金属材料晶粒细化方法
晶粒尺寸对金属材料性能的影响
金属的晶粒越细，其强度和硬度越高。因为金属晶粒越细，晶界总面积越大，位错障碍越多，需要协调的具有不同位向的晶粒越多，使金属塑性变形的抗力越高。
金属的晶粒越细，其塑性和韧性越高。因为晶粒越细，单位体积内晶粒数目越多，参与变形的晶粒数目也越多，变形越均匀，使在断裂前发生较大的塑性变形。强度和塑性同时增加，金属在断裂前消耗的功也较大，因而其韧性也较好。
通过细化晶粒来同时提高金属的强度、硬度、塑性和韧性的方法称为细晶强化。
钢铁材料的强度与晶粒尺寸关系可由Hall-Petch公式给我出：
σs = σi + Kyd-1/2
σs—材料的屈服强度；σi和Ky为与材料有关的常数；d为晶粒尺寸。此公式通常认为适用于0.3-400μm尺寸的晶粒，也适用于马氏体板条束，因为板条束间为大角度晶界。
晶粒尺寸d与韧性的关系：
βTc= lnB - lnC- lnd-1/2
式中β、B、C为常数，Tc为脆性转变温度；d为晶粒尺寸。
SPD及退火处理后的镁合金的晶粒尺寸对屈服强度的影响
铁、普钢及硅钢的晶粒尺寸对屈服强度的影响
铜的晶粒尺寸对屈服强度的影响（毫米级）
铜的晶粒尺寸对屈服强度的影响（纳米级）
W、Ti及Cr的晶粒尺寸对屈服强度的影响
Ag、Ni的晶粒尺寸对屈服强度的影响
Al的晶粒尺寸对屈服强度的影响
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晶粒尺寸与金属材料硬度的关系
纯铁晶粒尺寸与弹性极限之间的关系
细小的晶粒有助于减少缩松、减小第二相的大小和改善铸造缺陷，还有助于改善镁合金的耐腐蚀性和加工性。
轻金属的晶粒尺寸对耐蚀性能的影响
亚微米的晶粒组织还可以在高温下表现出低温超塑性和高应变速率超塑性。
晶粒尺寸对材料流动应力的影响
钢铁材料的晶粒细化工艺
目前实现钢铁材料晶粒细化的方法主要有：冶金处理细化、热处理与加工工艺、磁场或电场处理细化、机械球磨法、非晶晶化法。
由金属凝固理论可知，等轴晶的形成条件是：凝固界面前沿的液相中有晶核来源，在液相中存在晶核形成和生长所需的过冷度。因而对金属和合金材料凝固组织的细化，无外乎是基于以下的基本原理：增加液相中的形核质点，提高形核率；降低晶核的长大速度或抑制晶核的长大；控制结晶前沿的温度分布等。目前，金属凝固组织细化方法主要有四类:（1）浇注过程和传热条件控制方法;（2）化学处理方法；(3)机械处理方法；（4）外加物理场方法。
浇注过程和传热条件控制方法包括浇注工艺控制技术、低温浇注、提高冷却速度和增加过冷度等。
在铸件浇注过程中，通过控制浇注工艺，如进行缓慢浇注或合理设置浇口等措施，能细化金属凝固组织。
除了控制浇注方式外，降低浇注过热度，在接近于液相线温度下浇注也是细化凝固组织、扩大等轴晶区的有效方法。
提高冷却速度快速凝固可明显细化金属的凝固组织，获得非常好的细化效果。薄板坯连铸工艺使铸坯的凝固冷却速率提高1~2个数量级，快速凝固使二次枝晶臂间距减小，最小臂间距可达到亚微米级。
铸坯二次枝晶间距与冷却速率的关系
在提高冷却速度基础上，通过去除液相中的异质晶核(熔体净化)，抑制低过冷度下的形核，使合金液获得很大过冷度，在大过冷度下产生爆发式形核，也能细化金属凝固组织，该方法即为深过冷凝固技术。熔体的凝固速率与其过冷度有关，过冷度越大，凝固速率越快。
化学处理的方法是指向金属熔体中添加少量的化学物质或化学元素。这种物质一般称为孕育剂或变质剂。该方法操作简便，细化效果显著。但要求孕育剂细小且弥散才能有效细化晶粒，否者将影响钢铁材料的性能。
钢液中存在的固态化合物可以作为钢液凝固初生铁素体相或者初生奥氏体相的形核核心，促进钢液非均质形核，从而实现凝固组织的细化。根据点阵错配度理论和经验电子理论，对δ-Fe非均质形核有显著效用的孕育剂为CaS、La2O3、TiN、Ce2O3、TiC、CeO2、Ti2O3、TiO2、MgO；对γ-Fe非均质形核有显著效果的孕育剂为ZrO2、Ti2O3、MnS、SiO2、MnS、CaO、Al2O3、CeO2。
机械处理方法主要包括机械搅拌和机械振动两种方法。
采用机械搅拌可造成液相和固相之间产生不同程度的相对运动，即液态金属的对流运动，从而引起枝晶臂的折断、破碎和增殖，达到细化晶粒的目的。但该方法存在两方面不足，一是对熔体搅拌时，易卷入气体，且得不到金属液的及时补充，易形成气孔、缩松等缺陷；二是对高熔点的金属液进行搅拌时，搅拌器损耗严重，对金属熔体造成污染，产生新的质量问题。
采用机械振动的方法也是借助金属熔体的对流运动破碎枝晶、引起晶核增殖来达到凝固组织细化的目的。但该方法在操作中，当机械振动频率提高时，金属凝固组织细化效果会降低，引起钢锭碳化物偏析和疏松严重等问题。
外加物理场处理技术是在金属凝固前或凝固过程中对金属熔体施加物理场，利用金属和物理场的相互作用，改善其凝固组织。该技术具有环境友好、操作简便等优点。目前该领域的研究热点主要集中在以下3个方面：（1）让电流通过金属熔体，即电流处理;（2）让金属熔体在磁场中凝固，即磁场处理；（3）对金属熔体进行超声波处理。
电场作用于熔点附近的凝固系统时，金属液中近程有序原子团的结构、尺寸和数量都会随着电场强度、方向而变化，加剧了结构起伏、能量起伏及温度起伏，从而促进均质形核。
当有快速变化的强脉冲电流通过金属熔体时，将在熔体内产生快速变化的强脉冲磁场。强脉冲电流和强脉冲磁场之间的相互作用会在金属熔体内产生很强的收缩力，使熔体反复地被压缩，并使熔体在垂直于电流方向作往复运动。往复运动除了碎断树枝晶外，同时还使熔体迅速失去过热、提高形核率。所以脉冲电流愈强，细化效果愈显著。
在交变磁场作用下，凝固系统内将产生一个感应电流，磁场与感应电流之间发生电磁作用，产生电磁力，其方向是沿径向将金属压向或拉离轴心，从而使凝固体系产生了规则的波动。这种波动对凝固过程的影响与通常的强化对流产生的影响没有实质区别，因此，交变磁场具有细化晶粒的作用。
从磁场带来的波动效应看，磁感应强度越大，电磁压力越大，因而波动越激烈，晶粒细化效果越显著。但是在磁感应强度增加的同时，感应电流也成比例地增加，这相应地会在凝固体系内增大热效应，从而使过冷度减小，进而使形核率下降，所以磁感应强度过大时，会引起晶粒粗化。因此，磁场强度与晶粒细化效果之间的关系曲线应是一条有极值的曲线。
脉冲磁场使熔体内产生脉冲涡流。涡流和磁场之间相互作用产生洛仑兹力和磁压强。它们是剧烈变化的，且其强度远大于金属熔体的动力压强，这就使金属熔体产生强烈振动。这种振动一方面增加了熔体凝固中的过冷度，提高了形核率；另一方面在熔体内造成了强迫对流，使凝固过程中树枝晶或难以长大，或被折断、击碎，而这些破碎的枝晶颗粒游离于结晶前沿的液体中又会成为新的生长核心。所以脉冲磁感应强度愈大，细化效果愈显著。
强磁场或电场与温度、压力、化学成分等因素一样，也是影响金属相变的重要因素。首先，由于不同相具有不同的磁导率或电介质常数，电磁场将影响其吉布斯(Gibbs）自由能进而影响到γ→α相变温度。在热轧过程中采用间断断施加磁场或电场的方法可以改变Ae3温度，反复进行奥氏体/铁素体相变，进而促进铁素体晶粒细化。另外，电磁场将影响原子迁移的扩散速度和相形态。外加磁场或电场将增大淬火冷却时从奥氏体向马氏体转变的相变驱动力，即可获得与增大过冷度相同的效果，从而增加马氏体的形核率，并且降低其生长速度，达到组织细化的目的。在强磁场或电场淬火时，具有随着场强度的增大，获得的淬火马氏体的尺寸就越细的规律。
超声波在液体中传导时，将会产生周期性的应力和声压变化，在声波的波面处形成很强的压强梯度，产生局部的高温高压效应，这种效应导致瞬间的正压、负压变化，致使结晶过程中固/液界面正在形核、长大的晶胚脱落下来，它们漂移到熔体的各个部位，从而改变了固/液界面的结晶方式。液体中产生的空化和搅动作用使合金液整体的温度和化学成分均匀化，细化了合金显微组织，减轻了合金的宏观偏析倾向，提高了铸态组织均匀性。
从强韧化观点出发，晶粒细化是最重要的强化方式之一。
晶粒细化一般包括相变前奥氏体细化或位错化、奥氏体内部增加形核质点和相变冷却细化等。利用结晶生核、长大现象进行晶粒细化时，临界晶核尺寸大小成为晶粒细化极限的大体目标。临界晶核的尺寸是形核驱动力的函数，驱动力越大，临界晶核尺寸就越小。通常情况下，相变时的驱动力比再结晶时的驱动力大很多。因此，利用相变时得到很细小的临界晶核尺寸，再控制冷却速度，就可使钢铁材料组织超细化。
对于低碳微合金钢而言，发生奥氏体向铁素体相变时，应尽可能生成大量晶核。对于新一代钢铁材料，所采用的相变细化晶粒(奥氏体→铁素体)有以下四种方法：
(1)加快冷却速度
加快冷却速度增大过冷度，可以加大形核驱动力，提高铁素体相的形核率，从而达到细化晶粒的目的;
(2)细化母相奥氏体
利用浇注时增加奥氏体相的形核率，达到细化母相奥氏体的目的，从而使固态下铁素体相得以细化;
(3)形变诱导铁素体相变(在加工硬化的状态下使奥氏体相变)
通过大量形变，使奥氏体相中的位错密度提高，在冷却中，提高铁素体相的形核率，达到细化铁素体相的目的，此时应避免轧制过程中奥氏体再结晶，使奥氏体轧制过程动态转变为铁素体，得到细晶铁素体;
(4)使奥氏体晶粒内弥散分布适量的析出相和非金属夹杂物
利用某些元素在奥氏体相中形成析出相，如碳、氮化合物，或利用某些非金属氧化物、硫化物等，作为铁素体在奥氏体相中非均匀形核的现成表面，降低形核功，提高形核率，达到细化铁素体相的目的。
总之，以上四种方法，方法(1)是通过提高冷却速度以增大过冷度来提高相变时形核的驱动力，方法(2)、(3)、(4)是增加铁素体的形核位置。
通过对钢铁材料微合金化可以有效地细化晶粒，其原因可分为以下两种情况:一是一些固溶合金化元素(如W , Mo等)的加入提高了钢的再结晶温度，同时可降低在一定温度下晶粒长大的速度；二是一些强碳氮化合物形成元素(如Nb, Ti，V等)与钢中的碳或氮形成尺寸为纳米级的化合物，它们对晶粒的长大起强烈的阻碍作用。这些强碳氮化合物形成元素主要通过下列几种机制细化铁素体晶粒：
(1)阻止加热时奥氏体晶粒的长大
Nb, Ti, V等微合金钢在锻造或轧制前加热时，未溶解的微合金碳氮化合物质点钉扎奥氏体晶界的迁移，阻止其晶粒长大，因而使微合金钢在压力加工之前就具备了较小的奥氏体晶粒，为进一步细化铁素体晶粒提供了有利的条件。
(2)奥氏体形变过程中阻止奥氏体再结晶
在奥氏体形变过程中，通过应变诱导析出的Nb, Ti, V的碳氮化合物沉淀能抑制形变奥氏体再结晶和再结晶后晶粒的长大，起到细化晶粒的效果。这是因为热加工过程中应变诱导析出的微合金元素的碳氮化合物粒子优先沉淀在奥氏体晶界、亚晶界和位错线上，从而能有效地阻止晶界、亚晶界和位错的运动，其作用不仅能阻止再结晶过程的开始，而且还能抑制再结晶过程的进行。
(3)铁素体相变后的沉淀强化作用
奥氏体形变后，将发生铁素体相变，这时将有大量的弥散微合金碳氮化合物粒子析出，这些析出的粒子对铁素体晶粒同样也起钉扎作用，限制其长大。另一方面，这些粒子也起沉淀强化作用，提高钢铁材料的强度。研究表明，微合金碳氮化合物析出粒子的大小及其体积分数对铁素体晶粒尺寸起决定作用，析出粒子越小，体积分数越大，所获得的铁素体晶粒也就越小。因而，努力使析出粒子具有较大的体积分数和较小的尺寸是晶粒细化过程中的一大目标。
碳、氮化物在铁素体中的溶解度
碳、氮化物在奥氏体中的溶解度
在低碳钢的超细化处理工艺中，具有代表性和比较成熟的工艺是热机械处理(TMCP)——控制轧制和控制冷却。
控制轧制和快速冷却的四个阶段及各阶段的结晶组织
对应于上述铁素体晶粒细化的四种方法，在控轧控冷工艺中，基本上可分为四个阶段：（1）动态再结晶的热轧以获得初始γ晶粒的细化；（2）再结晶控制轧制使γ晶粒进一步细化；（3）非再结晶控轧以累积变形量，加大α形核面积，驱动γ→α相变，最终达到细化晶粒α的目标值；（4）形变热处理。（1）、（2）和（3）可导致钢的晶粒细化和超细化。而形变热处理是广义TMCP中的一种，可代替普通再加热处理，是一种节能且优化性能的不可逆热处理方式。
形变热处理大致可分为两类：高温形变热处理是将钢在较低的奥氏体化温度进行变形，然后淬火；低温形变热处理是将淬火后的钢进行冷变形，然后奥氏体化再淬火。高温形变热处理工艺是将钢加热到稍高于Ac3温度，保持一段时间，达到完全奥氏体化，然后以较大的压下量使奥氏体发生强烈变形，之后保温一段时间，使奥氏体进行起始再结晶，并于晶粒尚未开始长大之前淬火，从而获得较细小的淬火组织。低温形变热处理工艺，是将淬火以后的钢加热到相变点以下的低温进行大压下量的变形，然后加热到Ac3以上温度短时保温，奥氏体化后迅速淬火。
形变热处理的目的与方法
热轧工艺对钢的性能和质量具有重要影响，如钢坯的加热温度和开轧温度、轧制道次和压下量，终轧温度和轧后冷却制度等都是很重要的影响因素。自从最初发现降低终轧温度能够细化晶粒从而提高钢的强度和韧性之后，人们逐渐认识到轧制工艺各个环节的重要性，从而形成了所谓的控制轧制。
控制轧制与普通热轧不同，其主要区别在于它打破了热轧只要求钢材成型的传统观念，不仅通过热加工能使钢材得到所规定的形状和尺寸，而且通过金属的高度形变充分细化钢材的晶粒和改善其组织，发挥与热处理相似的作用。经过30多年的不断发展，控制轧制已趋于成熟，得到广泛应用。特别是加入微合金化元素的低合金高强度钢，成为改善钢材质量和提高使用性能的最有效方法之一。
控制轧制的典型工艺，可分为两阶段轧制和三阶段轧制。其中，两阶段控轧的终轧温度在Ar3以上，为形变未再结晶奥氏体向铁素体的转变，即形变诱导铁素体相变。三阶段控轧，终轧在(γ+α)两相区，其基本原理是先在再结晶区通过多次反复的高温变形再结晶，并借助微合金化元素铌、钒、钛及其析出物对再结晶的抑制作用，使奥氏体晶粒充分细化，然后再在γ/α。相变前的奥氏体未再结晶区，使细化了的奥氏体进行多道次的变形积累，给铁素体在γ/α。相变时的大量形核提供有利条件，以便获得微细的铁素体晶粒，最后在(γ+α)两相区终轧。其目的是:一方面通过变形在铁素体中引入大量位错及其亚结构和织构，借此挖掘位错亚结构和织构的强化效应，提高材料强度;另一方面，通过(γ+α)两相区终轧，既有利于微合金化元素在铁素体中的析出，又能在尚未相变的奥氏体晶粒中继续引入大量形变带，给铁素体晶粒的均匀形核和充分细化创造更有利的条件，从而进一步发挥出晶粒细化和微合金化元素析出相的沉淀强化作用。因此，经过(γ+α)两相区控轧的钢材具有晶粒细化、沉淀强化、位错与亚结构强化、固溶强化和织构强化等多种强化效应，可使钢材的强度得到大幅度的提高。同时利用晶粒细化和织构的韧化效应达到提高钢材韧性的目的。
从以上所述的控轧原理中可以看出，控制轧制利用较多的是奥氏体的回复与再结晶细化奥氏体晶粒，从而细化铁素体组织，以及增加位错密度借以增大形核场密度来细化铁素体晶粒。利用再结晶形核、长大现象进行晶粒细化时，临界晶核尺寸大小成为晶粒细化极限的目标。临界晶核的尺寸是形核驱动力的函数，驱动力越大，临界晶核尺寸越小。通常，相变时的驱动力比再结晶时大得多，相变时临界晶核尺寸能到0.1μm以下，而再结晶时的晶粒尺寸通常为1μm左右。从本质上讲，相变比再结晶细化晶粒的能力大得多，因此将相变作为形变热处理的主要形核机制将会更有效地细化铁素体晶粒。
形变诱导相变(Deformation Induced Ferrite Transformation)是将低碳钢加热到奥氏体相变温度Ac3以上，保温一段时间，使其奥氏体化，然后以一定速度冷却到Ar3和Ae3之间，进行大压下量变形，从而获得超细铁素体晶粒。在变形过程中，形变能的积聚使Ar3点温度上升，在变形的同时发生铁素体相变，并且变形后进行快速冷却，以保持在变形过程中形成的超细铁素体晶粒。在形变诱导相变细化晶粒中，形变量和形变温度是两个最为重要的参数，随着形变量的增加和形变温度的降低，形变诱导铁素体相变的转变量增加，同时铁素体晶粒变细。
形变诱导相变现象的发现是研究提高传统材料性能的重要突破，它的出现为大幅度提高传统金属材料的性能提供了新手段。与传统形变热处理工艺相比，形变诱导相变工艺强调将形变温度控制在Ar3附近，从而使γ→α。相变的起始温度高于平衡相变温度。研究表明，在Ar3附近进行低温大变形，通过形变诱导铁素体相变和铁素体的动态再结晶两种机制，可以获得超细的铁素体晶粒。
形变诱导相变细化晶粒主要应用于钢铁材料的控轧控冷生产过程中。
采用多次循环加热淬火冷却方法可有效细化材料的组织。其具体工艺是将钢由室温加热至稍高于Ac3的温度，在较低的奥氏体化温度下短时保温，然后快速淬火冷却至室温，再重复此过程。每循环一次奥氏体晶粒就获得一定程度的细化，从而获得细小的奥氏体晶粒组织。一般循环3~4次细化效果最佳，循环6~7次细化程度达到最大。
该工艺的关键在于升温速率和冷却速率，基本要求就是加热和冷却速率都要快，当不能实现急冷和急热时则不能明显细化晶粒。利用特殊的快速加热方法如火焰加热、感应加热、电接触加热，可实现对材料的快速循环加热淬火，可得到明显的细化效果，且超细化效果的稳定性要远高于盐炉循环加热。
球磨法是指将大块物料放入高能球磨机中，利用介质和物料之间相互研磨和冲击使物料细化，其产物一般为粉料，形状不规则，表面也可能与介质发生化学反应而受污染。粒子因受到多次变形、硬化和断裂，会有大量缺陷存在，因而表面缺陷多且活性极高。高能磨球法工艺简单，操作成分可连续调节，能够制备出常规方法难以获得的高熔点纳米金属材料，但也存在一些问题，如晶粒尺寸不均匀，球磨及氧化等带来污染等。
非晶晶化法通过控制非晶态固体的晶化动力学过程使晶化产物为纳米尺寸的晶粒。非晶晶化法通常由非晶态固体的获得和晶化两个过程组成：非晶态固体可通过熔体激冷、高速直流溅射、等离了流雾化、固态反应法等技术制备，最常用的是单辊或双辊旋淬法，由于以上方法只能获得非晶粉末、丝及条带等低维材料，因而还需采用热模压实、热挤压或高温高压烧结等方法合成块状样品；晶化通常采用等温退火方法，近年来还发展了分级退火、脉冲退火、激波诱导等方法。
非晶合金不同退火温度对晶粒尺寸的影响
目前，利用该法已制备出Ni, Fe, Co, Pd基等多种合金系列的纳米晶体，也可制备出金属间化合物和单质半导体纳米晶体，并已发展到实用阶段，在纳米软磁材料的制备方面应用最为广泛。非晶晶化法的特点是成本低，产量大，界面清洁致密，样品中无微孔隙，晶粒度变化易控制，并有助于研究纳米晶的形成机理及用来检验经典的形核长大理论在快速凝固条件下应用的可能性；其局限性在于依赖于非晶态固体的获得，只适用于非晶形成能力较强的合金系。
有色金属材料的晶粒细化液态工艺
镁合金晶粒细化的途径为：在液态时加入各种适量的元素、晶粒细化剂，或借助外来能量使枝晶破碎，或快速凝固，从而细化晶粒铸态组织。
合金熔体的凝固速度首先受冷却速度的制约，当冷速一定时主要由溶质元素含量决定。对于由溶质扩散控速的凝固过程，在一定的冷却速度下，晶体的生长速率正比于溶质的扩散速率、同时反比于生长限制因子Qi：
Qi = Co·mi·(ki-1)
Q=ΣQi
式中ki是溶质分配系数，mi是液相线斜率，Co为合金中溶质含量，Q为总生长限制因子。
Q­i越大，溶质元素越不容易发生扩散，晶体的生长速度越慢，晶粒越细。
1.0wt.%的溶质元素在镁合金中的m(k-1)计算值
|
元素 |
m(k-1) |
元素 |
m(k-1) |
|
Na |
6.878 |
Hg |
2.602 |
|
Pd |
4.07 |
Eu |
2.49 |
|
Nd |
3.557 |
Tb |
2.073 |
|
Co |
3.178 |
Li |
2.034 |
|
Sm |
2.943 |
Au |
1.979 |
|
Pr |
2.909 |
Ce |
1.725 |
|
La |
2.895 |
Ir |
1.647 |
|
Yb |
2.685 |
Bi |
1.551 |
|
Ag |
2.675 |
Ba |
1.169 |
|
Cd |
2.644 |
Gd |
1.025 |
|
Tm |
0.557 |
Ho |
0.86 |
|
Er |
0.524 |
Dy |
0.828 |
|
In |
0.363 |
Tl |
0.588 |
|
Lu |
0.123 |
溶质元素在镁合金中的m(k-1)值（文献）
|
元素 |
m(k-1) |
元素 |
m(k-1) |
|
Fe |
52.56 |
Ge |
4.41 |
|
Zr |
38.29 |
Al |
4.32 |
|
Ca |
11.94 |
Sr |
3.51 |
|
Si |
9.25 |
Ce |
2.74 |
|
Ni |
6.13 |
Sc |
2.61 |
|
Zn |
5.31 |
Yb |
2.53 |
|
Cu |
5.28 |
Y |
1.7 |
|
Pb |
1.03 |
Sn |
1.47 |
|
Mn |
0.15 |
C细化Mg-Al系合金的机理是：反应生成的Al4C3作为镁的形核核心，使晶粒细化。而Al4C3属于高熔点、高稳定性化合物，与镁的晶格匹配度良好。因此一些高熔点、高稳定性的含碳化合物（如SiC、TiC）在细化Mg-Al系合金方面得到了长足的发展。
Zr是镁合金中最有效的晶粒细化剂, 在镁合金中添加锆不仅可以细化晶粒, 而且可以减小热裂倾向, 提高合金的强度、塑性和抗蠕变性。在包晶温度下，Zr在镁中的固溶度为0.6%，在凝固时首先析出α-Zr质点，Mg在α-Zr质点外部形成包晶组织，Mg与Zr两者的晶格常数相近，符合"尺寸结构相匹配"原则，Zr可以作为异质形核核心使镁晶粒显著细化（高含量），也可能是晶核生长抑制作用所致（低含量）。Zr与氧有较强的亲和力，形成的氧化锆质点作为变质剂细化了镁合金。细化晶粒激活了镁合金中的非基面滑移系可以促使晶界滑移，所以大幅度提高镁合金的塑性变形能力。
稀土元素（RE）具有独特的核外电子排布，在冶金、材料领域中具有独特的作用：可净化合金溶液、改善合金组织、提高合金室温及力学性能、增强合金耐蚀性能等。大部分RE和镁的原子半径都很接近，根据Hume-Rothery固溶度准则及Darken-Gurry理论，大部分RE在镁中固溶度很小，而钪、钇、钕、铒等在镁中具有较大的极限固溶度。
Ce 属于轻稀土元素，在镁中的固溶度只有0.75%(wt%)，作为最常用的晶粒细化剂，不仅能明显提高镁合金的强度及高温稳定性能还能细化镁合金。晶粒Ce在Mg中的固溶度很小，凝固时Ce 原子几乎不溶于α-Mg基体，除形成Al4Ce 化合物外，部分Ce易富集于固/液界面前沿，在结晶截面前沿造成成分过冷，促进基体晶粒的均质形核，从而细化晶粒。此外，凝固过程中枝晶间析出的高熔点化合物Al4Ce， 很难作为α-Mg在凝固过程中的异质形核核心， 但它能吸附在α-Mg 晶粒周围阻碍它长大，起细晶强化作用。大量的Ce的添加引起镁合金晶粒粗化的原因可能在于：Ce在镁中的固溶度只有0.75%，当镁合金中Ce的加入量达到0.8%～0.93%时， 在凝固过程中过剩的Ce 与Al 形成大量Al4Ce 化合物，放出大量的结晶潜热，降低了液态金属的过冷度，从而使晶粒细化效果降低，合金开始粗化。
Nd在镁中的固溶度为3.6%，大于Ce的固溶度0.75%，属于轻稀土元素。Nd加入到镁合金中能细化合金晶粒，强化合金的基体，且能使合金的耐热强度提高，铸件组织致密。Nd将富集在结晶前沿的液相中，且降低了固/ 液界面前沿成分的熔点，促进成分过冷的形成，使α-Mg 树枝晶臂细化，二次晶臂间距变小；而且Nd与其他金属形成化合物将会对α-Mg 晶体的生长造成阻碍，并有助于α-Mg枝晶的分枝细化。另外晶粒变细的原因还有可能是镁合金中加入Nd后金属液粘度增加，对流减弱，原子扩散变得困难，因而易于达到较大的过冷度，使晶体的形核过程加快。Nd在Mg中的分配系数小于1，且固溶度随温度降低而降低，因此，Nd元素基本上不固溶于α-Mg 基体中。当镁合金中Nd 的加入量达到0.9%～1.1%时，晶粒细化效果开始降低。
Y属于重稀土，它与Mg 一样，同样具有密排六方晶体结构，原子半径相近，其在Mg 中的固溶度为12.5%。Y 对镁合金的作用在于其能够降低熔体固液界面张力，使形核功下降，临界形核半径减小，形核容易；还可以成为α-Mg 的异质结晶核心，且在凝固过程中能形成高熔点含稀土Y合金相作为非自发结晶的核心，阻碍晶粒的长大；RE合金相的再分配与偏析导致枝晶生长的固/ 液界面前沿成分过冷区增大，从而加快形核速率，使得枝晶间距减小，晶粒细化。Y 在镁合金中的固溶度为12.5%， 比Ce和Nd都要大，当镁合金中Y的加入量达到1.2%～1.6%时，合金凝固时会在晶界出形成大量的第二相，放出大量结晶潜热，减弱了凝固过程的成分过冷程度，使晶粒细化作用减弱。
Er 是一种密排六方结构的重稀土元素，在纯Mg 中的最大固溶度为32.6%，并且随着温度的降低而降低。Er原子半径为0.1757nm，比Mg 原子半径大8.82%，对镁合金可能产生强烈的固溶强化作用；Er 的电负性较低(1.24)，易与镁合金中的电负性较高的Al、Zn 等合金元素形成稳定化合物，强化镁合金基体。Er 在镁中的固溶度高达32.6%，Er加入到镁合金中后，首先固溶到镁基体中，当加入量超过1.2%～2.0%时，凝固过程中过剩的Er形成大量合金化合物，放出大量结晶潜热，降低了液态金属的过冷度，从而使晶粒细化效果降低。
Sc属于稀散元素，其在镁中的固溶度可达25.9%，Sc作为镁合金的强化元素具有较高的熔点，达到1541℃，但其在镁合金中的扩散能力相对于其他Re较差。Sc的密度为3g/cm3，比其他Re 的密度小，更能体现镁合金低密度的特点。Sc的晶格结构和点阵常数决定了它们很难起到异质形核核心的作用，其对镁合金组织的影响尚不清楚，它对镁合金组织的细化作用可能是溶质偏析导致枝晶生长的固/ 液界面前沿产生成分过冷区，从而阻碍枝晶的生长并并增大形核驱动力。
Al元素对镁合金晶粒尺寸的影响
Ca元素对镁合金晶粒尺寸的影响
Sr元素对镁合金晶粒尺寸的影响
Sr元素对镁合金晶粒尺寸的影响（Al含量增加）
Si元素对镁合金晶粒尺寸的影响
Zr元素对镁合金晶粒尺寸的影响
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细化剂处理法是在镁合金熔化后将具有细化作用的熔剂添加到合金熔体中，通过熔剂和合金体反应获得细小晶粒的一种晶粒细化工艺。镁合金不存在通用可靠的晶粒细化剂，各种不同的晶粒细化方法的使用范围取决于合金系甚至于特定成分的合金。其主要包括不含Al的镁合金和含Al的镁合金细化剂处理法。不含Al的镁合金主要利用含Zr的中间合金细化；含Al的镁合金晶粒细化剂研究较多的是碳质孕育剂和细化效果较好的高熔点化合物。
不含铝的镁合金主要是利用Zr中间合金细化晶粒。Mg-Al系合金不能用Zr作为细化剂。由于Zr易与合金中的Al形成稳定的化合物Al3Zr沉淀出来，其晶格常数（a=4.135 nm,c=16.93 nm）与Mg（a=0.320nm,c=0.520nm）相差甚大，作为异质形核核心的可能性小。同时，形成的Al3Zr将造成合金中Al和Zr的损失，导致晶粒粗化。目前锆的加入主要以锆盐（如ZrCl4、K2ZrCl6、K2ZrF6）和Mg-Zr中间合金为主，但锆盐中杂质元素的带入会恶化合金的力学性能及抗腐蚀性能，因此，以Mg-Zr中间合金加入是目前最为主要的方法。
碳质孕育法是Mg-Al系合金比较有效的细化方法. 碳质孕育法的关键是在镁熔体中引入碳以细化晶粒。目前，碳质材料变质处理法因熔体处理温度低、细化效果保持时间长等原因，已成为Mg-Al系合金最主要的晶粒细化技术。C可以细化Al含量（质量分数，下同）小于3%的Mg-Al合金，不能细化Al含量大于3%的Mg-Al合金，然而又能细化AZ61、AZ91等含有Mn的Mg-Al合金。
比较传统的碳质细化剂是MgCO3、C2Cl6、CCl6、石墨粉等。碳质孕育法对不含Al的镁合金是无效的，并且Ti、Zr、Be和RE元素对碳孕育效果都有不同程度的干扰。一般认为C和Al在熔体中发生反应生成大量细小弥散的Al4C3颗粒并作为α-Mg的异质晶核而细化镁合金晶粒。Al4C3与α-Mg有相同的晶体结构，为密排六方结构，并且晶格常数相近。
纳米MgO颗粒对Mg-Al合金晶粒尺寸的影响
纳米MgO颗粒对Mg-Al合金显微组织的影响：
（a）Mg-1wt.%Al加入0.1wt.%MgO；（b）Mg-1wt.%Al；
（c）Mg-9wt.%Al加入0.1wt.%MgO；（d）Mg-9wt.%Al；
CaO颗粒能够促进镁合金凝固时的异相形核。而且CaO被Mg还原产生的溶质Ca也能够促进晶粒细化。
CaO颗粒对Mg合金晶粒尺寸的影响
CaO颗粒对Mg合金显微组织的影响
（a）无添加；（b）0.3wt.%CaO；（c）0.7wt.%CaO；（d）1.0wt.%CaO
含碳高熔点细化剂研究比较多的是SiC、TiC、B2C及其中间合金（Al-Ti-C、Al-1B-0.6C）等。对于SiC细化镁合金的机理，一种观点认为SiC是高熔点化合物，与镁有良好的晶格匹配度，可以作为镁凝固时的晶核，促进晶粒细化；另一种观点认为SiC与Al发生反应生成Al4C3，Al4C3作为镁的形核点，起到晶粒细化作用。TiC大多以中间合金Al-Ti-C的形式加入，对于TiC在镁合金中的细化机理多数认为是由于生成了Al4C3，Al4C3作为形核核心起到了细化作用。有关B2C对镁合金的细化作用的研究中，其主要是以中间合金形式加入。
此外，含B、N的高熔点化合物也能对镁合金进行细化。通过Al3Ti3B中间合金对Mg-Al合金的细化机理研究得知，TiB2可以作为镁的异质形核核心，起到细化作用。AlN与α-Mg有良好的晶格匹配度，能够作为α-Mg的形核核心。
部分形核质点的晶体结构、晶格参数及与镁的计算晶格失配度
细化铝合金晶粒的液态工艺与镁合金工艺类似，此处只介绍添加合金溶质元素、晶粒细化剂、过冷度及冷却速率的影响。
Si能够提高晶粒的形核速率和成分过冷，以及降低液铝的表面张力。当Si的质量分数达到2%左右，晶粒细化达到最佳值。当Si的质量分数过高时，α-Al相将由等轴晶向柱状晶转变。当加入少量的Ti和B时，随着Si质量分数的提高可持续细化铝合金晶粒。Si可促进AlB2粒子的异相形核作用。
Zr能够与Al、Ti作用形成Al3(Zr,Ti)化合物，能够促进晶粒的细化作用。
Mn能组织铝合金的再结晶过程，提高再结晶温度，并能显著细化再结晶晶粒。再结晶晶粒的细化主要是通过MnAl6化合物弥散质点对再结晶晶粒长大起阻碍作用。
Hf的加入可以有效地细化合金晶粒，在凝固过程中铪元素可与铝反应形成Al3Hf粒子，初生的Al3Hf粒子可以作为基体有效的形核质点，与基体共格、纳米级别的Al3Hf粒子可以通过钉扎效应抑制晶粒的长大。由溶质原子理论和晶体学研究确定了实验合金的晶粒细化机制，具有两种不同的类型：低铪含量的细化效应主要是由Hf原子引发的成分过冷所致，中铪和高铪含量的细化效应为溶质原子与Al3Hf粒子共同作用所致。
稀土元素如La、Ce、Y及Sc等是铝合金的晶粒细化元素，能够有效细化材料的铸态晶粒。Sc在共晶温度左右时，在铝中有较大的溶解度，有利于生成含Sc较多的固溶体。含Sc的铝合金在结晶过程中，很容易有少量的初生Al3Sc相生成，Al3Sc相的晶体结构与铝基体相同，晶体错配度很小，只有1.63%，因而极易成为α相的形核中心，又因为其晶粒极其微小弥散，因而可起到良好的细化晶粒的效果。
溶质元素在铝合金中的生长限制因子
|
元素 |
m(k-1) |
Wt.%(Max) |
反应类型 |
|
Ti |
245.6 |
0.15 |
包晶 |
|
V |
30.0 |
0.10 |
包晶 |
|
Ta |
10.5 |
0.10 |
包晶 |
|
Hf |
11.2 |
0.5 |
包晶 |
|
Mo |
7.5 |
0.1 |
包晶 |
|
Zr |
6.8 |
0.11 |
包晶 |
|
Nb |
6.6 |
0.15 |
包晶 |
|
Si |
5.9 |
12.6 |
共晶 |
|
Cr |
3.5 |
0.4 |
包晶 |
|
Ni |
3.3 |
6 |
共晶 |
|
Mg |
3.0 |
3.4 |
共晶 |
|
Fe |
2.9 |
1.8 |
共晶 |
|
Cu |
2.8 |
33.2 |
共晶 |
|
Mn |
0.1 |
1.9 |
共晶 |
生长限制因子对不同铝合金晶粒尺寸的影响
铝合金晶粒细化剂的细化理论主要包括：包晶相图理论、碳化物-硼化物理论、双形核理论、α-Al晶体增殖理论、超形核理论等。
铝及其合金实际生产中常用的晶粒细化剂主要有Al-Ti、Al-B、Al-Ti-B及Al-Ti-B-RE和Al-Ti-C等系列中间合金。
Al-Ti-B中间合金是目前使用较为广泛的细化剂，大约有75%的铝合金生产企业使用Al-Ti-B进行晶粒的细化。工业生产中，经常使用的3种Al-Ti-B中间合金的是：Al-5Ti-1B、Al-5Ti-0.6B和Al-5Ti-0.2B。
不同细化剂对铸造铝合金晶粒尺寸的影响
A1-Ti-B和AI-Ti-C三元中间合金的细化效果远远好于A1-Ti二元中间合金的细化效果。TiB2或TiC粒子的存在会显著提高Ti元素的细化效果，这说明，A1-Ti-B和A1-Ti-C中间合金的细化效果依赖于过剩的Ti元素以及TiB2或TiC粒子的存在两个条件。
Cr、Zr、Mn、V等元素的合金会对Al-Ti-B中间合金产生“中毒”(即细化效果减退)现象，对中间合金产生“中毒”效应的合金元素会偏聚在TiB2或TiC粒子的周围，并与Ti元素发生反应，改变了TiB2或TiC粒子的表面物理化学特性，使TiB2或TiC粒子的表面活性降低，与铝熔体界面相容性变差，α-Al在其表面形核的形核功增加，晶粒细化效果减退。
微量某些合金元素(如Fe, Si, Mg)能够提高中间合金的细化效果。合金元素含量超过一定值后，中间合金的细化效果随合金元素含量的增加而减弱。当合金元素含量增加到一定值后，合金元素在熔体中的活度增加，通过与Ti元素反应消耗掉熔体中过剩的Ti元素，从而削弱了晶粒细化效果。
人们在原有的Al-Ti-B中间合金中加入稀土元素。稀土元素不仅可以起到变质和精炼的作用，并且可以降低铝熔体的表面张力， 改善铝液对硼化物的润湿性，在一定程度上减小TiB2的沉淀现象。并且Al-Ti-B-RE具有长效性，减缓了细化剂的衰退时间，具有较好的应用前景。
B是间隙元素，在钛中能形成硼化物。钛合金中添加B元素不仅可以提高合金的弹性模量，而且硼化物颗粒的形成具有细化晶粒的效果，但B元素的含量不宜过高，否则会导致生成的硼化物在液固界面前沿晶界层聚集。
C可完全固溶于钛合金中，形成细小的TiC 颗粒，限制了原始β 晶粒的尺寸，同时也增加了形核质点，从而达到细化晶粒的效果，另外TiC 颗粒在合金中作为二次相还改善了合金的性能。
Y元素可在含Al钛合金中相间界析出弥散的YAl2化合物从而细化晶粒。
Si可扩展成分过冷区域，从而细化原始β相。
1.0wt.%的溶质元素在钛合金中的m(k-1)计算值
|
元素 |
m(k-1) |
元素 |
m(k-1) |
|
Be |
72 |
Ce |
4.9 |
|
B |
66 |
Tb |
4.5 |
|
O |
19.0 |
Lu |
3.5 |
|
Si |
18.7 |
Nd |
3.4 |
|
Sc |
11.4 |
Pt |
2.5 |
|
Fe |
11.1 |
Pb |
1.1 |
|
Ge |
8.3 |
Sn |
~0 |
|
Mn |
7.7 |
Al |
~0 |
|
Pd |
7.2 |
V |
~0 |
|
Er |
5.6 |
Zr |
~0 |
|
Gd |
5.4 |
Zn |
~0 |
|
Te |
5.0 |
Y |
7.9 |
|
Ni |
14.3 |
Cu |
6.5 |
|
Co |
8.8 |
在纯铜熔炼过程中广泛使用稀土变质剂来细化晶粒。在铜中添加微量钆、钕、镝、铒、镧和富铈混合稀土, 可以起到细化晶粒、改善组织结构、净化除杂的作用, 并能提高铜的机械性能和导电性。一般认为一方面稀土能与纯铜中的有害杂质( 氧、硫、铅、铋等) 反应, 生成的高熔点稀土化合物质点均匀地分散在纯铜基体中, 成为结晶核心, 使纯铜组织得到细化；另一方面稀土聚集在晶界上, 在熔液中易于填补正在生成的新相晶粒表面缺陷处, 形成阻碍晶粒继续长大的膜, 抑制晶粒成长, 从而细化晶粒。由于稀土的化学性质活泼, 直接添加烧损严重, 一般以中间合金或化合物的形式加入。需要指出的是, 在纯铜中添加适量稀土，可以基本消除柱状晶区, 使其转变为细小的等轴晶组织, 但是过量添加反而使铸锭组织产生疏松缺陷, 性能下降。
在纯铜中加入合金元素锂也能起到细化晶粒、净化除杂的作用, 加入微量锂能消除合金凝固态的柱状晶区并使之转变为等轴晶区。加入微量锂时，铜的晶粒尺寸均比未加锂的大，随锂含量增加，晶粒尺寸逐渐增大，锂加入量增加到0.06%时，晶粒尺寸达到极大值，约为未加锂的1.7 倍。此后随着锂加入量的继续增大其晶粒尺寸反而减小。
用于黄铜变质细化的合金元素主要有RE、硼和锆等。但是在不同的铜合金中, 硼和锆元素的晶粒细化作用并不相同。硼和锆的细化效果与锡含量有关, 在较低的锡含量下(<0.3%)，硼是最有效的细化元素, 但是在较高的锡含量(1%) 下，锆是最有效的细化元素。对硅黄铜和硅青铜，锆是有效的细化元素，但对含铅黄铜，硼是有效的细化元素。
在铜基形状记忆合金中加入硼、铁、钒、锆、镍、钛、铋和RE等合金元素可以显著细化晶粒。
熔体搅拌法是通过电场、强磁场、超声波或机械搅拌等方式对合金熔体施加强烈外力以达到细化晶粒的一种熔体处理工艺。只有对高温熔体进行搅拌才会使轻合金晶粒细化，对低温镁合金熔体搅拌不仅不能使晶粒细化，还会导致晶粒粗化。
快速凝固技术（Rapid solidification process）是指在比常规凝固工艺过程快得多的冷却速度（如104~109 K/s）或大得多的过冷度（可达几十至几百开）下，合金以极快的凝固速率（常大于10 cm/s，甚至高达100 m/s）从液态转变为固态的过程。快速凝固技术的出现无论对合金成分设计还是合金微观结构和宏观特性都产生了深刻的影响，为新型合金的制备开辟了一条崭新的道路，有力地推动了材料科学的发展。
目前制备轻合金的主要快速凝固方法分为以下三类: 雾化法、甩带法和雾化沉积法。分别用于制取快速凝固粉末、条带和块锭材料。
采用快速凝固技术制备镁合金，可以显著抑制轻金属合金晶粒组织的长大，形成超细的晶粒度、无偏析或少偏析的微晶组织和亚稳相，提高合金元素在镁基体中的固溶度，改善镁合金的室温和高温力学性能以及抗腐蚀性能。
近年来快速凝固在镁合金中的研究主要集中于Mg-Al-Zn系合金和Mg-Zn系合金。在快速凝固过程中，合金元素在镁基体内的最大固溶度大大提高。铝的最大固溶度可以提高到21.6%（原子分数）。快速凝固AZ91D合金可形成过饱和α-Mg固溶体，细化晶粒，能大幅度提高合金机械强度、韧性和耐蚀性。Mg-Zn系合金的快速凝固主要集中在Mg-Zn-RE系方面。
铸造铝合金的冷却速率对晶粒尺寸和二次枝晶间距SDAS的影响（东莞42crmo厂家）
过冷度对Al-Si合金晶粒尺寸的影响
不同过冷度下的Al-Si合金微观组织
(a) △T=101K，(b)△T=127K, (c)△T=181K, (d)△T=255K
过热处理是浇注前将熔体温度升高并保温一段时间后再降温至浇注温度进行浇注的工艺过程。在实际铸造过程中，由于过高的温度会引起氧化、吸气和晶粒粗大，因此大部分金属或合金不会升温到液相温度以上。
过热处理对Mg-Al系合金有细化作用，因为在过热处理过程中生成了非均质结晶核心。熔体过热处理时的过热温度存在一个较佳的温度范围，其取决于合金的成分，一般高于液相线温度50~260℃；此外，熔体过热后需快速冷却到浇注温度完成浇注，否则将导致晶粒粗化，有时甚至使晶粒细化效果完全丧失。
Fe和Mn对熔体过热法的晶粒细化效果有重要影响，一般来说，Fe和Mn含量低的Mg-Al合金熔体过热法的晶粒细化效果要低于Fe和Mn含量高的Mg-Al合金。熔体过热处理对Mg-Zn、Mg-Ag、Mg-Sn、Mg-Cu二元合金的晶粒细化均有一定的影响，但对Mg-Bi、Mg-Cr没有影响。微量Ti、Zr、Be对于过热处理的晶粒细化有抑制作用，而Zn对过热处理晶粒细化的影响几乎可以忽略。
由于过热处理需要将镁合金熔体加热到高温，增大了镁合金熔液的氧化损失和吸气量，增加了能量和坩埚的消耗，而且由于杂质和熔体合金的密度均减小，不利于杂质的分离。此外，含铁量的增大还会大大降低合金的抗腐蚀性能。因此，目前在生产上很少采用熔体过热法。
有色金属材料的晶粒细化固态工艺
制备纳米晶和超细晶（UFG）的方法主要由如下两种:（1）Top-down工艺，旨在细化常规组织材料的晶粒；（2）Bottom-up工艺，旨在从原子和分子的基础上合成细小的晶粒组织。通常制备UFG组织的方法有：快速凝固、气相沉积、机械合金化、低温金属成型和剧塑性变形（Severe plastic deformation, SPD）等。SPD技术中用于制造具有UFG组织的板材和块材，如等通道角挤压（Equal-channel angular extrusion, ECAE）、高压扭转（High-pressure torsion, HPT）和多轴压缩/锻造（Multi-axial compressions/forging, MAC/F）等技术用于制备块体材料；累积叠轧（Accumulative roll-bonding, ARb）和连续剪切变形（Conshearing process）等技术用于制备板带材。
通常金属材料的晶粒细化主要是通过传统的塑性变形加工和随后的退火工艺（发生再结晶和晶粒长大）来获得，常规工艺所制备的材料的晶粒尺寸最小约10μm。
通过热挤压等方式获得的变形镁合金比铸造镁合金具有更优良的性能、更多的样式、更高的生产率，一般认为，变形镁合金之所以比铸造镁合金性能好，是因为热变形后其组织均匀、晶粒细小，并消除了铸造缺陷。（出售4140钢材，42crmo板材，H13，P20）
等通道角挤压是通过强烈塑性变形而获得大尺寸亚微米或纳米块体材料的有效方法，是一种可以使传统的铸锭均质化、细晶化的新技术。它被认为是细化常规材料至亚微米级甚至纳米级最具有工业化应用前景的技术之一。
它是通过两个轴线相交且截面尺寸相等的通道，将被加工材料挤出。因通道的转角作用，在加工过程中材料发生剪切变形，使材料产生大的剪切应变，并由此导致位错的重排从而使晶粒得到细化。
ECAP 采用塑性变形的方法, 变形前后试样的形状和尺寸基本不变,因此可以进行多道次的挤压, 利用加工过程中剪切变形和加工硬化, 从而在不改变材料成分和形状的条件下, 利用加工过程中存在的加工硬化、动态回复以及动态再结晶来控制材料微观组织的形成和发展, 达到细化晶粒提高材料性能的目的。该技术直接使用铸锭作为生产原料, 大大降低了生产成本。
较有代表性的几种ECAP工艺
大比率挤压与传统的挤压不同，它大大提高了挤压比（通常为100:1）。在热挤压过程中，由于挤压比较大，晶粒被拉长以致断裂成微小的颗粒，晶粒之间的相互摩擦加剧了破碎过程，而且弥散分布的第二相质点也会阻碍晶粒长大，从而获得细小晶粒组织。
大比率挤压工艺及挤压后的晶粒尺寸
累积叠轧是将表面进行脱脂及加工硬化等处理后的尺寸相等的两块金属薄板材料在一定温度下叠轧并使其自动焊合，然后重复进行相同的工艺反复叠轧焊合，从而使材料的组织得到细化、夹杂物分布均匀，大幅度提高材料的力学性能。轧制是制备板材最具优势的塑性变形工艺，然而随着材料厚度的减小，材料的总应变量受到限制。在累积叠轧工艺中，材料可以反复轧制，累积应变可以达到较大值，在理论上能获得很大的压下量，突破了传统轧制压下量的限制，并可连续制备薄板类的超细晶金属材料，因此ARB 工艺被认为是剧变形工艺中惟一有希望能工业化生产大块超细晶金属材料的方法。
累积叠轧与异步叠轧工艺原理
ARB已被成功应用于纯铝、铝合金和无间隙钢(Interstitial free, IF)及少量的变形镁合金，其中ARB 铝合金包括纯铝(1100) 、Al-Mn(3003) 、Al-Mg(5083) 、Al-Mg-Si(6061) 、Al-Fe-Si(8011) 、Al-Cu合金(Al-2Cu)和铝基复合材料。
各种材料经过ARB变形后的组织与拉伸性能
异步叠轧技术（AARB）是在累积叠轧技术的基础上衍生出来的。它的出现降低了轧制力，增大了变形量，提高了产品的表面质量。异步叠轧过程与累积叠轧过程基本相同，而轧辊存在大小差异。导致了中性面偏向快速辊一侧， 使材料的几何中心层与实际中心层不重合。异步叠轧技术具有累积叠轧技术不具有的优势，但也有累积叠轧技术的不足之处。
高压扭转技术是塑性变形中细化晶粒效果最好的。使用的设备主要由压头和模具两部分组成。材料放入模具内，通过压头对其施加很大的压力，同时转动压头，使材料在轴向发生压缩和切向发生剪切的特殊塑性变形。变形量的大小由旋转的圈数所决定。变形过程中各向受力均匀，得到的晶粒尺寸较小且均匀化。目前高压旋转技术已对铝合金、铜合金、钛合金、复合材料以及钢铁材料方面进行了研究，结果表明，晶粒得到了细化，力学性能得到明显改善。
高压扭转技术可制备形状对称的产品，尤其是较薄的圆盘状产品。由于设备的限制，很难实现大型件的工业化生产， 但其优良的细化效果和获得的组织较均匀，是制备块状亚微米晶、微米晶、以及纳米晶的主要方法之一。奥泰42crmo板材，也许没有第二家规格有我齐全1
将等通道挤压技术和高压扭转技术相结合起来形成一种新的强塑性变形技术，即扭转通道多角度挤压技术（TCMAP）。该技术结合了等通道挤压技术和高压扭转技术的优点，材料通过该模具，整体都得到变形，加工出来的产品应力分布均匀，内部组织均匀细小。
等通道挤压、高压扭转和扭转通道多角度挤压示意图
往复挤压技术（Cyclic Extrusion Compression, CEC）的基本原理：模具由两个模腔、一个紧缩区和放置于两模腔内的冲头构成。两模腔截面积相等，在同一条轴线上，通过中间的紧缩区连接。在挤压过程中，试样在冲头的作用下，到达紧缩区，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，发生镦粗变形。然后另一边冲头将试样按上述过程反向亚辉，完成一个挤压循环，重复以上过程，直至获得所要的应变为止，这时移去一测冲头，就可以将试样挤出成型。材料经过往复来回的挤压和压缩，产生很大的应变，从而得到超细、等轴的超细晶组织。
以上所述晶粒细化方法不限于该材料，也可用于其他金属材料，如有色金属材料的固态工艺也可用于钢铁材料的晶粒细化，而有色金属材料的固态工艺也可以借鉴钢铁材料的形变热处理相关的方法。奥泰模具钢厂家，千吨库存。
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