剧烈塑性变形法(Severe Plastic Deformation,SPD),因其优异的晶粒细化效果,成为制备块体超细晶/纳米晶材料的重要技术途径。等径角变形(Equal-channel Angular Pressing,ECAP)、高压扭转(High Pressure Torsion,HPT)和累积轧制复合(Accumulative Roll-Bonding,ARB)是最具代表性的剧烈塑性变形方法。其中ECAP具有样品尺寸容易放大(Scaling up)的优势;但晶粒细化效果不如HPT,而且多道次操作,加工效率较低。HPT基于高静水压力下的回转运动,单一道次即可获得很大的应变量从而取得显著的细化晶粒效果;但样品尺寸小,且规模难放大。ARB不需要专用模具,可用工业轧机实现;但制备的样品质量严重依赖轧制复合界面的结合质量,ARB过程中所有的结合界面均在轧制复合前暴露于外环境,受污染风险高,多道次加工时需要繁琐、重复的表面清理。即便解决了表面污染问题,样品的最后一个复合界面(位于板厚中心位置)只经过一道次轧制,保证其结合质量是一个很大的挑战。因此,领域内期待着可以集上述几种方法之优点、抑制其缺点,开发出晶粒细化能力强、样品尺寸规模可放大且加工效率高的剧烈塑性变形新方法。剧烈塑性变形过程的解析是一种典型的塑性问题求解过程,通常需要在适当的初始条件和边界条件下求解应力平衡微分方程、应变几何方程、材料本构方程和屈服条件方程来获得。其解也理应包含材料特征参数。然而,迄今为止,ECAP、HPT、ARB等剧烈塑性变形的应变计算均依赖于变形的几何参数,不包括任何材料特征参数。这在客观上阻碍了对剧烈塑性变形过程进行深入的理论分析和本质认识。针对上述问题,本文在既有剧烈塑性变形方法的基础上,通过施加高静水压力来提高晶粒细化效果及材料的可加工性,通过采用回转运动来实现单道次大变形、并实现连续加工提高效率,提出了一种样品尺寸可放大的剧烈塑性变形新方法:管状样品高压剪切变形(tube High Pressure Shearing,t-HPS)。本文从这一方法的初始概念出发,进行了新方法的塑性理论解析、建立了变形实验装置,并对几类材料进行了变形加工。研究取得了如下创新性结果:(1)基于塑性理论的基本方程,结合材料的本构关系,给出了t-HPS应变场的解析解。该解包含了以往的剧烈塑性变形应变计算方程不包含的材料特征参数:应变硬化指数,反映了材料参数对剧烈塑性变形过程中核心物理量——应变——具有本征作用。(2)基于上述t-HPS应变场的解析解,揭示了变形区迹线增长的内在特征,建立了迹线方程,提出了基于迹线潜长的(虚拟)界面倍增理论,首创了基于t-HPS的单工序制备层状复合材料的新方法。(3)纯度99.999%(5N)的铝经过1圈(平均等效应变～45)的室温t-HPS,除了晶粒显著细化外,获得了未见报道过的{110}<110>单组分强织构。根据应变能释放最大化再结晶模型并通过降低铝样品纯度开展对比实验研究,从理论和实验层面上共同论证了该织构的形成机制:{110}<110>单组分强织构的产生是高层错能f.c.c.金属中常见的剪切织构C{001}<110>组分经再结晶形成。(4)铅/锡组合样品经室温t-HPS,实现了变形前异种材料的外部拼接表面到层状复合材料内部相界面的物理转变。界面获得了原子尺度的冶金结合。经过8圈t-HPS变形后,获得了平均层厚小于20μm的铅/锡多层复合样品。该方法在单工序高效制备多金属层状样品的同时,相较诸如ARB等其他方法,有效避免了环境对层间(表)界面的污染等负面作用。(5)99.99%(4N)和99.999%(5N)两种不同纯度、不同晶粒尺寸铝的组合样品进行25圈室温t-HPS后,获得了晶粒尺寸均匀分布的细晶样品,5N铝在此过程中发生了超越其自身细化极限的“额外”细化。模型计算表明,t-HPS变形过程中4N铝参与的晶界(具有相对较低的迁移率)形成的网络对5N铝的晶界产生了“钉扎”作用,抑制了其晶粒长大,拉低了其细化极限。(6)铝/铜组合样品经过室温t-HPS,在其界面处形成了与Al-Cu平衡相图中θ相、Al-Cu合金时效过程中析出的正方θ’相都不同的立方θ’中间相,这是首次在实验中合成这种相。计算表明,t-HPS过程中的应变驱动作用,可使原子迁移率提高约10个数量级,从而使这种热力学上只可能在低温(<150℃)存在的立方θ’相,在室温获得了形成的动力学(原子迁移)条件。