金屬材料的晶粒細化方法
金屬的晶粒越細，其強度和硬度越高。因為金屬晶粒越細，晶界總面積越大，位錯障礙越多，需要協調的具有不同位向的晶粒越多，使金屬塑性變形的抗力越高。
金屬的晶粒越細，其塑性和韌性越高。因為晶粒越細，單位體積內晶粒數目越多，參與變形的晶粒數目也越多，變形越均勻，使在斷裂前發生較大的塑性變形。強度和塑性同時增加，金屬在斷裂前消耗的功也較大，因而其韌性也較好。
通過細化晶粒來同時提高金屬的強度、硬度、塑性和韌性的方法稱為細晶強化。
鋼鐵材料的強度與晶粒尺寸關系可由Hall-Petch公式給我出：
σs = σi + Kyd-1/2
σs—材料的屈服強度；σi和Ky為與材料有關的常數；d為晶粒尺寸。此公式通常認為適用于0.3-400μm尺寸的晶粒，也適用于馬氏體板條束，因為板條束間為大角度晶界。
晶粒尺寸d與韌性的關系：
βTc= lnB - lnC- lnd-1/2
式中β、B、C為常數，Tc為脆性轉變溫度；d為晶粒尺寸。
SPD及退火處理后的鎂合金的晶粒尺寸對屈服強度的影響
鐵、普鋼及硅鋼的晶粒尺寸對屈服強度的影響
銅的晶粒尺寸對屈服強度的影響（毫米級）
銅的晶粒尺寸對屈服強度的影響（納米級）
W、Ti及Cr的晶粒尺寸對屈服強度的影響
Ag、Ni的晶粒尺寸對屈服強度的影響
Al的晶粒尺寸對屈服強度的影響
晶粒尺寸與金屬材料硬度的關系
純鐵晶粒尺寸與彈性極限之間的關系
細小的晶粒有助于減少縮松、減小第二相的大小和改善鑄造缺陷，還有助于改善鎂合金的耐腐蝕性和加工性。
輕金屬的晶粒尺寸對耐蝕性能的影響
亞微米的晶粒組織還可以在高溫下表現出低溫超塑性和高應變速率超塑性。
晶粒尺寸對材料流動應力的影響
目前實現鋼鐵材料晶粒細化的方法主要有：冶金處理細化、熱處理與加工工藝、磁場或電場處理細化、機械球磨法、非晶晶化法。
凝固組織細化技術
由金屬凝固理論可知，等軸晶的形成條件是：凝固界面前沿的液相中有晶核來源，在液相中存在晶核形成和生長所需的過冷度。因而對金屬和合金材料凝固組織的細化，無外乎是基于以下的基本原理：增加液相中的形核質點，提高形核率；降低晶核的長大速度或抑制晶核的長大；控制結晶前沿的溫度分布等。目前，金屬凝固組織細化方法主要有四類:（1）澆注過程和傳熱條件控制方法;（2）化學處理方法；(3)機械處理方法；（4）外加物理場方法。
澆注過程和傳熱條件控制方法
澆注過程和傳熱條件控制方法包括澆注工藝控制技術、低溫澆注、提高冷卻速度和增加過冷度等。
在鑄件澆注過程中，通過控制澆注工藝，如進行緩慢澆注或合理設置澆口等措施，能細化金屬凝固組織。
除了控制澆注方式外，降低澆注過熱度，在接近于液相線溫度下澆注也是細化凝固組織、擴大等軸晶區的有效方法。
提高冷卻速度快速凝固可明顯細化金屬的凝固組織，獲得非常好的細化效果。薄板坯連鑄工藝使鑄坯的凝固冷卻速率提高1~2個數量級，快速凝固使二次枝晶臂間距減小，最小臂間距可達到亞微米級。
鑄坯二次枝晶間距與冷卻速率的關系
在提高冷卻速度基礎上，通過去除液相中的異質晶核(熔體凈化)，抑制低過冷度下的形核，使合金液獲得很大過冷度，在大過冷度下產生爆發式形核，也能細化金屬凝固組織，該方法即為深過冷凝固技術。熔體的凝固速率與其過冷度有關，過冷度越大，凝固速率越快。
化學處理的方法是指向金屬熔體中添加少量的化學物質或化學元素。這種物質一般稱為孕育劑或變質劑。該方法操作簡便，細化效果顯著。但要求孕育劑細小且彌散才能有效細化晶粒，否者將影響鋼鐵材料的性能。
鋼液中存在的固態化合物可以作為鋼液凝固初生鐵素體相或者初生奧氏體相的形核核心，促進鋼液非均質形核，從而實現凝固組織的細化。根據點陣錯配度理論和經驗電子理論，對δ-Fe非均質形核有顯著效用的孕育劑為CaS、La2O3、TiN、Ce2O3、TiC、CeO2、Ti2O3、TiO2、MgO；對γ-Fe非均質形核有顯著效果的孕育劑為ZrO2、Ti2O3、MnS、SiO2、MnS、CaO、Al2O3、CeO2。
機械處理方法主要包括機械攪拌和機械振動兩種方法。
采用機械攪拌可造成液相和固相之間產生不同程度的相對運動，即液態金屬的對流運動，從而引起枝晶臂的折斷、破碎和增殖，達到細化晶粒的目的。但該方法存在兩方面不足，一是對熔體攪拌時，易卷入氣體，且得不到金屬液的及時補充，易形成氣孔、縮松等缺陷；二是對高熔點的金屬液進行攪拌時，攪拌器損耗嚴重，對金屬熔體造成污染，產生新的質量問題。
采用機械振動的方法也是借助金屬熔體的對流運動破碎枝晶、引起晶核增殖來達到凝固組織細化的目的。但該方法在操作中，當機械振動頻率提高時，金屬凝固組織細化效果會降低，引起鋼錠碳化物偏析和疏松嚴重等問題。
外加物理場方法
外加物理場處理技術是在金屬凝固前或凝固過程中對金屬熔體施加物理場，利用金屬和物理場的相互作用，改善其凝固組織。該技術具有環境友好、操作簡便等優點。目前該領域的研究熱點主要集中在以下3個方面：（1）讓電流通過金屬熔體，即電流處理;（2）讓金屬熔體在磁場中凝固，即磁場處理；（3）對金屬熔體進行超聲波處理。
電場作用于熔點附近的凝固系統時，金屬液中近程有序原子團的結構、尺寸和數量都會隨著電場強度、方向而變化，加劇了結構起伏、能量起伏及溫度起伏，從而促進均質形核。
當有快速變化的強脈沖電流通過金屬熔體時，將在熔體內產生快速變化的強脈沖磁場。強脈沖電流和強脈沖磁場之間的相互作用會在金屬熔體內產生很強的收縮力，使熔體反復地被壓縮，并使熔體在垂直于電流方向作往復運動。往復運動除了碎斷樹枝晶外，同時還使熔體迅速失去過熱、提高形核率。所以脈沖電流愈強，細化效果愈顯著。
在交變磁場作用下，凝固系統內將產生一個感應電流，磁場與感應電流之間發生電磁作用，產生電磁力，其方向是沿徑向將金屬壓向或拉離軸心，從而使凝固體系產生了規則的波動。這種波動對凝固過程的影響與通常的強化對流產生的影響沒有實質區別，因此，交變磁場具有細化晶粒的作用。
從磁場帶來的波動效應看，磁感應強度越大，電磁壓力越大，因而波動越激烈，晶粒細化效果越顯著。但是在磁感應強度增加的同時，感應電流也成比例地增加，這相應地會在凝固體系內增大熱效應，從而使過冷度減小，進而使形核率下降，所以磁感應強度過大時，會引起晶粒粗化。因此，磁場強度與晶粒細化效果之間的關系曲線應是一條有極值的曲線。
脈沖磁場使熔體內產生脈沖渦流。渦流和磁場之間相互作用產生洛侖茲力和磁壓強。它們是劇烈變化的，且其強度遠大于金屬熔體的動力壓強，這就使金屬熔體產生強烈振動。這種振動一方面增加了熔體凝固中的過冷度，提高了形核率；另一方面在熔體內造成了強迫對流，使凝固過程中樹枝晶或難以長大，或被折斷、擊碎，而這些破碎的枝晶顆粒游離于結晶前沿的液體中又會成為新的生長核心。所以脈沖磁感應強度愈大，細化效果愈顯著。
強磁場或電場與溫度、壓力、化學成分等因素一樣，也是影響金屬相變的重要因素。首先，由于不同相具有不同的磁導率或電介質常數，電磁場將影響其吉布斯(Gibbs）自由能進而影響到γ→α相變溫度。在熱軋過程中采用間斷斷施加磁場或電場的方法可以改變Ae3溫度，反復進行奧氏體/鐵素體相變，進而促進鐵素體晶粒細化。另外，電磁場將影響原子遷移的擴散速度和相形態。外加磁場或電場將增大淬火冷卻時從奧氏體向馬氏體轉變的相變驅動力，即可獲得與增大過冷度相同的效果，從而增加馬氏體的形核率，并且降低其生長速度，達到組織細化的目的。在強磁場或電場淬火時，具有隨著場強度的增大，獲得的淬火馬氏體的尺寸就越細的規律。
超聲波在液體中傳導時，將會產生周期性的應力和聲壓變化，在聲波的波面處形成很強的壓強梯度，產生局部的高溫高壓效應，這種效應導致瞬間的正壓、負壓變化，致使結晶過程中固/液界面正在形核、長大的晶胚脫落下來，它們漂移到熔體的各個部位，從而改變了固/液界面的結晶方式。液體中產生的空化和攪動作用使合金液整體的溫度和化學成分均勻化，細化了合金顯微組織，減輕了合金的宏觀偏析傾向，提高了鑄態組織均勻性。
鐵素體晶粒細化方法
從強韌化觀點出發，晶粒細化是最重要的強化方式之一。
晶粒細化一般包括相變前奧氏體細化或位錯化、奧氏體內部增加形核質點和相變冷卻細化等。利用結晶生核、長大現象進行晶粒細化時，臨界晶核尺寸大小成為晶粒細化極限的大體目標。臨界晶核的尺寸是形核驅動力的函數，驅動力越大，臨界晶核尺寸就越小。通常情況下，相變時的驅動力比再結晶時的驅動力大很多。因此，利用相變時得到很細小的臨界晶核尺寸，再控制冷卻速度，就可使鋼鐵材料組織超細化。
對于低碳微合金鋼而言，發生奧氏體向鐵素體相變時，應盡可能生成大量晶核。對于新一代鋼鐵材料，所采用的相變細化晶粒(奧氏體→鐵素體)有以下四種方法：
(1)加快冷卻速度
加快冷卻速度增大過冷度，可以加大形核驅動力，提高鐵素體相的形核率，從而達到細化晶粒的目的;
(2)細化母相奧氏體
利用澆注時增加奧氏體相的形核率，達到細化母相奧氏體的目的，從而使固態下鐵素體相得以細化;
(3)形變誘導鐵素體相變(在加工硬化的狀態下使奧氏體相變)
通過大量形變，使奧氏體相中的位錯密度提高，在冷卻中，提高鐵素體相的形核率，達到細化鐵素體相的目的，此時應避免軋制過程中奧氏體再結晶，使奧氏體軋制過程動態轉變為鐵素體，得到細晶鐵素體;
(4)使奧氏體晶粒內彌散分布適量的析出相和非金屬夾雜物
利用某些元素在奧氏體相中形成析出相，如碳、氮化合物，或利用某些非金屬氧化物、硫化物等，作為鐵素體在奧氏體相中非均勻形核的現成表面，降低形核功，提高形核率，達到細化鐵素體相的目的。
總之，以上四種方法，方法(1)是通過提高冷卻速度以增大過冷度來提高相變時形核的驅動力，方法(2)、(3)、(4)是增加鐵素體的形核位置。
通過對鋼鐵材料微合金化可以有效地細化晶粒，其原因可分為以下兩種情況:一是一些固溶合金化元素(如W , Mo等)的加入提高了鋼的再結晶溫度，同時可降低在一定溫度下晶粒長大的速度；二是一些強碳氮化合物形成元素(如Nb, Ti，V等)與鋼中的碳或氮形成尺寸為納米級的化合物，它們對晶粒的長大起強烈的阻礙作用。這些強碳氮化合物形成元素主要通過下列幾種機制細化鐵素體晶粒：
(1)阻止加熱時奧氏體晶粒的長大
Nb, Ti, V等微合金鋼在鍛造或軋制前加熱時，未溶解的微合金碳氮化合物質點釘扎奧氏體晶界的遷移，阻止其晶粒長大，因而使微合金鋼在壓力加工之前就具備了較小的奧氏體晶粒，為進一步細化鐵素體晶粒提供了有利的條件。
(2)奧氏體形變過程中阻止奧氏體再結晶
在奧氏體形變過程中，通過應變誘導析出的Nb, Ti, V的碳氮化合物沉淀能抑制形變奧氏體再結晶和再結晶后晶粒的長大，起到細化晶粒的效果。這是因為熱加工過程中應變誘導析出的微合金元素的碳氮化合物粒子優先沉淀在奧氏體晶界、亞晶界和位錯線上，從而能有效地阻止晶界、亞晶界和位錯的運動，其作用不僅能阻止再結晶過程的開始，而且還能抑制再結晶過程的進行。
(3)鐵素體相變后的沉淀強化作用
奧氏體形變后，將發生鐵素體相變，這時將有大量的彌散微合金碳氮化合物粒子析出，這些析出的粒子對鐵素體晶粒同樣也起釘扎作用，限制其長大。另一方面，這些粒子也起沉淀強化作用，提高鋼鐵材料的強度。研究表明，微合金碳氮化合物析出粒子的大小及其體積分數對鐵素體晶粒尺寸起決定作用，析出粒子越小，體積分數越大，所獲得的鐵素體晶粒也就越小。因而，努力使析出粒子具有較大的體積分數和較小的尺寸是晶粒細化過程中的一大目標。
碳、氮化物在鐵素體中的溶解度
碳、氮化物在奧氏體中的溶解度
在低碳鋼的超細化處理工藝中，具有代表性和比較成熟的工藝是熱機械處理(TMCP)——控制軋制和控制冷卻。
控制軋制和快速冷卻的四個階段及各階段的結晶組織
對應于上述鐵素體晶粒細化的四種方法，在控軋控冷工藝中，基本上可分為四個階段：（1）動態再結晶的熱軋以獲得初始γ晶粒的細化；（2）再結晶控制軋制使γ晶粒進一步細化；（3）非再結晶控軋以累積變形量，加大α形核面積，驅動γ→α相變，最終達到細化晶粒α的目標值；（4）形變熱處理。（1）、（2）和（3）可導致鋼的晶粒細化和超細化。而形變熱處理是廣義TMCP中的一種，可代替普通再加熱處理，是一種節能且優化性能的不可逆熱處理方式。
形變熱處理大致可分為兩類：高溫形變熱處理是將鋼在較低的奧氏體化溫度進行變形，然后淬火；低溫形變熱處理是將淬火后的鋼進行冷變形，然后奧氏體化再淬火。高溫形變熱處理工藝是將鋼加熱到稍高于Ac3溫度，保持一段時間，達到完全奧氏體化，然后以較大的壓下量使奧氏體發生強烈變形，之后保溫一段時間，使奧氏體進行起始再結晶，并于晶粒尚未開始長大之前淬火，從而獲得較細小的淬火組織。低溫形變熱處理工藝，是將淬火以后的鋼加熱到相變點以下的低溫進行大壓下量的變形，然后加熱到Ac3以上溫度短時保溫，奧氏體化后迅速淬火。
形變熱處理的目的與方法
熱軋工藝對鋼的性能和質量具有重要影響，如鋼坯的加熱溫度和開軋溫度、軋制道次和壓下量，終軋溫度和軋后冷卻制度等都是很重要的影響因素。自從最初發現降低終軋溫度能夠細化晶粒從而提高鋼的強度和韌性之后，人們逐漸認識到軋制工藝各個環節的重要性，從而形成了所謂的控制軋制。
控制軋制與普通熱軋不同，其主要區別在于它打破了熱軋只要求鋼材成型的傳統觀念，不僅通過熱加工能使鋼材得到所規定的形狀和尺寸，而且通過金屬的高度形變充分細化鋼材的晶粒和改善其組織，發揮與熱處理相似的作用。經過30多年的不斷發展，控制軋制已趨于成熟，得到廣泛應用。特別是加入微合金化元素的低合金高強度鋼，成為改善鋼材質量和提高使用性能的最有效方法之一。
控制軋制的典型工藝，可分為兩階段軋制和三階段軋制。其中，兩階段控軋的終軋溫度在Ar3以上，為形變未再結晶奧氏體向鐵素體的轉變，即形變誘導鐵素體相變。三階段控軋，終軋在(γ+α)兩相區，其基本原理是先在再結晶區通過多次反復的高溫變形再結晶，并借助微合金化元素鈮、釩、鈦及其析出物對再結晶的抑制作用，使奧氏體晶粒充分細化，然后再在γ/α。相變前的奧氏體未再結晶區，使細化了的奧氏體進行多道次的變形積累，給鐵素體在γ/α。相變時的大量形核提供有利條件，以便獲得微細的鐵素體晶粒，最后在(γ+α)兩相區終軋。其目的是:一方面通過變形在鐵素體中引入大量位錯及其亞結構和織構，借此挖掘位錯亞結構和織構的強化效應，提高材料強度;另一方面，通過(γ+α)兩相區終軋，既有利于微合金化元素在鐵素體中的析出，又能在尚未相變的奧氏體晶粒中繼續引入大量形變帶，給鐵素體晶粒的均勻形核和充分細化創造更有利的條件，從而進一步發揮出晶粒細化和微合金化元素析出相的沉淀強化作用。因此，經過(γ+α)兩相區控軋的鋼材具有晶粒細化、沉淀強化、位錯與亞結構強化、固溶強化和織構強化等多種強化效應，可使鋼材的強度得到大幅度的提高。同時利用晶粒細化和織構的韌化效應達到提高鋼材韌性的目的。
從以上所述的控軋原理中可以看出，控制軋制利用較多的是奧氏體的回復與再結晶細化奧氏體晶粒，從而細化鐵素體組織，以及增加位錯密度借以增大形核場密度來細化鐵素體晶粒。利用再結晶形核、長大現象進行晶粒細化時，臨界晶核尺寸大小成為晶粒細化極限的目標。臨界晶核的尺寸是形核驅動力的函數，驅動力越大，臨界晶核尺寸越小。通常，相變時的驅動力比再結晶時大得多，相變時臨界晶核尺寸能到0.1μm以下，而再結晶時的晶粒尺寸通常為1μm左右。從本質上講，相變比再結晶細化晶粒的能力大得多，因此將相變作為形變熱處理的主要形核機制將會更有效地細化鐵素體晶粒。
形變誘導相變(Deformation Induced Ferrite Transformation)是將低碳鋼加熱到奧氏體相變溫度Ac3以上，保溫一段時間，使其奧氏體化，然后以一定速度冷卻到Ar3和Ae3之間，進行大壓下量變形，從而獲得超細鐵素體晶粒。在變形過程中，形變能的積聚使Ar3點溫度上升，在變形的同時發生鐵素體相變，并且變形后進行快速冷卻，以保持在變形過程中形成的超細鐵素體晶粒。在形變誘導相變細化晶粒中，形變量和形變溫度是兩個最為重要的參數，隨著形變量的增加和形變溫度的降低，形變誘導鐵素體相變的轉變量增加，同時鐵素體晶粒變細。
形變誘導相變現象的發現是研究提高傳統材料性能的重要突破，它的出現為大幅度提高傳統金屬材料的性能提供了新手段。與傳統形變熱處理工藝相比，形變誘導相變工藝強調將形變溫度控制在Ar3附近，從而使γ→α。相變的起始溫度高于平衡相變溫度。研究表明，在Ar3附近進行低溫大變形，通過形變誘導鐵素體相變和鐵素體的動態再結晶兩種機制，可以獲得超細的鐵素體晶粒。
形變誘導相變細化晶粒主要應用于鋼鐵材料的控軋控冷生產過程中。
采用多次循環加熱淬火冷卻方法可有效細化材料的組織。其具體工藝是將鋼由室溫加熱至稍高于Ac3的溫度，在較低的奧氏體化溫度下短時保溫，然后快速淬火冷卻至室溫，再重復此過程。每循環一次奧氏體晶粒就獲得一定程度的細化，從而獲得細小的奧氏體晶粒組織。一般循環3~4次細化效果最佳，循環6~7次細化程度達到最大。
該工藝的關鍵在于升溫速率和冷卻速率，基本要求就是加熱和冷卻速率都要快，當不能實現急冷和急熱時則不能明顯細化晶粒。利用特殊的快速加熱方法如火焰加熱、感應加熱、電接觸加熱，可實現對材料的快速循環加熱淬火，可得到明顯的細化效果，且超細化效果的穩定性要遠高于鹽爐循環加熱。
球磨法是指將大塊物料放入高能球磨機中，利用介質和物料之間相互研磨和沖擊使物料細化，其產物一般為粉料，形狀不規則，表面也可能與介質發生化學反應而受污染。粒子因受到多次變形、硬化和斷裂，會有大量缺陷存在，因而表面缺陷多且活性極高。高能磨球法工藝簡單，操作成分可連續調節，能夠制備出常規方法難以獲得的高熔點納米金屬材料，但也存在一些問題，如晶粒尺寸不均勻，球磨及氧化等帶來污染等。
非晶晶化法通過控制非晶態固體的晶化動力學過程使晶化產物為納米尺寸的晶粒。非晶晶化法通常由非晶態固體的獲得和晶化兩個過程組成：非晶態固體可通過熔體激冷、高速直流濺射、等離了流霧化、固態反應法等技術制備，最常用的是單輥或雙輥旋淬法，由于以上方法只能獲得非晶粉末、絲及條帶等低維材料，因而還需采用熱模壓實、熱擠壓或高溫高壓燒結等方法合成塊狀樣品；晶化通常采用等溫退火方法，近年來還發展了分級退火、脈沖退火、激波誘導等方法。
非晶合金不同退火溫度對晶粒尺寸的影響
目前，利用該法已制備出Ni, Fe, Co, Pd基等多種合金系列的納米晶體，也可制備出金屬間化合物和單質半導體納米晶體，并已發展到實用階段，在納米軟磁材料的制備方面應用最為廣泛。非晶晶化法的特點是成本低，產量大，界面清潔致密，樣品中無微孔隙，晶粒度變化易控制，并有助于研究納米晶的形成機理及用來檢驗經典的形核長大理論在快速凝固條件下應用的可能性；其局限性在于依賴于非晶態固體的獲得，只適用于非晶形成能力較強的合金系。
3.有色金屬材料的晶粒細化液態工藝
鎂合金晶粒細化的途徑為：在液態時加入各種適量的元素、晶粒細化劑，或借助外來能量使枝晶破碎，或快速凝固，從而細化晶粒鑄態組織。
溶質元素的影響
合金熔體的凝固速度首先受冷卻速度的制約，當冷速一定時主要由溶質元素含量決定。對于由溶質擴散控速的凝固過程，在一定的冷卻速度下，晶體的生長速率正比于溶質的擴散速率、同時反比于生長限制因子Qi：
Qi = Co·mi·(ki-1)
Q=ΣQi
式中ki是溶質分配系數，mi是液相線斜率，Co為合金中溶質含量，Q為總生長限制因子。
Q-i越大，溶質元素越不容易發生擴散，晶體的生長速度越慢，晶粒越細。
1.0wt.%的溶質元素在鎂合金中的m(k-1)計算值
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 |
溶質元素在鎂合金中的m(k-1)值（文獻）
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細化Mg-Al系合金的機理是：反應生成的Al4C3作為鎂的形核核心，使晶粒細化。而Al4C3屬于高熔點、高穩定性化合物，與鎂的晶格匹配度良好。因此一些高熔點、高穩定性的含碳化合物（如SiC、TiC）在細化Mg-Al系合金方面得到了長足的發展。
Zr是鎂合金中最有效的晶粒細化劑, 在鎂合金中添加鋯不僅可以細化晶粒, 而且可以減小熱裂傾向, 提高合金的強度、塑性和抗蠕變性。在包晶溫度下，Zr在鎂中的固溶度為0.6%，在凝固時首先析出α-Zr質點，Mg在α-Zr質點外部形成包晶組織，Mg與Zr兩者的晶格常數相近，符合"尺寸結構相匹配"原則，Zr可以作為異質形核核心使鎂晶粒顯著細化（高含量），也可能是晶核生長抑制作用所致（低含量）。Zr與氧有較強的親和力，形成的氧化鋯質點作為變質劑細化了鎂合金。細化晶粒激活了鎂合金中的非基面滑移系可以促使晶界滑移，所以大幅度提高鎂合金的塑性變形能力。
稀土元素（RE）具有獨特的核外電子排布，在冶金、材料領域中具有獨特的作用：可凈化合金溶液、改善合金組織、提高合金室溫及力學性能、增強合金耐蝕性能等。大部分RE和鎂的原子半徑都很接近，根據Hume-Rothery固溶度準則及Darken-Gurry理論，大部分RE在鎂中固溶度很小，而鈧、釔、釹、鉺等在鎂中具有較大的極限固溶度。
Ce 屬于輕稀土元素，在鎂中的固溶度只有0.75%(wt%)，作為最常用的晶粒細化劑，不僅能明顯提高鎂合金的強度及高溫穩定性能還能細化鎂合金。晶粒Ce在Mg中的固溶度很小，凝固時Ce 原子幾乎不溶于α-Mg基體，除形成Al4Ce 化合物外，部分Ce易富集于固/液界面前沿，在結晶截面前沿造成成分過冷，促進基體晶粒的均質形核，從而細化晶粒。此外，凝固過程中枝晶間析出的高熔點化合物Al4Ce， 很難作為α-Mg在凝固過程中的異質形核核心， 但它能吸附在α-Mg 晶粒周圍阻礙它長大，起細晶強化作用。大量的Ce的添加引起鎂合金晶粒粗化的原因可能在于：Ce在鎂中的固溶度只有0.75%，當鎂合金中Ce的加入量達到0.8%～0.93%時， 在凝固過程中過剩的Ce 與Al 形成大量Al4Ce 化合物，放出大量的結晶潛熱，降低了液態金屬的過冷度，從而使晶粒細化效果降低，合金開始粗化。
Nd在鎂中的固溶度為3.6%，大于Ce的固溶度0.75%，屬于輕稀土元素。Nd加入到鎂合金中能細化合金晶粒，強化合金的基體，且能使合金的耐熱強度提高，鑄件組織致密。Nd將富集在結晶前沿的液相中，且降低了固/ 液界面前沿成分的熔點，促進成分過冷的形成，使α-Mg 樹枝晶臂細化，二次晶臂間距變??；而且Nd與其他金屬形成化合物將會對α-Mg 晶體的生長造成阻礙，并有助于α-Mg枝晶的分枝細化。另外晶粒變細的原因還有可能是鎂合金中加入Nd后金屬液粘度增加，對流減弱，原子擴散變得困難，因而易于達到較大的過冷度，使晶體的形核過程加快。Nd在Mg中的分配系數小于1，且固溶度隨溫度降低而降低，因此，Nd元素基本上不固溶于α-Mg 基體中。當鎂合金中Nd 的加入量達到0.9%～1.1%時，晶粒細化效果開始降低。
Y屬于重稀土，它與Mg 一樣，同樣具有密排六方晶體結構，原子半徑相近，其在Mg 中的固溶度為12.5%。Y 對鎂合金的作用在于其能夠降低熔體固液界面張力，使形核功下降，臨界形核半徑減小，形核容易；還可以成為α-Mg 的異質結晶核心，且在凝固過程中能形成高熔點含稀土Y合金相作為非自發結晶的核心，阻礙晶粒的長大；RE合金相的再分配與偏析導致枝晶生長的固/ 液界面前沿成分過冷區增大，從而加快形核速率，使得枝晶間距減小，晶粒細化。Y 在鎂合金中的固溶度為12.5%， 比Ce和Nd都要大，當鎂合金中Y的加入量達到1.2%～1.6%時，合金凝固時會在晶界出形成大量的第二相，放出大量結晶潛熱，減弱了凝固過程的成分過冷程度，使晶粒細化作用減弱。
Er 是一種密排六方結構的重稀土元素，在純Mg 中的最大固溶度為32.6%，并且隨著溫度的降低而降低。Er原子半徑為0.1757nm，比Mg 原子半徑大8.82%，對鎂合金可能產生強烈的固溶強化作用；Er 的電負性較低(1.24)，易與鎂合金中的電負性較高的Al、Zn 等合金元素形成穩定化合物，強化鎂合金基體。Er 在鎂中的固溶度高達32.6%，Er加入到鎂合金中后，首先固溶到鎂基體中，當加入量超過1.2%～2.0%時，凝固過程中過剩的Er形成大量合金化合物，放出大量結晶潛熱，降低了液態金屬的過冷度，從而使晶粒細化效果降低。
Sc屬于稀散元素，其在鎂中的固溶度可達25.9%，Sc作為鎂合金的強化元素具有較高的熔點，達到1541℃，但其在鎂合金中的擴散能力相對于其他Re較差。Sc的密度為3g/cm3，比其他Re 的密度小，更能體現鎂合金低密度的特點。Sc的晶格結構和點陣常數決定了它們很難起到異質形核核心的作用，其對鎂合金組織的影響尚不清楚，它對鎂合金組織的細化作用可能是溶質偏析導致枝晶生長的固/ 液界面前沿產生成分過冷區，從而阻礙枝晶的生長并并增大形核驅動力。
Al元素對鎂合金晶粒尺寸的影響
Ca元素對鎂合金晶粒尺寸的影響
Sr元素對鎂合金晶粒尺寸的影響
Sr元素對鎂合金晶粒尺寸的影響（Al含量增加）
Si元素對鎂合金晶粒尺寸的影響
Zr元素對鎂合金晶粒尺寸的影響
細化劑的影響
細化劑處理法是在鎂合金熔化后將具有細化作用的熔劑添加到合金熔體中，通過熔劑和合金體反應獲得細小晶粒的一種晶粒細化工藝。鎂合金不存在通用可靠的晶粒細化劑，各種不同的晶粒細化方法的使用范圍取決于合金系甚至于特定成分的合金。其主要包括不含Al的鎂合金和含Al的鎂合金細化劑處理法。不含Al的鎂合金主要利用含Zr的中間合金細化；含Al的鎂合金晶粒細化劑研究較多的是碳質孕育劑和細化效果較好的高熔點化合物。
不含鋁的鎂合金主要是利用Zr中間合金細化晶粒。Mg-Al系合金不能用Zr作為細化劑。由于Zr易與合金中的Al形成穩定的化合物Al3Zr沉淀出來，其晶格常數（a=4.135 nm,c=16.93 nm）與Mg（a=0.320nm,c=0.520nm）相差甚大，作為異質形核核心的可能性小。同時，形成的Al3Zr將造成合金中Al和Zr的損失，導致晶粒粗化。目前鋯的加入主要以鋯鹽（如ZrCl4、K2ZrCl6、K2ZrF6）和Mg-Zr中間合金為主，但鋯鹽中雜質元素的帶入會惡化合金的力學性能及抗腐蝕性能，因此，以Mg-Zr中間合金加入是目前最為主要的方法。
碳質孕育法是Mg-Al系合金比較有效的細化方法. 碳質孕育法的關鍵是在鎂熔體中引入碳以細化晶粒。目前，碳質材料變質處理法因熔體處理溫度低、細化效果保持時間長等原因，已成為Mg-Al系合金最主要的晶粒細化技術。C可以細化Al含量（質量分數，下同）小于3%的Mg-Al合金，不能細化Al含量大于3%的Mg-Al合金，然而又能細化AZ61、AZ91等含有Mn的Mg-Al合金。
比較傳統的碳質細化劑是MgCO3、C2Cl6、CCl6、石墨粉等。碳質孕育法對不含Al的鎂合金是無效的，并且Ti、Zr、Be和RE元素對碳孕育效果都有不同程度的干擾。一般認為C和Al在熔體中發生反應生成大量細小彌散的Al4C3顆粒并作為α-Mg的異質晶核而細化鎂合金晶粒。Al4C3與α-Mg有相同的晶體結構，為密排六方結構，并且晶格常數相近。
納米MgO顆粒對Mg-Al合金晶粒尺寸的影響
納米MgO顆粒對Mg-Al合金顯微組織的影響：
（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顆粒能夠促進鎂合金凝固時的異相形核。而且CaO被Mg還原產生的溶質Ca也能夠促進晶粒細化。
CaO顆粒對Mg合金晶粒尺寸的影響
CaO顆粒對Mg合金顯微組織的影響
（a）無添加；（b）0.3wt.%CaO；（c）0.7wt.%CaO；（d）1.0wt.%CaO
含碳高熔點細化劑研究比較多的是SiC、TiC、B2C及其中間合金（Al-Ti-C、Al-1B-0.6C）等。對于SiC細化鎂合金的機理，一種觀點認為SiC是高熔點化合物，與鎂有良好的晶格匹配度，可以作為鎂凝固時的晶核，促進晶粒細化；另一種觀點認為SiC與Al發生反應生成Al4C3，Al4C3作為鎂的形核點，起到晶粒細化作用。TiC大多以中間合金Al-Ti-C的形式加入，對于TiC在鎂合金中的細化機理多數認為是由于生成了Al4C3，Al4C3作為形核核心起到了細化作用。有關B2C對鎂合金的細化作用的研究中，其主要是以中間合金形式加入。
此外，含B、N的高熔點化合物也能對鎂合金進行細化。通過Al3Ti3B中間合金對Mg-Al合金的細化機理研究得知，TiB2可以作為鎂的異質形核核心，起到細化作用。AlN與α-Mg有良好的晶格匹配度，能夠作為α-Mg的形核核心。
部分形核質點的晶體結構、晶格參數及與鎂的計算晶格失配度
細化鋁合金晶粒的液態工藝與鎂合金工藝類似，此處只介紹添加合金溶質元素、晶粒細化劑、過冷度及冷卻速率的影響。
溶質元素的影響
Si能夠提高晶粒的形核速率和成分過冷，以及降低液鋁的表面張力。當Si的質量分數達到2%左右，晶粒細化達到最佳值。當Si的質量分數過高時，α-Al相將由等軸晶向柱狀晶轉變。當加入少量的Ti和B時，隨著Si質量分數的提高可持續細化鋁合金晶粒。Si可促進AlB2粒子的異相形核作用。
Zr能夠與Al、Ti作用形成Al3(Zr,Ti)化合物，能夠促進晶粒的細化作用。
Mn能組織鋁合金的再結晶過程，提高再結晶溫度，并能顯著細化再結晶晶粒。再結晶晶粒的細化主要是通過MnAl6化合物彌散質點對再結晶晶粒長大起阻礙作用。
Hf的加入可以有效地細化合金晶粒，在凝固過程中鉿元素可與鋁反應形成Al3Hf粒子，初生的Al3Hf粒子可以作為基體有效的形核質點，與基體共格、納米級別的Al3Hf粒子可以通過釘扎效應抑制晶粒的長大。由溶質原子理論和晶體學研究確定了實驗合金的晶粒細化機制，具有兩種不同的類型：低鉿含量的細化效應主要是由Hf原子引發的成分過冷所致，中鉿和高鉿含量的細化效應為溶質原子與Al3Hf粒子共同作用所致。
稀土元素如La、Ce、Y及Sc等是鋁合金的晶粒細化元素，能夠有效細化材料的鑄態晶粒。Sc在共晶溫度左右時，在鋁中有較大的溶解度，有利于生成含Sc較多的固溶體。含Sc的鋁合金在結晶過程中，很容易有少量的初生Al3Sc相生成，Al3Sc相的晶體結構與鋁基體相同，晶體錯配度很小，只有1.63%，因而極易成為α相的形核中心，又因為其晶粒極其微小彌散，因而可起到良好的細化晶粒的效果。
溶質元素在鋁合金中的生長限制因子
元素 | m(k-1) | Wt.%(Max) | 反應類型 |
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 |
生長限制因子對不同鋁合金晶粒尺寸的影響
鋁合金晶粒細化劑的細化理論主要包括：包晶相圖理論、碳化物-硼化物理論、雙形核理論、α-Al晶體增殖理論、超形核理論等。
鋁及其合金實際生產中常用的晶粒細化劑主要有Al-Ti、Al-B、Al-Ti-B及Al-Ti-B-RE和Al-Ti-C等系列中間合金。
Al-Ti-B中間合金是目前使用較為廣泛的細化劑，大約有75%的鋁合金生產企業使用Al-Ti-B進行晶粒的細化。工業生產中，經常使用的3種Al-Ti-B中間合金的是：Al-5Ti-1B、Al-5Ti-0.6B和Al-5Ti-0.2B。
不同細化劑對鑄造鋁合金晶粒尺寸的影響
A1-Ti-B和AI-Ti-C三元中間合金的細化效果遠遠好于A1-Ti二元中間合金的細化效果。TiB2或TiC粒子的存在會顯著提高Ti元素的細化效果，這說明，A1-Ti-B和A1-Ti-C中間合金的細化效果依賴于過剩的Ti元素以及TiB2或TiC粒子的存在兩個條件。
Cr、Zr、Mn、V等元素的合金會對Al-Ti-B中間合金產生“中毒”(即細化效果減退)現象，對中間合金產生“中毒”效應的合金元素會偏聚在TiB2或TiC粒子的周圍，并與Ti元素發生反應，改變了TiB2或TiC粒子的表面物理化學特性，使TiB2或TiC粒子的表面活性降低，與鋁熔體界面相容性變差，α-Al在其表面形核的形核功增加，晶粒細化效果減退。
微量某些合金元素(如Fe, Si, Mg)能夠提高中間合金的細化效果。合金元素含量超過一定值后，中間合金的細化效果隨合金元素含量的增加而減弱。當合金元素含量增加到一定值后，合金元素在熔體中的活度增加，通過與Ti元素反應消耗掉熔體中過剩的Ti元素，從而削弱了晶粒細化效果。
人們在原有的Al-Ti-B中間合金中加入稀土元素。稀土元素不僅可以起到變質和精煉的作用，并且可以降低鋁熔體的表面張力， 改善鋁液對硼化物的潤濕性，在一定程度上減小TiB2的沉淀現象。并且Al-Ti-B-RE具有長效性，減緩了細化劑的衰退時間，具有較好的應用前景。
B是間隙元素，在鈦中能形成硼化物。鈦合金中添加B元素不僅可以提高合金的彈性模量，而且硼化物顆粒的形成具有細化晶粒的效果，但B元素的含量不宜過高，否則會導致生成的硼化物在液固界面前沿晶界層聚集。
C可完全固溶于鈦合金中，形成細小的TiC 顆粒，限制了原始β 晶粒的尺寸，同時也增加了形核質點，從而達到細化晶粒的效果，另外TiC 顆粒在合金中作為二次相還改善了合金的性能。
Y元素可在含Al鈦合金中相間界析出彌散的YAl2化合物從而細化晶粒。
Si可擴展成分過冷區域，從而細化原始β相。
1.0wt.%的溶質元素在鈦合金中的m(k-1)計算值
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 |
銅合金
在純銅熔煉過程中廣泛使用稀土變質劑來細化晶粒。在銅中添加微量釓、釹、鏑、鉺、鑭和富鈰混合稀土, 可以起到細化晶粒、改善組織結構、凈化除雜的作用, 并能提高銅的機械性能和導電性。一般認為一方面稀土能與純銅中的有害雜質( 氧、硫、鉛、鉍等) 反應, 生成的高熔點稀土化合物質點均勻地分散在純銅基體中, 成為結晶核心, 使純銅組織得到細化；另一方面稀土聚集在晶界上, 在熔液中易于填補正在生成的新相晶粒表面缺陷處, 形成阻礙晶粒繼續長大的膜, 抑制晶粒成長, 從而細化晶粒。由于稀土的化學性質活潑, 直接添加燒損嚴重, 一般以中間合金或化合物的形式加入。需要指出的是, 在純銅中添加適量稀土，可以基本消除柱狀晶區, 使其轉變為細小的等軸晶組織, 但是過量添加反而使鑄錠組織產生疏松缺陷, 性能下降。
在純銅中加入合金元素鋰也能起到細化晶粒、凈化除雜的作用, 加入微量鋰能消除合金凝固態的柱狀晶區并使之轉變為等軸晶區。加入微量鋰時，銅的晶粒尺寸均比未加鋰的大，隨鋰含量增加，晶粒尺寸逐漸增大，鋰加入量增加到0.06%時，晶粒尺寸達到極大值，約為未加鋰的1.7 倍。此后隨著鋰加入量的繼續增大其晶粒尺寸反而減小。
用于黃銅變質細化的合金元素主要有RE、硼和鋯等。但是在不同的銅合金中, 硼和鋯元素的晶粒細化作用并不相同。硼和鋯的細化效果與錫含量有關, 在較低的錫含量下(<0.3%)，硼是最有效的細化元素, 但是在較高的錫含量(1%) 下，鋯是最有效的細化元素。對硅黃銅和硅青銅，鋯是有效的細化元素，但對含鉛黃銅，硼是有效的細化元素。
在銅基形狀記憶合金中加入硼、鐵、釩、鋯、鎳、鈦、鉍和RE等合金元素可以顯著細化晶粒。
熔體攪拌法
熔體攪拌法是通過電場、強磁場、超聲波或機械攪拌等方式對合金熔體施加強烈外力以達到細化晶粒的一種熔體處理工藝。只有對高溫熔體進行攪拌才會使輕合金晶粒細化，對低溫鎂合金熔體攪拌不僅不能使晶粒細化，還會導致晶粒粗化。
快速凝固技術（Rapid solidification process）是指在比常規凝固工藝過程快得多的冷卻速度（如104~109 K/s）或大得多的過冷度（可達幾十至幾百開）下，合金以極快的凝固速率（常大于10 cm/s，甚至高達100 m/s）從液態轉變為固態的過程。快速凝固技術的出現無論對合金成分設計還是合金微觀結構和宏觀特性都產生了深刻的影響，為新型合金的制備開辟了一條嶄新的道路，有力地推動了材料科學的發展。
目前制備輕合金的主要快速凝固方法分為以下三類: 霧化法、甩帶法和霧化沉積法。分別用于制取快速凝固粉末、條帶和塊錠材料。
采用快速凝固技術制備鎂合金，可以顯著抑制輕金屬合金晶粒組織的長大，形成超細的晶粒度、無偏析或少偏析的微晶組織和亞穩相，提高合金元素在鎂基體中的固溶度，改善鎂合金的室溫和高溫力學性能以及抗腐蝕性能。
近年來快速凝固在鎂合金中的研究主要集中于Mg-Al-Zn系合金和Mg-Zn系合金。在快速凝固過程中，合金元素在鎂基體內的最大固溶度大大提高。鋁的最大固溶度可以提高到21.6%（原子分數）。快速凝固AZ91D合金可形成過飽和α-Mg固溶體，細化晶粒，能大幅度提高合金機械強度、韌性和耐蝕性。Mg-Zn系合金的快速凝固主要集中在Mg-Zn-RE系方面。
鑄造鋁合金的冷卻速率對晶粒尺寸和二次枝晶間距SDAS的影響
過冷度對Al-Si合金晶粒尺寸的影響
不同過冷度下的Al-Si合金微觀組織
(a) △T=101K，(b)△T=127K, (c)△T=181K, (d)△T=255K
過熱處理是澆注前將熔體溫度升高并保溫一段時間后再降溫至澆注溫度進行澆注的工藝過程。在實際鑄造過程中，由于過高的溫度會引起氧化、吸氣和晶粒粗大，因此大部分金屬或合金不會升溫到液相溫度以上。
過熱處理對Mg-Al系合金有細化作用，因為在過熱處理過程中生成了非均質結晶核心。熔體過熱處理時的過熱溫度存在一個較佳的溫度范圍，其取決于合金的成分，一般高于液相線溫度50~260℃；此外，熔體過熱后需快速冷卻到澆注溫度完成澆注，否則將導致晶粒粗化，有時甚至使晶粒細化效果完全喪失。
Fe和Mn對熔體過熱法的晶粒細化效果有重要影響，一般來說，Fe和Mn含量低的Mg-Al合金熔體過熱法的晶粒細化效果要低于Fe和Mn含量高的Mg-Al合金。熔體過熱處理對Mg-Zn、Mg-Ag、Mg-Sn、Mg-Cu二元合金的晶粒細化均有一定的影響，但對Mg-Bi、Mg-Cr沒有影響。微量Ti、Zr、Be對于過熱處理的晶粒細化有抑制作用，而Zn對過熱處理晶粒細化的影響幾乎可以忽略。
由于過熱處理需要將鎂合金熔體加熱到高溫，增大了鎂合金熔液的氧化損失和吸氣量，增加了能量和坩堝的消耗，而且由于雜質和熔體合金的密度均減小，不利于雜質的分離。此外，含鐵量的增大還會大大降低合金的抗腐蝕性能。因此，目前在生產上很少采用熔體過熱法。
制備納米晶和超細晶（UFG）的方法主要由如下兩種:（1）Top-down工藝，旨在細化常規組織材料的晶粒；（2）Bottom-up工藝，旨在從原子和分子的基礎上合成細小的晶粒組織。通常制備UFG組織的方法有：快速凝固、氣相沉積、機械合金化、低溫金屬成型和劇塑性變形（Severe plastic deformation, SPD）等。SPD技術中用于制造具有UFG組織的板材和塊材，如等通道角擠壓（Equal-channel angular extrusion, ECAE）、高壓扭轉（High-pressure torsion, HPT）和多軸壓縮/鍛造（Multi-axial compressions/forging, MAC/F）等技術用于制備塊體材料；累積疊軋（Accumulative roll-bonding, ARb）和連續剪切變形（Conshearing process）等技術用于制備板帶材。
通常金屬材料的晶粒細化主要是通過傳統的塑性變形加工和隨后的退火工藝（發生再結晶和晶粒長大）來獲得，常規工藝所制備的材料的晶粒尺寸最小約10μm。
通過熱擠壓等方式獲得的變形鎂合金比鑄造鎂合金具有更優良的性能、更多的樣式、更高的生產率，一般認為，變形鎂合金之所以比鑄造鎂合金性能好，是因為熱變形后其組織均勻、晶粒細小，并消除了鑄造缺陷。
等通道角擠壓是通過強烈塑性變形而獲得大尺寸亞微米或納米塊體材料的有效方法，是一種可以使傳統的鑄錠均質化、細晶化的新技術。它被認為是細化常規材料至亞微米級甚至納米級最具有工業化應用前景的技術之一。
它是通過兩個軸線相交且截面尺寸相等的通道，將被加工材料擠出。因通道的轉角作用，在加工過程中材料發生剪切變形，使材料產生大的剪切應變，并由此導致位錯的重排從而使晶粒得到細化。
ECAP 采用塑性變形的方法, 變形前后試樣的形狀和尺寸基本不變,因此可以進行多道次的擠壓, 利用加工過程中剪切變形和加工硬化, 從而在不改變材料成分和形狀的條件下, 利用加工過程中存在的加工硬化、動態回復以及動態再結晶來控制材料微觀組織的形成和發展, 達到細化晶粒提高材料性能的目的。該技術直接使用鑄錠作為生產原料, 大大降低了生產成本。
較有代表性的幾種ECAP工藝
大比率擠壓與傳統的擠壓不同，它大大提高了擠壓比（通常為100:1）。在熱擠壓過程中，由于擠壓比較大，晶粒被拉長以致斷裂成微小的顆粒，晶粒之間的相互摩擦加劇了破碎過程，而且彌散分布的第二相質點也會阻礙晶粒長大，從而獲得細小晶粒組織。
大比率擠壓工藝及擠壓后的晶粒尺寸
累積疊軋是將表面進行脫脂及加工硬化等處理后的尺寸相等的兩塊金屬薄板材料在一定溫度下疊軋并使其自動焊合，然后重復進行相同的工藝反復疊軋焊合，從而使材料的組織得到細化、夾雜物分布均勻，大幅度提高材料的力學性能。軋制是制備板材最具優勢的塑性變形工藝，然而隨著材料厚度的減小，材料的總應變量受到限制。在累積疊軋工藝中，材料可以反復軋制，累積應變可以達到較大值，在理論上能獲得很大的壓下量，突破了傳統軋制壓下量的限制，并可連續制備薄板類的超細晶金屬材料，因此ARB 工藝被認為是劇變形工藝中惟一有希望能工業化生產大塊超細晶金屬材料的方法。
累積疊軋與異步疊軋工藝原理
ARB已被成功應用于純鋁、鋁合金和無間隙鋼(Interstitial free, IF)及少量的變形鎂合金，其中ARB 鋁合金包括純鋁(1100) 、Al-Mn(3003) 、Al-Mg(5083) 、Al-Mg-Si(6061) 、Al-Fe-Si(8011) 、Al-Cu合金(Al-2Cu)和鋁基復合材料。
各種材料經過ARB變形后的組織與拉伸性能
異步疊軋技術（AARB）是在累積疊軋技術的基礎上衍生出來的。它的出現降低了軋制力，增大了變形量，提高了產品的表面質量。異步疊軋過程與累積疊軋過程基本相同，而軋輥存在大小差異。導致了中性面偏向快速輥一側， 使材料的幾何中心層與實際中心層不重合。異步疊軋技術具有累積疊軋技術不具有的優勢，但也有累積疊軋技術的不足之處。
高壓扭轉技術是塑性變形中細化晶粒效果最好的。使用的設備主要由壓頭和模具兩部分組成。材料放入模具內，通過壓頭對其施加很大的壓力，同時轉動壓頭，使材料在軸向發生壓縮和切向發生剪切的特殊塑性變形。變形量的大小由旋轉的圈數所決定。變形過程中各向受力均勻，得到的晶粒尺寸較小且均勻化。目前高壓旋轉技術已對鋁合金、銅合金、鈦合金、復合材料以及鋼鐵材料方面進行了研究，結果表明，晶粒得到了細化，力學性能得到明顯改善。
高壓扭轉技術可制備形狀對稱的產品，尤其是較薄的圓盤狀產品。由于設備的限制，很難實現大型件的工業化生產， 但其優良的細化效果和獲得的組織較均勻，是制備塊狀亞微米晶、微米晶、以及納米晶的主要方法之一。
將等通道擠壓技術和高壓扭轉技術相結合起來形成一種新的強塑性變形技術，即扭轉通道多角度擠壓技術（MotorMAP）。該技術結合了等通道擠壓技術和高壓扭轉技術的優點，材料通過該模具，整體都得到變形，加工出來的產品應力分布均勻，內部組織均勻細小。
等通道擠壓、高壓扭轉和扭轉通道多角度擠壓示意圖
往復擠壓技術（Cyclic Extrusion Compression, CEC）的基本原理：模具由兩個模腔、一個緊縮區和放置于兩模腔內的沖頭構成。兩模腔截面積相等，在同一條軸線上，通過中間的緊縮區連接。在擠壓過程中，試樣在沖頭的作用下，到達緊縮區，試樣將受到正擠壓變形，擠壓后的試樣在另一個模腔的沖頭作用下，發生鐓粗變形。然后另一邊沖頭將試樣按上述過程反向亞輝，完成一個擠壓循環，重復以上過程，直至獲得所要的應變為止，這時移去一測沖頭，就可以將試樣擠出成型。材料經過往復來回的擠壓和壓縮，產生很大的應變，從而得到超細、等軸的超細晶組織。
5以上所述晶粒細化方法不限于該材料，也可用于其他金屬材料，如有色金屬材料的固態工藝也可用于鋼鐵材料的晶粒細化，而有色金屬材料的固態工藝也可以借鑒鋼鐵材料的形變熱處理相關的方法。
