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在变形晶界处存在晶格畸变和大量的缺陷,比如塞积位错和空位等,会在晶界处产生残余应力。在随后的低温再结晶退火过程中,晶格畸变和缺陷得到恢复,晶界在迁移过程中吸收位错,会促使SPD材料中的晶界角度进一步加大。所以,低温再结晶退火可以增大纳米超细晶块体SPD材料中大角晶界的比例。
1.2.5 变形织构
在SPD加工过程中,多晶体的晶粒会逐渐转动到一个较一致的晶粒取向,形成变形织构。织构的类型及强度与具体的加工工艺有直接的关系。比如,HPT材料具有丝织构,ECAE材料具有复合织构[12],而ARB和MSCR材料具有强烈的板织构[14]。变形织构一般会在随后的再结晶退火过程中遗传给新晶粒,形成再结晶织构。块体纳米／超细晶SPD材料中通常具有较锋锐的变形织构,会强烈地影响材料的组织与性能。采用MSCR工艺加工CrMoV钢板,变形量超过75％时,钢带中的板条马氏体组织会呈定向平行排列,形成(100)织构取向带嵌于(111)基体中的一种片层状结构。片层结构中马氏体板条间距约为90nm。这种组织在未退火时已具有超高强韧性,并且对裂纹和应力腐蚀都不敏感,也没有一般超高强度钢的低温脆断问题[14]。目前,对SPD材料的变形织构的研究还比较少,有必要进一步加强这方面的工作[12]。
1.2.6 硬度及热稳定性
在SPD挤压过程中,不仅晶粒细化,而且材料处于非平衡态,缺陷密度和内应力明显提高,因此材料的硬度大幅度提高。传统的冷加工变形再结晶温度随应变量的增加而降低。纳米结构材料由于高密度缺陷的存在,如晶界和位错,往往热稳定性不高：而SPD纳米结构材料却表现出良好的热稳定性。经5道高压扭转变形,平均晶粒尺寸仅为150nm的工业纯铁和商用纯钛[15]在高于400℃退火过程中晶粒开始长大,但是520℃和500℃退火过程中,晶粒尺寸均一且分别只有400nm和800nm；而传统冷轧工艺中它们的再结晶温度比较低,在520℃退火过程中平均晶粒尺寸就高达10pm。先经等通道角温挤压、后冷轧的170nm纯钛也表现出良好热稳定性,在400℃退火时韧性得到提高,而其强度没有明显降低[16]。
这些现象可用SPD超细材料晶粒粗化模型来解释。超细材料晶粒长大的动力学与非平衡晶界有关,此非平衡晶界控制着晶粒长大的驱动力和晶界的迁移率,其关系可用下式表示：
d=M×FP,p≥1,M=Db/KT,F=Ω/δ/2Γ/d
式中：d为晶粒尺寸,M为晶界原子的迁移率,Db为温度r下的扩散系数,K为Bohzmann常数,F为晶粒长大驱动力,Ω为原子体积,δ为晶界厚度,Γ为界面张力。提高扩散率和高密度晶界缺陷的非平衡晶界能,将有利于晶粒长大；但在退火加热过程中,由于活跃的晶界扩散会使非平衡晶界回复加剧,从而使得晶界迁移驱动力骤减,并导致随后SPD纳米结构材料的热稳定性提高。
1.2.7 SPD细化合金的微观组织与力学性能
SPD材料组织结构特点为：超细晶粒,纯金属材料平均晶粒尺寸一般150～300nm,合金的可能更小；高密度的位错和点缺陷；形成低能位错结构(LEDS)、位错界面及亚晶界；平衡晶界和非平衡晶界共存：晶粒细化过程是通过连续动态回复再结晶(CDRR)。SPD技术已经成功地应用于铝、镁、钛、钢和铜等材料,细化了晶粒并显著地提高了强度。
1.3 大塑性变形工艺
最早奠定大塑性变形技术(SPD)基础的是Bridgeman在二十世纪四、五十年代的相关工作,这些工作使人们对金属材料在高压和剧烈变形状态下的行为有了初步认识[11]。20世纪70年代初期,前苏联科学家Segal教授及其合作者最早提出并研究了获得纯剪切变形的等通道转角挤压技术[12-13](表1),即ECAP(Equal Channel Angular Pressing)技术,将其作为制取超细晶(亚微米晶和纳米级晶粒组织)材料的新方法在各国得到进一步的研究和应用.依据ECAP的思路：选择恰当的塑性加工工艺,使材料在加工前后保持加工方向尺寸的稳定(不变),则材料可以反复以相同的工艺进行加工而获得大的累积应变量(真应变)。Valiv等在1989年发明了HPT技术[2]。Saito等在1998年发明了ARB(AccumulativeRoll Bonding)技术[14]。20世纪90年代,Valiev等的经典论文[2]极大推动了ECAP与相关技术的发展,2000年,Valiev等的综述文章[3]展示了SPD相关研究的广度、深度与美好前景,有力促进了SPD基础理论与相关技术的快速发展[4]。