纳米晶/超细晶金属材料的最大优势是纯金属的强度达到乃至超过了相应合金的水平。
目前，对纳米晶/超细晶材料的研究要紧集中在两个方面:
纳米晶超细晶材料的制备方式和纳米晶/超细晶材料的组织结构与性能的研究。
其中，纳米晶/超细晶材料的制备技术是关键环节，细化材料微观组织成为目前新型高性能材料进展的一起趋势。
二、纳米晶/超细晶各方面的性能
当金属材料的晶粒被细化到超细晶时，材料将表现出优良的力学、热学、光学、电学和磁学性能。
其各方面的性能转变缘故要紧体此刻以下几个方面：
1）力学性能和变形行为
超细晶材料的性能改变第一表此刻力学性能的提高上，Hall--Petch指出，常规多晶体的屈服应力与晶粒尺寸之间存在关系式:
式中
一一材料发生0.2%变形时的屈服应力
一一移动单位个位错时产生的晶格摩擦阻力
K一一常数
d一一平均晶粒直径
H--P关系式是在多晶体的位错塞积模型基础上导出的.关于传统的多晶材料而言，相关于晶粒内部，晶界的自由能很高，是阻碍位错运动的势垒.在外力作用下，为了在相邻晶粒内产生切变变形，晶界处必需产生足够大的应力集中。
细化晶粒可产生更多的晶界，若是晶界的结构未发生转变，那么需施加更大的外力才能产生位错塞积，从而材料取得强化。
因此，细化晶粒一直是改善材料强度的一种有效手腕。
若是H--P关系式成立，那么材料的屈服应力或硬度与
几之间为斜率大于零的线性关系，即材料强度随晶粒尺寸的减小而迅速提高。
可是，材料强度并非可能随着晶粒尺寸减小而无穷地增加.右图为
与d之间关系的示用意。
理论上，材料强度不可能超过其完整晶须的强度，这可视为对应关系的上限。
另外，在晶粒超级细小的情形下，晶界处任何弛豫进程都可使强度下降；同时，若是晶粒小到不能容纳一个位错时，H--P关系式将再也不成立，此即右图中的d＜
时的情形。
从极限角度讲，当晶粒尺寸趋近于零时，材料已变成非晶态，晶界强化效应消失.实验说明，非晶态的硬度值确实低于其晶态值。
因此，晶界强化效应的实现是有条件的。
关键在不同材料的晶粒尺寸与该材料的极限尺寸
之间的关系。
金属晶粒在微米级超细化以后，晶粒尺寸尚未小到
的程度，因此超细晶材料的强度和硬度一样增高;塑性与韧性也比常规材料有专门大的改善。
强韧性能改善的缘故：
晶粒尺寸大，相应晶界所占的比例数就小，如此在外力作用下位错的滑移就容易进行；加上晶粒内部和晶粒彼此之间的组织不均匀性较大，就会引发位错滑移变形的不均匀散布。
从而在位错集中的部位容易引发初始裂纹较快产生。
反之，晶粒尺寸小，晶界所占的比例大，组织均匀性因此较好，如此晶界对位错滑移的牵制作用均匀散布，不容易形成位错集中，因此初始裂纹形成得慢，裂纹尺寸也较小。
初始裂纹形成后，在外力作用下会继续扩展长大；当晶粒小时，由于晶界多，不仅限制了位错滑移的进行和聚集，宜使滑移不断改变方向，从而降低了裂纹扩展长大的速度。
同时，一样材料晶粒达到微米级后，在必然的温度、应力和应变速度下拉伸时，还会显现超塑现象。
超塑性确实是材料在变形进程中产生极大的伸长量（
00%）而表现出来的特殊性能。
超细晶材料容易显现超塑性是因为晶粒界面具有很高的延展性，而大颗粒却容易形成应力集中，为孔洞的形核提供位。
即便是陶瓷，在临界颗粒尺寸为200
500nm时，也会表现出超塑性。
现在，陶瓷的界面百分数约为1%
0.5%，界面原子扩散十分容易，当扩散速度大于应变速度时，那么显现超塑性.因此，金属及其合金组织超细晶化是取得超塑性的先决条件。
另外，材料的晶粒超细化以后，其模量（弹性模量）也一样会改变，相关学者推测这可能是由于界面原子间距一样大于晶内原子间距的缘故.增大的原子间距会致使原子间的彼此作使劲变强，当界面百分数增大到不可忽略的程度（
%1）以后，就会致使材料的整体弹性变形性能随之改变。
2）热学性能
超细晶材料晶界面不规那么排列原子体积百分数的提高，还会致使之内耗为标志的金属阻尼性能的提高。
因为多晶体金属阻尼材料的阻尼耗能来自于晶界面的非弹性流动，当受到外力作用发生振动时，其微观构造中的相界面将发生粘滞流动或变形，吸收一部份振动能并将其转化为热能或其它能量而耗散掉。
实验说明，ZA27合金中的两相数量及其排列是阻碍其阻尼能力的重要因素，挤压铸造的细晶ZA27合金比重力铸造的常规组织的固有频率低58%、内耗高120%、传递函数低、振动衰减成效好。
另外，超细晶或纳米材料的比热一样比常规材料高许多，因为界面体积比较大，那么熵对照热的奉献高于常规材料.如Cu的纳米晶比热提高了9%
11%，最高可达50%。
同时，标志超细晶材料晶格非线性振动强度的热膨胀系数也有显著改变。
纳米晶内和晶界均有非线性热振动，而且晶界面起到了主导作用，因此它的线膨胀系数比常规晶的线膨胀系数几乎大一倍。
一样高温时，线膨胀系数随温度上升而呈线性缓慢上升，但在较高温处有剧增现象。
超细晶材料的热稳固性能也是标志其特殊性的重要性能参数.因为细晶的界面能较高，故一样只算是亚稳固状态，很难经受较高的退火温度，因此一样存在一个与其热稳固性能相关的再结晶临界温度。
这也是限制超细晶材料普遍应用的因素之一。
3）扩散性能
超细晶或纳米材料中晶界不规那么原子所占体积百分比的提高，必然致使扩散激活能的降低，自扩散和溶质的扩散都将有很高的扩散系数。
如此，杂质的溶解度将比原先高出许多，比如Cu中Bi的溶解度最高可提高1000一10000倍。
同时，关于界面的固相反映，因为自扩散系数的成倍增加，和反映距离因纳米尺度而变短，而使反映能够在更低的温度下进行。
这一特点即能够被利用来进行表面处置强化，同时也降低了材料表面的化学稳固性。
4）电学性能
纳米晶体随晶粒尺寸的减小，晶格畸变（晶格膨胀或紧缩）加重，对材料的电阻率产生明显的阻碍。
纳米金属材料的电阻率随晶格膨胀率的增加而成非线性升高，其要紧缘故是晶界部份对电阻率的奉献增大，而且界面多余体积引发的负压强使晶格常数发生畸变，各反射波的位相差发生改变，从而使电阻率发生转变。
目前，纳米压敏电阻、非线性电阻、负电阻温度系数、微电极、微电容等器件已在实验室研究成功，采纳纳米技术制成的高聚物薄膜电容，使介电常数和透光串均有明显的提高，这些产品对电子、信息、电力传输系统、机电装备及微机电系统等产生重大的阻碍。
5）磁学性能
纳米材料的一个晶粒为一个磁畴，这种磁结构使磁化特点加倍优良，使材料具有饱和的磁化强度和良好的磁性转变。
除磁结构和磁化特点不同外，纳米材料的颗粒组元小到纳米级，具有高的矫顽力和低的居里温度;颗粒尺寸小到某一临界值时，还具有超顺磁性等。
纳米磁性金属的磁化率是一般金属的20倍，用它制作磁记录材料能够提高信噪比、改善图像质量。
纳米粉和纳米薄膜在磁记录领域具有庞大的应用潜力，而块体纳米磁性材料在微操纵器、电机、变压器、磁头等领域有着普遍的应用前景。
6）光学性能
纳米块体材料在结构上与常规材料有专门大不同，突出表此刻小尺寸颗粒和庞大体积分数的界面，界面原子排列和键组态的无规那么性较大，使纳米材料的光学性能显现一些与常规材料不同的新现象。
譬如，红外吸收、荧光现象、光致发光和丁达尔效应等，因此在光学材料中取得普遍的应用。
如用纳米颗粒制备的光纤材料能够大大降低光导纤维的传导损耗，纳米红外线膜材料能够普遍用于节能方面等。
3、超细晶结构材料应用现状
当物质处于超细晶状态时，引发超细化颗粒的表面结构与晶体结构发生了独特的改变，从而产生量子尺寸效应、小尺寸效应、表面效应及宏观隧道效应等。
这些效应使超细晶材料在力学性能、磁学性能、热学性能、光学性能、电学性能、催化性能、生物活化性能等方面发生转变，从而取得普遍的应用。
超细晶材料和一般材料都由相同的原子组成，只只是这些材料的结构粒子或组成单元是由其原子组成的原子晶、原子团组成的。
它们对光、机械应力和电反映不同于微米级的结构颗粒，其材料从宏观上显示出很多奇异的特性，如纳米材料铜比一般铜的强度高5倍，纳米陶瓷摔不碎。
显微纳米材料具有极大的商业价值，美国mM公司首席科学家Anrotrong说:
“正如70年代微电子技术引发信息革命一样，纳米材料科学技术将成为下一世纪信息时期的核心。
”只要咱们能操纵超细晶晶粒大小，就能够制造出强度、颜色、可塑性都能知足用户要求的材料。
大多工业合金的铸态合金晶粒尺寸通常较大（
100nm），进一步的晶粒细化要通过热机械处置取得。
那些采取了大量固态相晶型转变的合金，例如，钢和钛合金，晶粒细化能够通过晶型转变取得，而且关于钢，在γ相到α相的转变时期，操纵轧制会产生晶粒尺寸不到5μm的粒状铁素体。
关于铝合金，细晶结构通常由冷加工材料的答复再结晶取得，在含有第二相粒子的合金中已经取得了最小的晶粒尺寸（大约10μm），但第二相粒子在材料退火进程中会加速答复再结晶。
但是，近期的研究说明，传统热机械处置晶粒细化的限制在利用了大塑性应变法后能够被克服掉，而且那种亚微晶结构在许多金属材料中能够生成。
这种处置规程关于生产高性能金属提供了新的机缘。
目前，利用超细晶材料而进行的超塑性成型工艺的研究已经到了应历时期，生产中已经采纳超细晶材料的超塑性成型工艺制备部份航空航天高强度难成型零件。
但事物都有它的正反两面，不可忽略的是，变形金属具有专门大的储能，高温退火时，变形金属通常易于形成新的没有缺点的晶粒而转变成较低的能级。
这种没有缺点的新晶粒长大时会兼并变形的微细结构。
这是一个不持续的再结晶进程，而且发觉通常增加塑性变形量时微细结构的稳固性也随之增加，而且金属的再结晶越容易（Hulnpery&hatherty1995）。
这就限制了超细晶材料在高温领域的应用。
超细晶材料只能在较高的温度下利用其超塑性进行加工成型，其制造的零件只能在室温或较低的高温下利用，零件服役温度必需低于其再结晶温度才能保证其强度和寿命。
二、纳米晶/超细晶的制备方式
纳米晶/超细晶材料的制备方式大体能够分为两类:
一类是第一制备出纳米颗粒，然后通过原位加压、热等静压、热挤压等方式制备块体纳米材料。
目前应用较成熟的方式有惰性气体凝聚原位加压法、高能球磨法等；
另一类是直接将一般的块体材料制备成块体纳米材料，例如，非晶晶化法和猛烈塑性变形法等。
一、第一类制备纳米晶/超细晶的方式
1）惰性气体凝聚原位加压法
1984年H.V.Gleiter教授采纳该方式成功地制取了金属铁块体纳米材料，并提出了纳米晶的概念。
该方式的实验装置是由蒸发源、液氮冷却的纳米微粉搜集系统、刮落输运系统和原位加压成型系统组成。
这种制备方式是在低压的氢、氦等惰性气体中加热金属或合金，使其蒸发后形成纳米微粒。
微粒经低压压实装置轻度压实后，再在高压下原位加压，压制成块状试样。
优缺点：
这种方式的优势是:
纳米颗粒具有清洁的表面，很少聚成粗团聚体，块体纯度高，相对密度高，利用范围广。
可是，其加工工艺设备复杂、生产率低，且制备的纳米材料中存在大量孔隙，其致密度仅为75%
90%。
目前，采纳该法已成功地制得Pd、Cu、Fe、Ag、Mg、
、
、
、
、
等合金的块状纳米材料。
2）高能球磨法（MechanicalAlloying，MA）
MA法是美国INCO公司于二十世纪60年代末进展起来的块体纳米材料制备技术：
它是利用粉末粒子与高能球之间彼此碰撞、挤压、反复熔结、断裂和再熔结使晶粒不断细化，直至达到纳米尺寸。
纳米粉末再通过热挤压、热等静压等技术加压后从而制得块体纳米材料。
研究说明:
非晶、准晶、纳米晶、超硬、稀土永磁材料、超塑性合金、轻金属高比强合金、金属间化合物等都能够通过这种方式合成。
该方式己进入有效化时期，如美国INCO公司利用的直径为2m，长3m的球磨机，每次可处置约l000kg粉体。
如此的球磨机1993年在美国安装有七座，英国安装有二座，大多用来加工薄板、厚板、棒材、管材及其它型材。
优缺点：
MA方式工艺简单、产量大、本钱低，可是在研磨进程中易产生杂质、污染和氧化，很宝贵到干净的纳米晶体界面。
二、第二类制备纳米晶/超细晶的方式（非晶晶化法和猛烈塑性变形SeverPlasticDeformation，SPD）
1）非晶晶化法
非晶晶化法是通过操纵非晶态固体的晶化动力来取得块体材料的方式，它包括非晶态固体的取得和晶化两个进程。
非晶态固体能够通过熔体激冷、高速直流溅射、等离子流雾化和固态反映法等技术制备，最经常使用的是单辊或双辊旋淬法。
由于以上方式只能取得非晶粉末、丝及条带等低维材料，因此需要采纳热模压实、热挤压或高温高压烧结等方式合成块体纳米材料。
晶化通常采纳等温退火、分级退火、脉冲退火、激波诱导等方式取得块体纳米材料。
卢柯等人发明的“非晶态完全晶化法”制造的纳米材料具有全致密、没有孔隙度的特点，解决了连年来一直困扰科学界的纳米孔隙大、密度小、易断裂等问题。
优缺点：
该方式本钱低、生产率高、界面清洁、无微孔，晶粒度易操纵，并有助于研究纳米晶的形成机理及用来查验经典的形核长大理论在快速凝固条件下应用的可能性。
可是，这种方式依托于非晶态固体的取得，只适用于非晶形成能力较强的合金系，且所得材料的塑性对晶粒尺寸十分灵敏。
2）等径弯角挤压（EqualChannelAngularExtrusion,ECAE）
ECAE是在20世纪80年代由苏联科学家Segal教授和他的同事们在研究纯剪切变形的基础上进展起来的，是SPD中进展最为迅速，应用最为普遍的技术之一。
ECAE最初的目的是在不改变材料横截面的情形下产生大的塑性变形，从而使材料的重复变形成为可能。
在20世纪90年代初期，这种方式被进一步进展和完善，成为SPD法的一种新工艺。
随后日本在“超级金属”打算中将这种方式用于铝合金的加工，取得了纳米级晶粒，从而引发了各国政府和科学家的重视。
等径弯角挤压的工作原理如右图所示，利用由两个相交的等径通道组成的挤压模具来使金属取得大的塑性剪切应变，致使位错的重排从而使晶粒取得细化并形成新的剪切变形织构。
尽管金属的内部产生了猛烈的塑性变形，可是金属并无产生破坏，通过量次挤压取得了均匀的亚微晶或纳米结构。
ECAE试样的横截面一样是圆形或方形，长度为70
200mm，横截面的直径或对角线的长度一样不超过40mm。
金属材料的性能受到等通道转角挤压进程中的挤压途径、挤压道次、模具形状、变形进程中的润滑、变形速度和变形温度等多种因素的阻碍。
被挤压材料发生的等效应变量取决于挤压道次N、通道夹角
和模具外侧圆弧角度ψ，其总应变ε计算公式如下式:
Berbon等采纳该方式研究了纯铝和AL-Mg-Li-Zr合金超细晶材料的制备，本体原始晶粒约为400μm，通过等通道转角挤压后，真应变达到3.7，晶粒细化到1
-3%Mg-0.2%Sc合金的研究发觉，室温下进行等通道转角挤压应变量达到8时，晶粒从200
，细化的材料在673K的挤压温度作用下，应变速度为
时，超塑性变形量达到最大值2280%，应变灵敏系数约为0.5。
目前，采纳等通道转角挤压己经成功地制备出Al和Al合金，Mg和Mg合金，Cu，Ti和Ti合金，和部份纳米结构钢铁材料。
3）高压扭转（（HighpressureandTorsion，HPT）
HPT最初用于研究材料在大变形下的相变和大塑性变形后再结晶温度和结构的转变。
在研究进程中，研究人员发觉一个有趣的现象:
通太高压下的严峻扭转变形后，材料内部形成了大角度晶界的均匀纳米材料，其性能发生了质的转变。
于是，HPT法就成为制备纳米材料的一种新方式。
HPT被以为是猛烈塑性变形中细化能力最强的工艺，能够取得均匀的大小为100nm的纳米晶粒。
而且，HPT在加工脆性材料方面具有明显的优势，它不仅适合制备金属纳米材料，而且还适合制备金属一陶瓷纳米复合材料。
HPT大体原理图所示，工件在冲头与模具之间经受约几个GPa的压力作用，同时由于模具的旋转和摩擦力的作用，致使工件受到强烈的剪切变形力，从而使工件发生纯剪切变形。
工件产生的应变量可达几十乃至几百，远远大于常规金属材料成型工艺中的应变量，而且工件在猛烈塑性应变变形下不发生破裂。
这种方式制备的纳米材料试样一样为圆片状，直径介于12-20nm-0.8nm。
采纳HPT方式制得的材料，其最大剪切应变值能够由下式计算：
其中t为工件厚度，r为工件半径，N为旋转圈数。
等采纳该工艺加工纯铬，将其初始晶粒尺寸80
m细化至50
500
m.Islamgaliev等利用该工艺制备的超细晶Al-%Zn-2.7%Mg-2.3%Cu-0.15%Zr合金的晶粒小于100nm，抗拉强度达到800MPa，延伸率高达20%。
已有的研究均证明HPT细化晶粒的能力超级壮大。
HPT变形的最大优势在于试样的几何尺寸没有较大的改变，变形中最大变形量仅受材料塑性的阻碍，因此容易实施大变形。
可是，其最大的缺点是试样心部到边部的变形量不一致，容易致使组织不均匀，而且采纳该工艺可加工的试样尺寸也较小。
4）积存轧制（AccumulativeRollBonding，ARB）
ARB是由日本Osaka大学Y.Saito研究小组提出，它是将轧制件进行反复剪切、表面处置、堆叠和轧制的进程，由此取得大的塑性变形而保证轧制件的厚度不发生转变，其工作进程如下图所示：
ARB工艺不仅是一个轧制变形进程，而且还包括一个叠轧焊合的进程。
为了取得良好的焊合成效，取得良好的结合界面，在每次叠轧之前，必需对材料进行表面处置，采纳钢丝刷等去除材料表面的油污、杂质和氧化物等。
ARB工艺的突出优势是轧制温度低于材料的再结晶温度，避免再结晶减弱其积存应变量的发生，而且它能够进行不同金属材料的复合，制备块体纳米复合材料。
ARB工艺除要求轧制机具有较大的功率以实现每道次大压下量的叠轧焊合外，对设备并无其他特殊要求。
该工艺要求每道次的压下量不得低于50%，以保证轧制后板材能够焊合在一路。
采纳50%道次压下量，经n次轧焊后板材的积存应变量如下式所示:
相关研究说明:
经ARB变形的Al-Mg合金（晶粒尺寸为280nm）的伸长率高达220%，而IF钢（晶粒尺寸为420nm）的抗拉强度达到870MPa，是原始粗晶体材料强度的3倍多。
可是，ARB的缺点是加工中存在材料边裂的问题，必需通过技术改良幸免裂纹的产生，从而制得成形良好的大尺寸板材。
而且，ARB加工进程中需要强烈的剪应力，不能利用润滑剂，对轧辊的服役寿命超级不利。
5）往复挤压（ReciprocalExtrusionandCoppresion，CEC）
CEC的大体原理如下图所示，模具由2个模腔、1个紧缩区和放置在模腔内的冲头组成。
截面积相等的两个模腔，在同一轴线上通过紧缩区连接。
在挤压进程中，试样在冲头的作用下，抵达紧缩区，现在试样将受到正挤压变形，挤压后的试样在另一个模腔的冲头作用下，发生墩粗变形。
然后，另一边冲头将试样按上述进程反向压回，完成一个挤压循环。
材料通过往复来回的挤压和紧缩，能够取得任意大的应变而没有试样破裂的危险。
通过CEC变形的试样，其外形尺寸不发生转变，因此能够取得很高的应变，而且由于材料受到约束变形，显现开裂的机遇也大大降低。
CEC工艺使工件产生的积存应变要紧由模腔和紧缩区直径和循环次数决定。
积存应变量可用下式计算:
其中n为变形循环次数，
为模腔直径，
为紧缩区直径。
CEC工艺多用于铝合金的细化。
J.Richer等利用CEC工艺对3种不同纯度的铝Al99.五、Al99.992和A199.999进行了100次循环挤压，真应变大约为90时，材料仍然维持其持续性而不破裂。
M.Richert等研究发觉，初始晶粒尺寸为O.8mm的AlMg5，通过36次的循环挤压，积存应变量达到时，材料的晶粒在三维方向均匀散布，平均尺寸为200nm。
CEC加工进程中使材料处于静水压力状态，有效幸免了材料的破裂，可是该工艺所加工的材料尺寸也超级有限。
6）低温大变形加工法
下图所示为低温大变形加工法示用意，这种方式是在低温条件下将金属材料进行辊轧压延，产生大变形，形成高位错密度，当即进行热处置，生成超细晶组织，用这种方式制备出平均晶粒直径位1nm左右的铝材料。
7）多轴锻造（MultipleForging,MF）
多轴紧缩工艺原理如下图。
取长、宽、高具有必然比例的矩形试样，沿最高的轴向进行单向紧缩,将其高度压至紧缩前的最小高度,然后将试样翻转90°,再在最高的轴向进行紧缩。
如此反复紧缩能够在大体不改变试样尺寸的基础上,在材料内部积存较大的变形,从而达到细化材料组织、提高性能的目。
8）超声喷丸法（UltrasonicShotPeening,USSP、SurfaceMechanical
AttritionTreatment,SMAT）
材料的失效大多发生在材料的表面,如材料的疲劳、侵蚀和磨损对材料表面结构和性能极为灵敏。
利用超声喷丸技术进行材料表面纳米化是一种利用SPD原理制备表面纳米材料的方式。
其特点是用弹丸不断冲击试样表面如图,使得试样表面形成大面积的纳米层。
这种方式在传统工程金属材料表面制备出一层具有纳米晶体结构的表层,克服了目前三维大尺寸纳米晶体材料制备上的困难,使纳米晶体材料的优良性能同传统金属结构材料相结
合,具有超级强的工业应用前景。
9）其它SPD工艺
除上述几种SPD工艺外,还有一些其它的SPD工艺：
CCB工艺是通过反复弯曲与反弯曲来实现材料塑性变形的,该进程类似于板材的矫直工序,如图a所示。
在CCB工艺中,尽管一个弯曲道次在材料表面产生的最大应变比较小,但该工艺的反复加工超级容易进行,因此通过量道次弯曲后材料的积存应变量仍然较大。
现有的研究说明,该工艺并未制备出UFG材料,这可能是CCB工艺中的反复变形（弯曲与反弯曲）无益于晶粒细化。
RCS工艺的要紧原理与CCB工艺类似,即弯曲与反弯曲变形,其不同要紧在于单道次的应变量不同（如图b所示）。
另外,在RCS工艺中,随着模具圆角半径的减小,每道次应变量增加,那么不可幸免地会产生应变局部化的现象。
对铜的研究说明,采纳RCS工艺可取得UFG组织。
综述：
①目前已有很多用于制备具有亚微尺寸晶粒金属的方式，比如惰性气体凝聚原位加压法、高能球磨法（MechanicalAlloying，MA）、非晶晶化法等，但是以上这些方式的通常仅仅用于极少量的实验研究材料生产，或是用于不经常使用的化合物；
②传统的SPD方式都是通过对块体金属材料直接进行反复（理论上能够达到无穷次）的塑性变形，使材料内部的晶粒发生反复的彼此紧缩和剪切应变。
在这种反复的紧缩和剪切作用下晶粒被切碎，慢慢细化，再结适合当的热处置工艺操纵金属再结晶温度和速度，最终取得超细晶或纳米晶尺寸的晶粒。
同时，伴随着晶粒的超细晶化，材料性能发生全然性的突变。
SPD方式不仅能产生具有大角度晶界的超细晶结构和纳米结构试样，改善材料的性能，而且使整个试样具有均一的纳米结构，确保了变形材料性能的稳固性。
但是，这些SPD方式存在明显的局限性:
第一，需要多次塑性变形的积存来产生猛烈的塑性应变，这使得批量生产进程变得繁琐;
第二，这种工艺难以使高强度金属和合金发生变形;
第三，批量生产的本钱超级昂贵，通常达到数百美元/磅，阻碍了SPD的普遍应用;
第四，对SPD方式变形参数的熟悉和操纵还存在不确信性。
三、个人观点
由以上超塑性变形SPD法制备超细晶的机理能够明白，其制备超细晶的原理是通过使材料取得较大的剪切变形，从而使材料在后续的处置中取得具有大角度晶界的超细晶材料。
鉴于我个人此刻的知识学水平有限，我只提出一种
升级会员 