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西北工大鎂合金頂刊：梯度結構誘導 AZ31 鎂合金強度和延展性協調增強！

2021-12-13 16:42:53 作者：材料學網來源：材料學網分享至：

導讀：梯度納米結構最近引入了大多數金屬材料通過幾何必要位錯適應的變形不相容性來提高強度和延展性。然而，很少深入地研究梯度結構對變形孿晶演化的影響以及由此產生的性能改進。在本文中，我們生產了梯度結構的 AZ31 鎂合金，具有細晶粒層、平行孿晶層和從兩個最上表面到板中心的粗晶粒核。令人驚訝的是，這種結構化的鎂合金同時表現出強度和延展性的增強。隨后的顯微組織觀察表明，由于較高的強度和多軸應力狀態產生的豐富的孿晶相互作用可以對加工硬化能力的提高做出巨大貢獻。通過測量整場演變過程進一步證明了這一點——塑性變形。這種設計策略可以為生產先進結構材料提供一條新途徑，其中變形孿生作為主要的塑性機制之一。

鎂合金是一種很有前途的結構材料，由于質量密度低，因此比強度高，可廣泛應用于現代工業。然而，鎂合金（六方密堆積（HCP）晶格結構）相對較低的屈服強度和較差的延展性成為其在實際工程中廣泛應用的限制因素。從文獻中可以看出，對于多晶材料，經典的Von Mises判據指出，對于均勻塑性變形，至少需要五個獨立的滑移系統，而大多數HCP金屬材料無法滿足此標準。由于各種滑動系統的臨界解析剪切應力（CRSS）存在巨大差異，因此無法同時操作足夠的滑動系統以保持良好的塑性行為。同時，主要滑移系統和孿生系統之間CRSS值的嚴重區別也可能使此類合金的變形機制復雜化。先前的研究一致表明，對于Mg及其合金，HCP晶格a軸方向的基底滑移最容易被激活，因為它們的CRSS值較低，而當施加應力沿c軸方向時，非基底滑移和金字塔孿晶也發生以適應塑性變形。特別是，雖然這些孿晶有利于延展性，但相對較低的孿晶應力只會導致非常低的屈服強度。為了滿足工業對材料性能的要求，進一步拓寬鎂合金的工程應用，強度和延展性成為必須妥善解決的兩個關鍵問題。因此，提高鎂合金的力學性能一直是一個持續的焦點話題。

近年來，基于對鎂合金變形行為和微觀機制研究的努力，已經提出了許多強化和增韌策略以追求更好的機械性能。例如，晶粒細化已被認為是提高鎂合金機械強度的有效途徑，其中最常用的是嚴重塑性變形（SPD）方法來實現微觀結構的細化。然而，如果僅在室溫或較低溫度下進行SPD，通常會導致顯著的延性損失。因此，在SPD過程中，設置適當的環境溫度以通過動態再結晶（DRX）過程。據報道，通過這種方式，可以通過減小晶粒尺寸尺度以增加晶界分數并同時提高強度和延展性。需要強調的是，特別是對于一些超細晶（UFG）純鎂，主要變形模式向晶界滑動的轉變對塑性起到了關鍵作用。同時，當平均晶粒尺寸下降到亞微米時，強度開始下降。此外，UFG Mg幾乎沒有表現出加工硬化能力。相反，能夠觀察到明顯的應變軟化行為。對于一些具有再結晶超細晶粒（小于1 μm）的鎂合金，由于在高流動應力下激活了非基底滑移，它仍然具有優良的加工硬化行為。但當平均晶粒尺寸接近0.1 μm時，UFG Mg合金甚至會出現脆性斷裂彈性變形階段的行為。還應該指出的是，隨著晶粒尺寸的減小，形變孿生受到強烈抑制，這可能不利于此類HCP材料機械性能的進一步提高。

除了上述事實之外，由于在高溫塑性加工過程中顯著的再結晶和晶粒生長，將再結晶晶粒超細化為亞微米級實際上仍然是鎂及其合金最具挑戰性的任務。出于這個原因，提出了一些其他策略來制造具有先進性能的塊狀鎂合金。如前所述，對于HCP金屬或合金，在某些情況下變形孿晶作為主要的塑性機制，同時在一定溫度下通過預變形或熱處理引入的預先存在的孿晶也可以產生出色的性能改進，很好地驗證了孿晶界不僅可以降低可活化位錯的平均自由程以有效提高金屬材料的強度，而且還可以阻礙位錯運動以提高加工硬化率或為位錯運動提供滑移通道。因此，在晶粒內部引入孿晶被認為是另一種有效的強化和韌化機制。通過預沖擊工藝，然后在中溫下退火，在FG AZ31鎂合金中產生了高密度的孿晶。實驗結果表明，預孿晶FG AZ31鎂合金表現出非凡的強度和延展性組合。在微觀尺度上更精細的觀察表明，位錯和孿晶界之間的相互作用在強度增強和提高應變硬化能力方面起著主導作用。然而，在孿生工程中，加工溫度仍然是控制微觀結構特性和獲得先進的塊狀結構材料的關鍵因素。這就提出了一個問題：輕質鎂合金能否在常溫下僅通過簡單的塑性變形就可以具有優異的機械性能，從而避免在生產大塊金屬材料時考慮鎂合金的熱穩定性。

如今，受自然界材料的啟發，研究人員提出了各種表面機械處理技術，以在室溫甚至液氮溫度下在金屬板或圓柱體表面產生連續的梯度結構。大量研究成果表明，具有晶粒尺寸或孿晶厚度的梯度納米結構可以誘導強度和延展性的良好結合。在梯度納米結構材料中，具有增加深度的微結構的連續變化的尺寸可引起強烈的應變梯度，產生了許多相應的幾何必要的位錯（GND）隨后的塑性[期間容納變形19，20，25 ]。位錯密度的增加會導致額外的強化和硬化，這也歸因于GND的長程應力或背應力。應該指出的是，延展性的損失通常歸因于納米晶體在最上表面沒有位錯存儲能力。中心區域的粗晶（CG）核心可以通過延遲局部塑性來有效推遲梯度納米結構層的過早失效。但現在大多數梯度結構的（GS）的材料，通過用立方晶體結構，而不是由金屬HCP /具有不對稱晶格結構[合金的金屬材料產生的。Wang等人所做的最新工作揭示了純鎂中的梯度孿晶網格可以在拉伸變形過程中實現兩倍的延展性和更高的極限強度。人們認為，由位錯-孿晶相互作用、位錯壁的發展和多重交叉孿晶引起的微觀結構演變是性能提高的主要原因。

最重要的是，可以得出結論：孿晶梯度結構處理是提高鎂合金力學性能的合適設計策略，已經系統地研究了梯度結構區域內或界面附近的微觀結構演變，以了解強化和硬化機制。然而，以前的研究主要集中在位錯的演變及其與雙胞胎的相互作用上。對于HCP合金，孿晶也應該是塑性變形過程中的主要機制。還需要考慮結構梯度對孿晶形成和相互作用的影響。在這項工作中，西北工業大學科研人員通過高速噴丸處理制造了GS鎂合金板在金屬板的兩面形成對稱幾何的板材。下面給出處理和實驗細節。在以下部分中，清晰地描繪了GS鎂合金板不同深度的變形前和變形后的顯微組織特征，以進一步探索該GS AZ31鎂合金的強化和硬化機制。

圖1a顯示了不同深度的GS鎂合金樣品的SEM圖像。整個樣本可以分為三個逐漸增加的區域。在深度約50 μm的最外表面，FG區域由亞微米級的動態再結晶晶粒組成。在變形最嚴重的FG層旁邊，孿晶區域包含高密度的變形孿晶，它們是為了適應表面機械處理過程中的塑性而產生的。隨著深度的逐漸增加，孿晶率逐漸下降到幾乎沒有，直到GS鎂合金板的中心。這種應變相對較小的中心區域被稱為CG核心。實際上，這些相鄰區域之間沒有尖銳的界面。它是微觀結構的不斷轉變由于變形程度隨著深度的增加而變化。以下圖1b和c的TEM圖像清楚地顯示了每個區域內的更多微觀結構細節。在FG層中，基于足夠數量的晶粒，統計測量的平均晶粒尺寸約為0.5 μm。這里需要指出的是，細化晶粒的大小差異很大。這歸因于在30 m/s的高速噴丸處理下由DRX機制引起的晶粒細化。表層發生嚴重塑性變形并且在 RASP處理過程中顯著升溫。正如以前的出版物所報道的，對于鎂及其合金，DRX晶粒通常經歷了晶粒成核和生長的過程。因此，在這個FG區域，可以很好地理解這種具有很大差異的晶粒尺寸分布。然后在孿晶區域捕獲的高倍TEM圖像清楚地表明具有直線邊界線的致密孿晶。在100 μm深度處，孿晶界之間的間距寬度可以達到3 μm。此外，圖 1 中的高分辨率TEM圖像d說明了由孿晶界位錯的發射引起的許多堆垛層錯。為了進一步展示不同深度晶粒中孿晶比例的演變，我們進行了大面積的EBSD映射，深度從150μm增加到400μm。如顯示在圖1個中E，多個沿不同孿晶的取向平行孿晶的表面處理后出現并雙胞胎的數目逐漸減少，以在一些晶粒勉強一個或沒有。由于每個區域的微觀結構特征如此不同，圖1f顯示隨著晶粒尺寸或孿晶間距的增加，硬度值從FG區域的70 HV到CG核心的約50 HV持續下降。這種梯度結構必須在隨后的塑性變形過程中產生顯著的應變梯度，從而在提高鎂合金的機械性能方面發揮關鍵作用。

圖1。通過表面機械處理制造的GS AZ31鎂合金的顯微結構特征。（a）從最頂層的 FG 到中央核心內部的CG的梯度微結構；（b）距最上表面約10 μm深度處的典型TEM圖像，顯示平均尺寸約為0.5 μm的超細晶粒；（c） 100 μm深度處的典型TEM圖像顯示許多孿晶；（d）顯示基體和孿晶原子結構的高分辨率TEM圖像。在孿晶間距內也發現了一些堆垛層錯；（e） EBSDGS Mg合金深度從150μm增加到400 μm的映射圖像顯示孿晶和更大的晶粒；（f） GS 樣品中晶粒尺寸/孿晶間距和維氏硬度隨深度變化的統計結果。

圖2a展示了GS鎂合金在298 K單軸拉伸下的典型真實應力-應變曲線。為了比較，原樣的均質CG鎂合金和厚度為400 μm的自支撐梯度層從GS 鎂合金樣品的表面部分也在相同的加載條件下進行了測試。可以看出，均質CG樣品顯示出低于150 MPa的最低屈服強度和13%的破壞應變。對于RASP后塑性變形最嚴重的獨立梯度層，其屈服強度增加了兩倍以上。雖然梯度層樣品失去了大部分的塑性能力，但與其他一些均質UFG鎂合金相比，它仍然保持更好的延展性，這可能歸因于梯度結構和預先存在的雙胞胎。更令人驚訝的是，具有對稱分布的梯度層的完整GS樣品表現出強度和延展性的出色組合。極限強度是均質CG樣品的1.7倍，甚至顯示出更高的伸長率。晶粒細化和預先存在的孿晶有利于強度的提高。當然，上述應變梯度也有助于額外的強化。根據之前的出版物，這些強化機制很容易被認可。此外，當前工作的另一個關鍵任務是明確識別導致額外硬化的微觀機制。塑性變形過程中硬化速率的演變也顯示在圖2a的插圖中。當然，GS樣品的硬化率甚至高于CG樣品直至失效。不難理解，對于 GS 鎂合金樣品，更高的硬化速率可以保持更穩定的塑性，從而延遲拉伸過程中局部變形的發生。這種額外的硬化能力可能歸因于晶粒內部GND的產生，類似于之前的研究，但對于HCP合金，收縮/延伸孿晶也是變形過程中的主要塑性機制。因此，需要更多的努力來將宏觀力學行為與微觀結構演化聯系起來。也就是說，除了之前深入研究的位錯活動之外，我們還必須解釋梯度結構對這種GS Mg合金變形孿晶演化的影響。在本節關于機械性能的最后，為了比較我們工作的GS鎂合金與其他具有細晶粒尺寸或梯度結構的AZ31鎂合金的性能，我們在圖2b中收集了大量數據。很明顯，UFG鎂合金在接近400 MPa時表現出最高強度，但伸長率非常低，低于5%。大多數不同平均晶粒尺寸的鎂合金的強度集中在225-300 MPa的大范圍內，而且，這些具有相似晶粒尺寸的合金的伸長率分布分散在5-35%的大范圍內。相比較而言，目前的GS鎂合金與現有的AZ31鎂合金相比具有突出的優勢，呈現出更好的強度和延展性平衡。這種高性能輕質合金在先進結構應用方面具有巨大潛力。

圖2。GS AZ31鎂合金樣品在298 K準靜態單軸拉伸試驗下的機械性能。（a） GS鎂合金樣品、原樣均質CG鎂合金樣品和獨立梯度層以及隨著拉應變的增加，應變硬化率的演變；（b）不同平均晶粒尺寸或梯度結構的AZ31鎂合金力學性能的統計集合。

從力學曲線可以看出梯度結構設計對于提高鎂合金綜合性能的優勢。更重要的是，必須深入揭示結構化 GS 鎂合金中相應的微觀結構特征，以探索設計先進結構材料的新機制。為此，我們表征了單軸準靜態拉伸后每層 GS Mg 合金的微觀結構演變。在圖 3a 中，TEM圖像顯示了單軸拉伸后FG區域中超細晶粒的顯微組織形態。與拉伸前的小尺寸DRX晶粒類似，變形晶粒內部幾乎沒有微觀結構缺陷，但晶界變得相對不清楚。這應該與用于適應UFG Mg或其合金的塑性的晶界滑動。此外，高倍TEM圖像插圖顯示稀疏晶粒內部存在一些平面缺陷。圖3b是在孿晶區域內通過FIB技術切割的TEM樣品上捕獲的。引起的噴丸硬化一些預先存在雙胞胎（參見圖1 c）中消失，而產生大量的超細晶粒。這些晶粒可能是由孿晶界之間的位錯分裂產生的。在圖3的TEM圖像中可以找到一些條狀晶粒（用紅色箭頭標記）灣，并且在一些較小尺寸的細分晶粒中存在更高密度的缺陷。如圖3上方插圖所示b、存在許多相交的堆垛層錯和位錯相互作用。這有助于理解鎂合金自支撐梯度層在高應力水平下具有相對較高的硬化能力。即使在通過噴丸硬化產生嚴重的塑性后，獨立的薄梯度層在單軸張力下仍然可以在一定程度上塑性延伸。對于完整的GS Mg合金樣品，雖然強度下降到中等水平，但可以獲得更好的強度和延展性組合，特別是其延伸率甚至大于均質CG Mg 合金的延伸率。當然，孿晶區這些高密度的孿晶邊界也為GS Mg合金試樣的強硬化能力做出了重要貢獻。在目前的工作中，除了這些一般的塑性和硬化機制外，我們更加關注引入的梯度結構對塑性和硬化行為演變的影響。下面對微觀特征的比較分析可以充分證明梯度結構引起的附加硬化效應。

圖3。拉伸試驗后的顯微組織觀察顯示了GS鎂合金每個區域的主要變形和硬化機制。（a） TEM圖像顯示干凈的超細晶粒，幾乎沒有變形缺陷；（b） TEM圖像顯示在變形孿晶區形成具有高密度位錯的超細晶粒，孿晶界以綠色虛線勾勒；（c）和（d） EBSDGS和均質CG Mg合金樣品在拉伸失效后獲得的圖像，表明GS樣品中具有更高密度的多取向孿晶，但在均質CG樣品中，CG內部僅存在平行孿晶；（e）和（f）為了排除更大的失效應變對交叉雙胞胎發生的影響，在10%應變下為GS和CG樣品捕獲了EBSD圖像。GS樣本中已經出現了多向雙胞胎。在CG樣本中，平行雙胞胎仍然更薄一些。在這些圖像中，各種類型的雙胞胎用不同顏色的雙胞胎邊界表示，包括{101?2}紅色的擴展雙胞胎，{101?1}黃色收縮孿晶和{101?1}-{101?2}藍色雙胞胎（關于圖例中對顏色的解釋，讀者可以參考本文的網絡版）。

在圖3c和d中，GS鎂合金的CG核和均質CG鎂合金在拉伸試驗后通過EBSD映射的衍射帶對比圖適應于區分梯度結構對可塑性過程中孿晶演化的影響。顯然，在GS鎂合金樣品的CG核心區域中，不同取向的相交孿晶密度要高得多。相比之下，在拉伸至破壞后的均質CG Mg合金樣品中僅觀察到相對較少的平行孿晶。通過孿晶界取向錯誤分析，我們可以進一步確定GS鎂合金和CG鎂合金樣品的CG核中的孿晶類型。在CHANNEL 5軟件中，錯誤定向角的最大偏差設置為10°。如圖中不同顏色所示，在單軸拉伸過程中形成了三種變形孿晶，包括{101?2} 紅色的擴展雙胞胎，{101?1}黃色的收縮雙胞胎和{101?1}-{101?2}藍色雙胞胎。可以肯定的是，更高的孿晶密度和多取向孿晶之間更多的相互作用有利于提高GS鎂合金的塑性和硬化能力。然而，應該注意的是，圖3c和d都是在破壞后的拉伸樣品上獲得的，GS Mg合金樣品的破壞應變遠大于CG Mg合金樣品的破壞應變。必須仔細分析較大應變對雙胞胎形成的影響，尤其是具有多個取向的雙胞胎。因此，我們只是在失效前將GS和CG鎂合金樣品擴展到指定的10%應變，然后再次進行EBSD映射。在圖3e和f類似地，GS樣品的CG核心出現了更多具有多個取向的孿晶，但孿晶的寬度稍細一些。這意味著多向雙胞胎應該發生在可塑性的早期階段。這與GS樣品的應變硬化率趨勢一致，在塑性變形開始時高于均質CG合金。此外，由于GS鎂合金樣品經歷了嚴重的塑性表面處理，因此該CG核心區域中晶粒的結晶織構也應被視為影響孿晶類型的另一個不可忽略的因素。為此，我們在單軸拉伸試驗之前繪制了均質CG鎂合金的極圖和 GS 鎂合金的CG磁芯。1?0}<0001>存在，但在進一步的RASP處理后，由于核心區域的塑性變形非常有限，因此在GS鎂合金的 CG核心中沒有出現織構成分或強度的差異。因此，它應該有一些其他原因激活更多的雙胞胎，特別是引起多方位雙胞胎之間的相互作用。綜上所述，對于GS鎂合金樣品的三個區域，我們在本節中系統地分析了各自的機制。最有趣的發現是由于引入了建筑梯度結構而導致的相交變形雙胞胎的出現。因此，需要更多的努力來發現多向雙胞胎激活和相互作用的驅動力。

在GS鎂合金中激活更多具有多個取向的孿晶的第一個原因應該是其增強的強度。較高的外加應力可以促進變形孿晶沿各種孿晶系統的形核。通常在具有各種取向的晶粒中進行施密特因子（SF）分析以了解孿晶動力學。例如，變形孿晶更容易在具有特定取向的晶粒中沿具有最高SF值的孿晶系統成核和生長。根據施密德定律，CRSS=SF*σ app，這里對于每個孿生系統，CRSS應該是一個恒定值，只有當達到這個臨界值時，對應的孿生系統才能運行。相比之下，外加應力σ應用程序GS鎂合金的單軸拉力遠高于均質CG鎂合金。這意味著當施加的應力足夠高時，沿著一些不合適的方向或具有較小SF值的晶粒中的孿生系統也可能被激活。因此，我們在GS 鎂合金核心區域的幾乎每個粗晶粒中都看到了更高密度的孿晶，甚至在同一晶粒中沿著不同的孿晶系統顯示出相互作用的孿晶。顯然，GS鎂合金強度的提高對在塑性過程中激發更多的變形孿晶起到了至關重要的作用。另一個促進GS鎂合金雙變體的主要因素可能與單軸拉伸過程中梯度結構的應變不相容性引起的多軸應力狀態有關。為了直觀地顯示應變協調過程并反映GS鎂合金樣品中每個區域的應力狀態，我們通過DIC成像和計算測量了全場應變的演變。在圖4f 中，圖示圖描繪了GS鎂合金樣品的幾何形狀、拉伸方向和典型的斑點圖案。相機沿X軸布置，以區分拉伸過程中GS樣品在橫向表面（X 平面）上每個區域的應變變化。圖4a和 b顯示了典型的ε y沿拉伸方向的應變分布和對應的ε z在不同拉伸應變下的橫向應變低于 8%。為了進行定量分析，我們計算了不同深度的ε y和ε z的統計平均值，這意味著沿拉伸方向捕獲相同深度的許多數據點以求平均值。圖4c和d以曲線的形式清楚地顯示了應變變量的平均結果。可以看出，由于拉伸試樣兩端的邊界約束，拉伸方向上的軸向應變ε y在整個試樣上幾乎保持一致。然而，橫向應變 ε z顯示梯度層（包括FG和孿晶區域）和CG核心之間的巨大差異。塑性變形首先在CG核心中開始。明顯的剪切帶似乎適應了可塑性。隨著應變的增加，ε z的變化在圖4?d中變得更大。根據獲得的不同深度的平均應變曲線，我們計算了GS鎂合金樣品每個區域的塑性泊松比？ p。通常，給定材料的彈性泊松比是一個彈性常數。彈塑性變形后材料的總應變包括彈性應變ε e和塑性應變ε p。ε e對應于彈性泊松比 ? e，ε p對應于塑性泊

圖4。通過 DIC技術測量的GS鎂合金樣品側面全場應變的演變。（a）軸向應變 ε y隨外加拉伸應變的分布；（b）隨著外加拉伸應變的增加，相應的橫向應變 ε z的分布；（c）作為 GS Mg合金樣品厚度函數的統計平均軸向應變ε y的演變；（d）作為GS Mg合金樣品厚度函數的統計平均橫向應變ε z的演變；（e）塑性泊松比？ p計算GS 鎂合金樣品中每個區域的（f）說明圖顯示了GS樣品的幾何形狀、拉伸方向和典型的散斑圖案。

圖5。單軸拉伸破壞后的變形孿晶比例和單軸拉伸前收縮孿晶對應的Schmid因子。（a） GS鎂合金CG核內單軸拉伸破壞后的取向和形貌，根據顯微組織觀察結果提取的變形孿晶比例；（b）在原樣的均質CG樣品中，根據單軸拉伸破壞后的取向和形貌，在顯微組織觀察結果中提取的變形孿晶比例；（c） GS Mg合金CG核心的Schmid因子的等高線圖；（d）均質CG樣本的 Schmid因子的等高線圖；（e） GS鎂合金CG核心的Schmid因子統計數據；（f）均質CG樣本的Schmid因子的統計數據。

最后，通過對GS鎂合金試樣各區域變形應變分布的分析，還需要強調梯度層可以有效抑制局部剪切帶的傳播。在圖4b中，我們可以看到在CG核心區域形成了許多交叉剪切帶以適應可塑性，但很少有它們穿過梯度層到達樣品表面。為了比較，我們還記錄了均質CG Mg合金的應變演變。在圖6中，ε y的應變等值線中存在明顯的剪切局部化。對ε z的應變分布進行更仔細的觀察。表明平行剪切局部化已經貫穿整個樣品，其中任何一個都可能導致最終的剪切破壞。同時，在圖7中，我們還顯示了拉伸試驗后GS鎂合金樣品和均質CG鎂合金樣品的斷口形貌。所有均質CG 鎂合金均因剪切而失效，但對于GS 鎂合金，由于對局部剪切的抵抗力，與表面相鄰的梯度層斷裂并形成平坦的斷裂面。事實上，GS樣品CG核內局部剪切帶的交叉點也削弱了塑性變形的集中度。總之，梯度結構設計的離域效應也應該是促進延展性增強的重要因素。

圖6。通過DIC技術測量的均質CG樣品側面全場應變的演變。（a）軸向應變 ε y隨外加拉伸應變的分布；（b）相應的橫向應變 ε z的分布隨施加的拉伸應變增加。

圖7。（a）和（b） GS Mg合金樣品在拉伸試驗后從側面和正面獲得的斷口形貌；（c）和（d）均質CG Mg合金樣品。

總之，我們通過傳統的表面機械處理成功地生產了具有強度和延展性協同作用的GS AZ31鎂合金。事實證明，建筑梯度結構有利于額外的強化和硬化，同時提高強度和延展性。顯微組織分析充分表明，除了晶界滑動和梯度層中的孿晶相互作用，CG核心區域的高密度多取向孿晶是主要的硬化機制之一，因為孿晶相互作用提供了很強的硬化效果。最后，根據變形過程的探索，我們認為高強度和多軸應力狀態是多取向孿晶變體出現并相互作用的主要原因。此外，由于引入梯度結構而產生的離域效應也可以提高延展性。上述討論的所有優點表明，梯度結構設計應該是創造具有HCP晶體結構的先進輕質結構材料的好策略，特別是考慮到孿晶對機械性能的影響。

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