸的限制。

(2)对焊后的大尺寸合金板材进行多道次搅拌摩擦加工，消除整体铸态板材缺陷，改善成分偏析和组织不均匀性，细化晶粒，制备出大尺寸的具有均匀细小组织的超塑性板材。由于铸态组织粗大并通常伴随有成分偏析、组织不均匀和铸造缺陷等，故铸态组织板母材通常不具有超塑性。本步骤可以通过多道次搅拌摩擦加工的大塑性变形方式，消除铸造缺陷，使得加工区组织大幅细化，成分和组织均匀化。此外，焊接后焊缝的组织与原始铸态母材的组织完全不同，但由于搅拌摩擦焊接与加工的基本原理相同，故通过多道次搅拌摩擦加工可以将整个大尺寸的焊接板(包括焊缝和母材)的组织加工成均匀一致的特殊细小组织，由此使得整个大尺寸的板具有优异的超塑性成形能力。

(3)对制备的大尺寸超塑性合金板材进行整体超塑性成形制备出大尺寸复杂构件。由于步骤步骤(1)和(2)制备出了具有优异超塑性成形能力的大尺寸板，因而在步骤(3)通过合适的超塑性成形工艺可实现大尺寸复杂构件的制备。

上述步骤(1)-(2)中的搅拌摩擦焊接与多道次搅拌摩擦加工参数相同。具体为：采用搅拌工具的轴肩尺寸为8～15毫米，搅拌针尺寸为3～8毫米；搅拌工具的旋转速度为200～1000转/分钟；焊接速度为25～300毫米/分钟。由于超塑性要求晶粒度低，因而本发明采用的搅拌摩擦焊接与搅拌摩擦加工的参数对应的热输入较低，由此搅拌工具的尺寸较小并匹配较低的转速和适当的焊接速度。

上述步骤(1)-(2)焊接过程可以在大气、真空、水甚至干冰、液氮、液氦及有机溶剂介质中进行。通过较低的热输入焊接参数结合不同的介质冷却，实现具有优异超塑性成形能力的特殊细晶组织。

上述步骤(2)多道次搭接加工前后两道次之间的搭接区宽度为每道次搅拌摩擦加工区宽度的1/5～4/5。若搭接区宽度过小将导致两道次之间存在未加工区域，局部未加工区即为原始铸态组织，由此导致整个板的局部区域无超塑性，无法获得后续超塑性成形应用。若搭接区宽度过大会导致要实现整板板材加工则加工道次量非常大，由此导致生产效率过低。此外，搭接区宽度过大将导致整个板材加工区的加工道次过多，易导致整个加工区受到多次热量积累的影响，由此导致晶粒度大幅增加，从而导致晶粒度过度粗化而无法获得超塑性，因而搭接区的宽度必须在上述的范围内，方能保证本申请所需的组织，实现大尺寸板材的超塑性。

上述步骤(1)-(2)得到的大尺寸板材的组织为等轴组织，晶粒度为0.01～5微米，高角度晶界高于80％。组织细小等轴且高角度晶界(错配角度不小于15

上述步骤(3)中，超塑性变形温度范围为175～1000℃，应变速率1×10

本发明适用的合金包括钛合金、铝合金、镁合金、钢铁、高熵合金及其他所有具有超塑性变形能力的合金。

本发明设计机理如下：

本发明通过采用较低热输入的搅拌摩擦焊接将小尺寸的铸态板连接成大尺寸的板材，由此可以解决大尺寸板制备难的问题。并通过结合多道次搅拌摩擦加工(即单板搅拌摩擦焊接)工艺的方式，由于搅拌工具与待焊/待加工铸态板材的剧烈摩擦生热并发生剧烈变形，消除铸造缺陷，细化晶粒，成分和组织均匀化。基于搅拌摩擦焊接与搅拌摩擦加工基本原理相同而使得搅拌摩擦焊焊核与搅拌摩擦加工区具有相同组织的原理，通过适当的搅拌摩擦焊接和加工参数组合，保证在整个大尺寸焊接板上实现均匀一致的具有合适晶粒度，晶粒形态和高角度比例相结合的特殊组织，由此获得具有优异超塑性成形能力的大尺寸细晶或者超细晶板材；并进一步在适当的温度结合适当的气体压力(或应变速率)进行超塑性成形，最终在该大尺寸板材上制备出大型复杂构件。

相比其他传统工艺，本发明方法可以制备出具有高比例高角度晶界的细小等轴组织，更有利于超塑性成形。并且本发明采用小尺寸铸态合金板作为原材料可以大幅降低超塑性板材的成本；且采用焊接将小尺寸的板连接成大尺寸的板材，可突破原材料的板材尺寸限制；并可在同一设备上实现，可大幅降低大尺寸钛合金超塑性板的制备难度。此外，该工艺流程短，效率高，材料利用率高，并且组织均匀，可以突破板材尺寸限制，最终制备出大尺寸复杂结构件，对工业用高性能大型复杂构件的低成本制备有重要意义。

本发明的优点在于：

1、相比传统高压扭转、等通道转角挤压以及动态塑性变形等很难制备大尺寸超塑性板材的剧烈塑性变形方法，搅拌摩擦焊接与多道次搅拌摩擦加工的方法可以突破板材尺寸限制，制备出大尺寸的具有超塑性变形能力的细晶/超细晶合金板材。

2、传统超塑性细晶板材的制备方法：铸态-均匀化退火处理-开坯-多次(热轧-热处理)-热处理-多次冷轧-热处理，工艺流程长，工艺复杂，生产周期长，成本较高，需多种设备协作进行，且成品率低；而本发明采用搅拌摩擦焊接与多道次搅拌摩擦加工制备超塑性板材的工艺，在同一设备上即可完成，工艺流程短、工艺简单、材料利用率高、生产效率高、成本低，适用于工业生产与应用。

3、相比传统轧制方法制备板材后采用超塑性成形制备复杂构件的方法受限于板材尺寸无法制备大尺寸(例如直径数米)复杂构件，本发明方法可以突破尺寸的限制，可以结合搅拌摩擦焊增大板材尺寸，和搅拌摩擦加工短流程制备细晶/超细晶组织的特点，本发明的方法可以兼具焊接与加工功能，突破板材尺寸的限制，最终采用超塑性成形制备出大型复杂构件。

4、相比铸态合金，搅拌摩擦焊接与多道次搅拌摩擦加工的工艺制备出的高比例高角度晶界的大尺寸细晶/超细晶合金构件具有优异的超塑性成形能力，在大型复杂构件如卫星蒙皮、飞机进气口唇口、飞机起落架舱门，飞机翼肋和机身构件以及整体涡轮盘等方面有广泛的应用前景。

附图说明

图1为本发明大型复杂构件的低成本短流程制备示意图。

图2为大尺寸钛合金成形构件的微观组织图片；其中：(a)钛合金多道次加工区横截面金相组织图；(b)加工区晶粒尺寸图；(c)过渡区晶粒尺寸图。

图3为大尺寸高熵合金成形构件的微观组织图片；其中：(a)高熵合金多道次加工区横截面金相组织图；(b)加工区晶粒尺寸图；(c)过渡区晶粒尺寸图。

图4为传统方法制备细晶板材的工艺示意图。

图5为搅拌摩擦加工钛合金和高熵合金的超塑性拉伸曲线；其中：(a)600℃和3×10

具体实施方式

为了进一步理解本发明，结合实例对本发明进行描述，但是实例仅为对本发明的进一步阐述，不是对本发明权利要求的限制。

实施例1

本实施例为大型复杂构件的低成本短流程制备方法，流程如图1，具体过程如下：

将两块2毫米厚铸态TC4钛合金固定在焊机平台，采用轴肩直径11毫米、针根部直径5毫米的截锥体钨铼合金工具对铸态TC4合金进行搅拌摩擦焊接，搅拌工具转速300转/分钟，焊接速度50毫米/分钟。对焊后形成的大尺寸合金板在同一参数下进行多道次搅拌摩擦加工，两道多道次加工区搭接区为40％。

技术效果：如图2所示，本实施例最终获得高角度晶界比例为90％，晶粒尺寸为1.1微米的组织均匀的钛合金板材，在900℃下进行超塑性成形后得到钛合金的复杂结构件。

实施例2

将两块3毫米厚铸态高熵合金固定在焊机平台，采用轴肩直径12毫米、针根部直径5毫米的截锥体钨铼合金工具对对铸态高熵合金进行搅拌摩擦焊接，搅拌工具转速400转/分钟，焊接速度50毫米/分钟。对焊后的合金板在同一参数下进行多道次搅拌摩擦加工，两道多道次加工区的搭接区为35％。

技术效果：如图3所示，本实施例最终获得高角度晶界比例为90％，晶粒尺寸为2μm的组织均匀的高熵合金板材。

实施例3

将两块3毫米厚铸态铝合金固定在焊机平台，采用轴肩直径15毫米的H13钢，针根部直径8毫米对铸态铝合金进行搅拌摩擦焊接，搅拌工具转速800转/分钟，焊接速度100毫米/分钟。对焊后的合金板在同一参数下进行多道次搅拌摩擦加工，两道多道次加工区搭接区为30％。

技术效果：最终获得高角度晶界比例为90％，晶粒尺寸为4μm的组织均匀的铝合金板材，在400℃下进行超塑性成形后得到组织均匀的复杂结构件。

实施例4

将两块3毫米厚铸态镁合金固定在焊机平台，采用轴肩直径8毫米的H13钢针，根部直径3毫米对铸态镁合金进行搅拌摩擦焊接，搅拌工具转速600转/分钟，焊接速度80毫米/分钟。对焊后的合金板在同一参数下进行多道次搅拌摩擦加工，两道多道次加工区搭接区为50％。

技术效果：最终获得高角度晶界比例为90％，晶粒尺寸为5μm的组织均匀的镁合金板材，在425℃下进行超塑性成形后得到组织均匀的复杂结构件。对不同合金进行搅拌摩擦焊接，结合多道次搅拌摩擦加工，需在合适的搅拌针尺寸和合理的搅拌摩擦处理参数下方可获组织均匀的复杂结构件。

对比例1

将两块2毫米厚铸态TC4钛合金固定在焊机平台，采用轴肩直径11毫米的钨铼合金工具对铸态TC4合金进行搅拌摩擦焊接，搅拌工具转速400转/分钟，焊接速度70毫米/分钟。对焊后的合金板在转速300转/分钟，焊接速度50毫米/分钟参数下进行多道次搅拌摩擦加工，两道多道次加工区搭接区为40％。

技术效果以及分析：不同的参数导致焊缝组织与多道次加工区组织不均匀，在900℃下进行超塑性成形，板材无法均匀变形。因此，保持相同的焊接与加工参数是大尺寸块体合金具备均匀组织的重要因素。

对比例2

将两块3毫米厚铸态铝合金固定在焊机平台，采用轴肩直径20毫米的H13钢，根部直径10毫米对铸态铝合金进行搅拌摩擦焊接，搅拌工具转速800转/分钟，焊接速度100毫米/分钟。对焊后的合金板在同一参数下进行多道次搅拌摩擦加工，两道多道次加工区搭接区为30％。

技术效果以及分析：最终获得晶粒尺寸为10μm的组织的铝合金板材，由于晶粒尺寸较大，无法获得超塑性能。因此，保持合理的轴肩与针尺寸是大尺寸块体合金具备的复杂结构件的重要因素。

对比例3

将两块3毫米厚铸态铝合金固定在焊机平台，采用轴肩直径6毫米的H13钢，根部直径2毫米对铸态铝合金进行搅拌摩擦焊接，搅拌工具转速800转/分钟，焊接速度100毫米/分钟。对焊后的合金板在同一参数下进行多道次搅拌摩擦加工，两道多道次加工区搭接区为30％。

技术效果以及分析：由于较小的轴肩导致热输入不足，无法获得无缺陷的加工区。因此，保持合理的轴肩与针尺寸是大尺寸块体合金具备的复杂结构件的重要因素。

对比例4

传统超塑性细晶板材的制备方法工艺复杂，如图4所示。合金铸锭均匀化退火后进行锻造开坯，开坯后样品进行多次轧制与高温退火交替进行，然后进一步进行粗冷轧，中间退火，精轧，最终退火制备超塑性细晶钛合金板。

技术效果以及分析：由于其复杂的工艺面临着制备流程长，制备难度大，且成本高昂，生产效率低等问题；此外，该工艺涉及到多种设备协调，材料成品率低的问题。而本发明采用搅拌摩擦焊接与多道次搅拌摩擦加工制备超塑性板材的工艺简单流程短，生产效率高，成本低，材料成品率高，适用于工业生产与应用。

实施例5

将两块2毫米厚铸态TC4钛合金固定在焊机平台，采用轴肩直径11毫米、针根部直径5毫米的截锥体钨铼合金工具对铸态TC4合金进行搅拌摩擦焊接，搅拌工具转速200转/分钟，焊接速度25毫米/分钟。对焊后的合金板在同一参数下进行多道次搅拌摩擦加工，两道多道次加工区搭接区为40％。

技术效果：最终获得高角度晶界比例为91％，晶粒尺寸为420纳米的组织均匀的钛合金板材，在650℃下进行超塑性成形后得到组织均匀的复杂结构件。

对比例5

将两块2毫米厚铸态TC4钛合金固定在焊机平台，采用轴肩直径11毫米、针根部直径5毫米的截锥体钨铼合金工具对铸态TC4合金进行搅拌摩擦焊接，搅拌工具转速150转/分钟，焊接速度10毫米/分钟。对焊后的合金板在同一参数下进行多道次搅拌摩擦加工，两道多道次加工区搭接区为40％。

技术效果以及分析：由于转速与焊速的匹配不合理，无法获得无缺陷的大尺寸加工区。因此，保持合理的转速与焊速的匹配是获得大尺寸块体合金优异性能的重要因素。

实施例6

将两块2毫米厚铸态铝合金固定在焊机平台，采用轴肩直径12毫米的H13钢工具，针根部直径4毫米对铸态铝合金进行搅拌摩擦焊接，搅拌工具转速1000转/分钟，焊接速度300毫米/分钟。对焊后的合金板在同一参数下进行多道次搅拌摩擦加工，两道多道次加工区搭接区为40％。

技术效果：最终获得高角度晶界比例为95％，晶粒尺寸为3微米的组织均匀的铝合金板材，在400℃下进行超塑性成形后得到组织均匀的复杂结构件。

对比例6

将两块2毫米厚铸态铝合金固定在焊机平台，采用轴肩直径12毫米的H13钢工具，针根部直径4毫米对铸态铝合金进行搅拌摩擦焊接，搅拌工具转速1500转/分钟，焊接速度500毫米/分钟。对焊后的合金板在同一参数下进行多道次搅拌摩擦加工，两道多道次加工区搭接区为40％。

技术效果以及分析：由于转速与焊速的匹配不合理，无法获得无缺陷的大尺寸加工区。因此，保持合理的转速与焊速的匹配是获得无缺陷的大尺寸块体合金的重要因素。

实施例7

将两块2毫米厚铸态TC4钛合金固定在焊机平台，采用轴肩直径11毫米、针根部直径5毫米的截锥体钨铼合金工具对铸态TC4合金进行搅拌摩擦焊接，搅拌工具转速400转/分钟，焊接速度40毫米/分钟。对焊后的合金板在同一参数下进行多道次搅拌摩擦加工，两道多道次加工区搭接区为20％。

技术效果：最终获得高角度晶界比例为90％，晶粒尺寸为2微米的组织均匀的钛合金板材，在900℃下进行超塑性成形后得到组织均匀的复杂结构件。

实施例8

将两块2毫米厚铸态TC4钛合金固定在焊机平台，采用轴肩直径11毫米、针根部直径5毫米的截锥体钨铼合金工具对铸态TC4合金进行搅拌摩擦焊接，搅拌工具转速400转/分钟，焊接速度40毫米/分钟。对焊后的合金板在同一参数下进行多道次搅拌摩擦加工，两道多道次加工区搭接区为80％。

技术效果：最终获得高角度晶界比例为92％，晶粒尺寸为2.8微米的组织均匀的铝合金板材，在900℃下进行超塑性成形后得到组织均匀的复杂结构件。

对比例7

将两块2毫米厚铸态TC4钛合金固定在焊机平台，采用轴肩直径11毫米、针根部直径5毫米的截锥体钨铼合金工具对铸态TC4合金进行搅拌摩擦焊接，搅拌工具转速400转/分钟，焊接速度40毫米/分钟。对焊后的合金板在同一参数下进行多道次搅拌摩擦加工，两道多道次加工区搭接区为10％。

技术效果以及分析：由于搭接部分较少，导致无法获得有效的加工区深度。因此，保持合理的搭接宽度是获得大尺寸块体合金的重要因素。

对比例8

将两块2毫米厚铸态TC4钛合金固定在焊机平台，采用轴肩直径11毫米、针根部直径5毫米的截锥体钨铼合金工具对铸态TC4合金进行搅拌摩擦焊接，搅拌工具转速400转/分钟，焊接速度40毫米/分钟。对焊后的合金板在同一参数下进行多道次搅拌摩擦加工，两道多道次加工区搭接区为90％。

技术效果以及分析：由于搭接部分太多，严重降低生产效率，无法进行工业生产和应用。因此，保持合理的搭接宽度是获得大尺寸块体合金的重要因素。

实施例9

将两块2毫米厚铸态TC4钛合金固定在焊机平台，采用轴肩直径11毫米、针根部直径5毫米的截锥体钨铼合金工具对铸态TC4合金进行搅拌摩擦焊接，搅拌工具转速300转/分钟，焊接速度50毫米/分钟。对焊后的合金板在同一参数下进行多道次搅拌摩擦加工，两道多道次加工区搭接区为40％。获得高角度晶界比例为90％，晶粒尺寸为1.1微米的组织均匀的钛合金板材,在600℃和3×10

技术效果：如图5a所示，在600℃和3×10

实施例10

将两块3毫米厚铸态CoCrFeNiAl

技术效果：如图5b所示，在1000℃和3×10

实施例11

将两块3毫米厚铸态铝合金固定在焊机平台，采用轴肩直径12毫米的H13钢工具，针根部直径4毫米对铸态铝合金进行搅拌摩擦焊接，搅拌工具转速400转/分钟，焊接速度200毫米/分钟。对焊后的合金板在同一参数下进行多道次搅拌摩擦加工，两道多道次加工区搭接区为30％。获得高角度晶界比例为92％，晶粒尺寸为3微米的组织均匀的铝合金板材，并在175℃和1×10

技术效果：在175℃和1×10

对比例9

将两块3毫米厚铸态铝合金固定在焊机平台，采用轴肩直径12毫米的H13钢工具，针根部直径4毫米对铸态铝合金进行搅拌摩擦焊接，搅拌工具转速400转/分钟，焊接速度200毫米/分钟。对焊后的合金板在同一参数下进行多道次搅拌摩擦加工，两道多道次加工区搭接区为30％。获得高角度晶界比例为92％，晶粒尺寸为3微米的组织均匀的铝合金板材，并在150℃和1×10

技术效果以及分析：在150℃和1×10

对比例10

将两块3毫米厚铸态铝合金固定在焊机平台，采用轴肩直径12毫米的H13钢工具，针根部直径4毫米对铸态铝合金进行搅拌摩擦焊接，搅拌工具转速400转/分钟，焊接速度200毫米/分钟。对焊后的合金板在同一参数下进行多道次搅拌摩擦加工，两道多道次加工区搭接区为30％。获得高角度晶界比例为92％，晶粒尺寸为3微米的组织均匀的铝合金板材，并在175℃和3×10

技术效果以及分析：在175℃和3×10

实施例12

将两块3毫米厚铸态CoCrFeNiAl

技术效果：在1000℃和1×10

对比例11

将两块3毫米厚铸态CoCrFeNiAl

技术效果以及分析：在1100℃和1×10

对比例12

将两块3毫米厚铸态CoCrFeNiAl

技术效果以及分析：在1100℃和3×10

实施例13

将两块3毫米厚铸态CoCrFeNiAl

技术效果：在0.5MPa的气体压力下进行超塑性成形后得到组织均匀的复杂结构件。

实施例14

将两块3毫米厚铸态CoCrFeNiAl

技术效果：在0.1MPa的气体压力下进行超塑性成形后得到组织均匀的复杂结构件。

实施例15

将两块3毫米厚铸态CoCrFeNiAl

技术效果：在5MPa的气体压力下进行超塑性成形后得到组织均匀的复杂结构件。

对比例13

将两块3毫米厚铸态CoCrFeNiAl

技术效果：在0.05MPa的气体压力下进行超塑性成形过程中，由于较小的气体压力，晶粒严重长大，导致超塑性成型性能差。因此，因此，合适的气体压力是大尺寸块体合金制备成复杂构件的重要因素。

对比例14

将两块3毫米厚铸态CoCrFeNiAl

技术效果：在6MPa的气体压力下进行超塑性成形过程中，由于较大的气体压力导致变形过程中材料流变性能差。因此，合适的气体压力是大尺寸块体合金制备成复杂构件的重要因素。

通过以上的实施例和对比例可知，搅拌摩擦焊接与多道次搅拌摩擦加工相结合的工艺是一种简单高效的获得大尺寸细晶/超细晶结构件的方法。该方法制备出的大尺寸超塑性板材表现出优异的超塑性变形能力和变形均匀性，通过后续大尺寸板材超塑性成形可制备大尺寸。需要指出的是，虽然搅拌摩擦焊接，搅拌摩擦加工和超塑性成形单独的技术已有大量发明专利和论文发表，但是本发明需在合适的搅拌摩擦处理参数结合合理的超塑性变形参数方可获得具有超塑性的板材，并进行超塑性成形得到复杂构件，而非采用简单的搅拌摩擦处理技术与超塑性成形技术简单结合即可获得高超塑性板材。

需要指出的是，基于本发明中的实施例，对于本领域的相关人员，在没有做出创造性劳动前提下所提出的改进和变形均属于本发明的保护范围。