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目前，大塑性变形技术已经广泛用于制备铝基、镁基、铜基超细晶复合材料，晶粒细化的同时均匀弥散增强相，提高强度、塑性、耐热性等。此外，如果克服了以下问题， 其进一步发展的空间还很大：
（1） 制备成本高、生产效率低，材料尺寸有限，与实际应用于工业生产还有不少距离；
（2） 现有研究局限于有色金属基复合材料，如果能拓展到较难变形的铁基复合材料、陶瓷基复合材料和聚合物基复合材料，前景将更为广阔；
（3） 变形过程中位错运动机制、晶粒细化机理、增强相弥散过程还不是很明确；
（4） 大塑性变形制备复合材料的设计计算与计算机模拟有待于深入研究，以实现材料在多参数组合下（如温度、应变量、变形速度、道次数等）的组织与性能预测。
1.8 组织演化
1.8.1 中、低层错能纯铜材料在ECAP中的组织演化
图1.6列出了纯铜经ECAP二、三、四、八、十四道次后的显微组织演化过程的SEM照片[10]。试样经过一道次ECAP后，原始的等轴晶粒组织被拉长，形成织构组织，部分晶粒内出现了大量的滑移带，在纯剪切作用下，各晶粒内部的滑移方向有所不同。当采用Bc路径进行以后各道次挤压时，试样要向同一个方向旋转90°，此道次的剪切方向就与前一道次的剪切方向相交90°，使前一道次所形成滑移带与本道次产生的滑移带发生了交互作用。由于纯铜的层错能较低，有相当大的部分位错分解为层错，这些层错不能产生交滑移，使得位错运动限制在一定的滑移面上，导致位错在滑移面上排列，构成位错林，位错林与位错林交割形成位错网，呈现出如图1.6a、1.6b所示的位错带在一定区域里相互平行的形貌。随位错密度的增加，滑移变得愈来越困难，此时会在局部产生应力集中，诱发形变孪生，出现了孪生与位错滑移共同协调的变形机制。在位错分割与孪生分割的共同作用下，三道次后，分割的滑移林局部破裂，形成亚晶（图1.6b），ECAP四道次后，一个完整的、尺寸为40—60μm的晶粒会完全破碎，如图1.6c所示，形成具有大角度晶界的细小晶粒，晶粒尺寸约为1μm左右。随后各道次ECAP时，晶粒演化机制与前几道相似，只是这些细小晶粒内存有大量位错，位错运动受到晶界的阻碍，滑
图1.6 紫铜经ECAP多道次挤压后的显微组织SEM照片
移变得更加困难，会在晶界的两边停留下来。当切应力达到一定值时，晶界另一侧相邻晶粒中的位错开动，并在晶界处与异号位错反应，使晶界厚度增加，在晶内位错移动的同时会更多地发生晶粒转动，使应力集中得到松弛。因此，四道次ECAP后，晶粒细化的速度会大大地降低。图1.6d、1.6e所示分别为ECAP八道次、十四道次的显微组织照片，其晶粒尺寸分别约为0.5μm和0.3μm。
1.8.2 高层错能45钢中铁素体在ECAP中的组织演化
本体心立方晶格的铁素体层错能很高，位错运动时不易分解成不完全位错， 即使有不完全位错，也不能扩展到很大距离，扩展位错的宽度一般也只有1—2个原子间距。位错运动完全是以滑移和交滑移进行的。图7所示为铁素体在ECAP二道次、三道次和四道次的显微组织演化过程。从图1.7中可以看出，由于是交滑移变形机制， 随着挤压道次增加，前一道次所形成滑移带与本道次产生的滑移带发生了交互作用，使滑移带出现了弯曲和扭曲，并且弯曲和扭曲程度越来越大。从图1.7a、1.7b可以看出，挤压二道次后滑移带长度较长，滑移带宽度也较小，后开动的滑移带将先开动的滑移面上的滑移带分割，并使滑移带弯曲，滑移带长度大大缩短，宽度增大，形成凸起，这些滑移带就是亚晶，其滑移带之间的位向相差较小。经四道次ECAP后，位错界面不断大量形成，并连续地交互、分割晶粒，当位错界面的宽度增加到接近亚微米尺寸时，产生动态连续再结晶，使晶粒完全被细化成大角度超细晶，其晶粒尺寸约为200nm，如图1.7c所示。