本发明涉及金属材料以及用于制造金属材料的方法，并且具体地，但非唯一地，涉及一种用于通过在磁控溅射过程沉积金属膜制造金属材料的方法。
背景技术：
材料的强度反映了能够经受施加的载荷或者抵抗塑料变形的能力。每种材料是独一无二的，因此每一者具有不同的强度。材料的强度包括拉伸强度、压缩强度时以及剪切强度。以拉伸强度为例，其表现为以对抗材料撕开(例如通过拉伸)而承受的最大应力，同时在断裂之前材料会延展或者塑性形变。
一些材料在没有塑料变形的情况下可能会非常脆并且会迅速地断裂，同时，一些材料(特别是金属)通常柔软，并且可以经受某种程度的弹性变形(另一塑料变形)并且在最终断裂之前甚至会变细。因此，重要的是研究不太软的材料的强度，由此将这些材料用于正确的应用中。
技术实现要素：
根据本发明的第一方面，提供了一种金属材料，包括：由多个金属原子构成的超纳晶粒，所述超纳晶粒具有由至少两相构成的晶体结构；其中，所述至少两相包括晶相和非晶相。
优选地，所述晶相包括超纳米晶相，而非晶相包括超纳米非晶相。
优选地，所述多个金属原子构成球形等轴晶结构。
优选地，所述多个金属原子还形成非晶壳。
优选地，所述球形等轴晶结构的至少一部分被非晶壳所环绕。
优选地，所述超纳晶粒基本上无位错。
优选地，每一个所述的非晶壳具有小于或等于10nm的超纳米尺寸。
优选地，每一个所述的球形晶体结构具有小于或等于10nm的超纳米尺寸。
优选地，超纳米晶相与超纳非晶相的体积比例基本上在1:2到2:1的范围。
优选地，所述比例基本上等于1:1。
优选地，两相在三维空间上均匀分布。
优选地，其强度大于或等于e/20的材料理论强度值，其中，e表示金属材料的弹性模量。
优选地，其强度为3.3gpa。
优选地，其具有包括金属玻璃结构双相结构。
优选地，其化学组分包括镁。
优选地，所述化学组分还包括钇和铜中的至少一种。
优选地，所述晶相为富含铜并且所述非晶相富含镁。
根据本发明的第二方面，提供了一种用于制造金属材料的方法，包括以下步骤：将包括多种金属元素的金属膜沉积在基材上；其中，多种金属元素布置在具有至少两个相的晶体结构中；其中，所述至少两个相包括晶相和非晶相。
优选地，所述金属层在磁控溅射工艺中沉积。
优选地，镁合金靶用在磁控溅射工艺中。
优选地，镁合金靶的成分包括镁、钇和铜。
优选地，镁、钇和铜的原子比等于65:25:10。
优选地，镁合金靶通过冶炼而制造。
优选地，磁控溅射工艺包括以下参数：
-背景真空度：小于等于1x10-4pa；
-氩气压：0.2—0.5pa；
-基材负偏压：-50—-100v；以及
-基材温度：100—200℃。
优选地，所述基材包括以下至少一种基材：硅基材、玻璃基材和金属基材。
优选地，沉积金属膜的过程中包括以下步骤：在沉积过程中调节基材的温度。
本发明中具有理论强度的纳米双相玻璃纳米晶结构及其制备方法因此提供了许多优点。其中纳米双相玻璃纳米晶结构的两相分别为纳米晶体相与纳米非晶相，每一相的尺寸都小于10nm，晶体相与非晶相所占体积比为2:1～1:2，两相在三维各个方向分布均匀，球形的纳米晶体相被纳米非晶相所包覆，且晶体相基本不含位错。
区别于传统的近理想强度材料的纳米级小尺寸，此材料可具有100mm×100mm×10μm的大面积尺寸，有利于大面积应用。另一方面，区别于传统的近理想强度材料苛刻的制备方法，本发明可采用单靶磁控溅射单次沉积的方法，控制溅射参数可以较容易地调节具有理论强度的纳米双相玻璃纳米晶的成分及厚度，拓宽了具有理论强度材料在合金膜材料领域的应用。此种具有理论强度的纳米双相玻璃纳米晶具有的超高强度将使其在高强度mems器件、高耐磨涂层及高强度3d打印结构方面有很好应用前景。
附图说明
参考附图，作为示例，现在将描述本发明的多个实施方式，其中：
图1a为根据本发明的纳米双相结构的示意图；
图1b为根据本发明的带有sead图案和晶粒尺寸分布的镁基ndp-gc的三维重建的tem图像；
图2为具有理论强度的镁基超纳双相玻璃纳米晶的高分辨透射电子显微术(hrtem)图像；
图3为具有理论强度的镁基超纳双相玻璃纳米晶的扫描透射电子显微术(stem)高角度环形暗场成像(haadf)图像；
图4为超纳米晶以及非晶壳的stem能量弥散x射线谱(eds)成分分布；
图5是具有理论强度的微柱镁基超纳双相玻璃纳米晶、镁基金属玻璃和镁基晶态合金的工程应力-应变曲线；以及
图6显示了与其他传统镁合金、纳米晶(nc)镁合金、镁基块体金属玻璃(bmg)和块体金属玻璃复合材料(bmgmc)相比，镁基超纳双相玻璃纳米晶的最大应力和弹性模量之间的关系；
图7显示了与其他合金相比，镁基超纳双相玻璃纳米晶的比强度和弹性模量之间的关系；
图8是直径为1300nm、760nm和300nm的镁基ndp-gc柱的压缩应力-应变曲线；
图9提供了剪切带的各种视图，其中，(a)是材料的变形机制，显示出主剪切带被其前面的纳米晶体所阻挡，并且初始剪切带内的纳米晶体被切割和旋转，(b)是初始剪切带尖端附近区域的截面tem图像，以及微压缩后微米柱的整体图像，显示初始剪切带变为辐射形状的多个次级初期剪切带，(c)是在图像(b)中指示的初始剪切带的尖端处的“a”区域的hrtem图像，显示初始剪切带由mgcu2纳米晶体(由具有0.21nm平面距离的(222)面证明)阻止，产生两个子剪切带，(d)在初始剪切带内部的“b”区域的hrtem图像，显示mgcu2纳米晶体被剪切带切割，(e)是图像(d)的ift图像，显示mgcu2纳米晶体的两个部分具有40°的错位取向；
图10为基于根据本发明的本构模型，镁基bmg、镁基合金和镁基ndp-gc的模拟应力-应变关系；
图11显示了镁基bmg以及ndp-gc中的镁基mg相的应力-应变关系；
图12显示了镁基bmg和ndp-gc中的镁基mg相随着应变而改变的自由体积浓度；
图13显示了在镁基ndp-gc的起始剪切带内耗散的临界能量以及随着应变而变化的变形能量；以及
图14显示了形成剪切带的数目与所需的临界应变之间的关系。
具体实施方式
不希望受理论束缚，本发明人通过自己的试验和实验研究发现，现有的加强机制如晶界或相界强化、孪晶界强化、固溶强化和弥散加强颗粒强化。这些方法都是基于控制缺陷以阻止位错的运动。但是，这些效果无法无限制地增大。引入太多缺陷可能导致主导的变形机制从位错相关过程变化为缺陷软化行为。
例如，当晶粒尺寸小于10nm时，塑料变形可以通过晶界滑移和晶界软化主导，由此引起了反霍尔-佩奇(reversehall-petch)效应的发生。对于具有500nm晶粒尺寸，孪晶间距小于15nm的铜，它的强度也会随孪晶间距的减小而下降。这是由于在孪晶界处已存在位错源，并且塑性形变由晶界运动代替了在孪晶界处的滑移。因此，纳米晶/纳米挛晶材料的强度通常符合σ≈e/85原则，其中σ为强度，e为弹性模量。
非晶化是另一种提高材料强度的有效途径。这是由于非晶结构不含诸如晶界或位错等软区。金属玻璃的强度通常符合σ≈e/50原则，其强度通常远大于其晶态形式的强度。然而，由于剪切带的软化效应，金属玻璃的最高应力只能保持在2％应变处。因此，非晶材料的强度也不能达到σ≈e/20的理论强度。
近理想强度的材料通常存在于几乎不含缺陷的单晶晶须，晶态纳米线或纳米尺寸的金属玻璃中。然而，近理想强度材料的制备方法通常是非常苛刻和复杂的，这大大限制了它们的实际应用。简而言之，非晶材料和纳米晶材料较容易制备且其具备很高的强度。而生产大尺寸的具备理论强度的材料是极端困难的。为了消除或者解决前述问题的至少一部分，本发明人设计了一种结构，该结构使得材料具有理论强度以及可大面积制造。该材料具有小于10nm的结构单元，并且将非晶晶界扩展到数个纳米。非晶壳可以阻碍晶粒的滑移和位错的运动，防止出现反霍尔-佩奇(reversehall-petch)效应。而且，纳米尺寸的非晶壳还可以具有理论上的强度。因此，该纳米双相玻璃纳米晶(ndp-gc)材料可以达到理论强度，且强度在σ≈e/20的范围内。
在一个示例性实施方式中，通过磁控溅射沉积的镁基ndp-gc具有三维均匀的结构，其显露了大约6nm直径的mgcu2纳米晶体嵌入到大约2nm厚的富镁非晶壳中。优选地，镁基ndp-gc的硬度为6.5gpa,其在最熟知的镁基金属材料中最高，并且强度为3.3gpa,其已经达到镁基材料的理论强度。
有利的，超高强度源自准“无位错”纳米晶体和完全弛豫的玻璃相。变型机制由mgcu2纳米晶体阻碍主剪切带的扩展，随后通过多重初始剪切带增值和mgcu2纳米晶体的应变硬化而主导。
如本发明人所发现的，镁基ndp-gc在改进金属材料的机械特性方面具有重要的应用。其还可以在具有高耐磨性、高强度mems的表面涂层和3d打印结构中应用的有前景的材料。
参考图1a，提供了一种金属材料100，其包括由多个金属原子构成的超纳晶粒，超纳晶粒的晶体结构包括至少两相，其中，两相至少包括晶相10和非晶相20。在该实施方式中，金属材料100优选地包括镁、钇和铜金属元素。这些金属元素可以构成双相合金，例如，超纳双相-玻璃纳米晶，其具有至少晶相10和非晶相20。例如，具有晶格结构的晶粒为晶相10，而晶粒之间的材料为非晶相20，如图1a所示。通过选自晶相10和非晶相20的金属原子的不同组合，晶相10可以为富铜，非晶相20可以为富镁，反之亦然。
晶相10和非晶相20中的每一者可以进一步处理以提供两个更细微的相，分别包括纳米晶相11和纳米非晶相21。因此，可以在球形结构中提供纳米晶相11，以形成晶体结构12，例如，形成体心立方晶体。该球形晶体结构12可以为由纳米非晶相21形成的非晶壳22环绕。有利的是，这些球形晶体结构12可基本上不含位错，其中，邻近的球形晶体结构12之间的空间填充有非晶壳22。
球形晶体结构12和非晶壳22具有小于或者等于10nm的超纳米尺寸，因此纳米晶相11和纳米非晶相21也可以為超纳米晶相以及超纳米非晶相。例如，在金属材料100内的球形晶体结构12和非晶壳22之间的体积分数可以在1:2到2:1的比例范围内，并且优选地大约1:1，以将球形晶体结构12和非晶壳22在三维方向上均匀地分布。
在一个示例性实施方式中，镁基ndp-gc具有均匀地嵌入在由磁控溅射制造的大约2nm厚的富镁的非晶壳内的大约6nm大小的mgcu2相的非晶纳米晶体双相结构，如图1b所示。在图1b中，xy平面表示采样表面，而z轴表示从表面到样品内部的深度。
优选地，选择区域电子衍射(saed)图案显示了非晶环和等轴晶fccmgcu2相的多个晶体环。而且，统计数据分析显示了具有平均直径为6nm的纳米晶体的均匀分布。
优选地，在本发明的一个示例性实施方式中，结构100具有3.3gpa的理论强度和65gpa的低模量。具有10cm*10cm的大面积的10μm厚的均匀膜仅仅在一个溅射工艺中沉积，拓宽了其在高强度mems设备、具有高耐磨性的表面涂层、以及3d打印结构中的工业应用。
本发明人已经设计出不具有非晶相的晶体材料，其强度可能随着晶粒尺寸减小而增大。该现象为所谓的霍尔-佩奇关系。然而，如果晶粒尺寸进一步减小到低于具体值(大约10nm)，则材料的强度可能减小，这由于晶界滑移和晶界软化造成的。
有利地，在本发明的一个示例性实施方式中的材料中的非晶相可以阻止晶界滑移。因此，强度可能随着晶粒尺寸进一步减小到低于10nm而进一步增大。优选地，晶相和非晶相的体积分数理想上为2:1到1:2，因为晶体相的晶界滑移和非晶相的剪切变形效应之间有补偿效应。
本发明人已经进一步设计了：如果非晶相的尺寸较大，则由剪切带变形机制引起的软化还可以减小材料的强度。
现在转向用于制造材料100的方法，该方法包括以下步骤：沉积金属膜110，其包括在基材120上的多种金属原子，优选地具有在磁控溅射工艺中使用的合金靶130。多种金属原子形成的合金具有至少两个相：晶相110和非晶相120。
可替选地，可以应用任何表面涂覆技术(例如但不限制于溅射或者蒸发，其允许调节材料的冷却速度)以形成前述的双相合金涂层。这些工艺简单并且低成本，并因此拓宽了合金涂层产品的应用并克服了纳米晶体材料的复杂的制造需求。
优选地，合金靶130可以为镁合金靶，包括通过冶炼而制造的镁、钇和铜。更优选地，合金靶可以改变镁的原子百分比含量。更优选地，合金靶钟镁、钇和铜的原子比为65:25:10。可替选地，可以采用多金属靶共溅射来进行沉积。
在一个实施方式中，用在制造具有理论强度的材料的方法包括以下步骤：
步骤1：制造用于溅射工艺中的合金靶。优选地，合金靶的原材料的纯度高于99.9％。优选地，制造合金靶的方法可以为熔炼、熔融熔化或粉末挤压制。
步骤2：清洗待沉积的基材。基材首先置于用于超声清洁的丙酮中达10分钟。基材然后置于用于超声清洁的酒精中达10分钟。随后，表面上的酒精通过氮气枪吹干。
步骤3：将合金靶和清洗后的基材放置在溅射腔中。根据用于执行磁控溅射的材料的温度指标来选择合适的参数，由此获得具有理论强度的材料。优选地，溅射背景真空度低于5.5*10-5pa，基材加热温度大约为100到200℃，沉积率为5到8nm/min，并且基材负偏压为大约-50到-100v。
在另一实施方式中，用在制造镁基纳米双相玻璃纳米晶的方法包括以下步骤：
步骤1：制造mg、cu和y的原子比等于65：25:10的合金靶。优选地，合金靶mg、cu和y的原材料具有的纯度高于99.9％。优选地，制造合金靶的方法可以为熔炼、熔融熔化或粉末挤压。
步骤2：具有清洁表面的单晶硅片、玻璃片或者合金板材用作基材。优选地，基材通过以下步骤进行清洁：基材首先置于丙酮中通过60w的超声清洁达10分钟。基材然后置于酒精中通过60w的超声清洁达10分钟。随后，表面上的酒精通过氮气枪吹干。
步骤3：将合金靶和基材置于溅射腔中。将溅射参数调节到合适的参数，以用于执行磁控溅射，由此获得具有合金涂层的材料。优选地，溅射背景真空度低于5.5*10-5pa，而氩气压在0.2到0.5pa之间，基材加热温度大约100到200℃，沉积率为5到8nm/min,并且基材的负偏压为大约-50到-100v。
优选地，用于溅射的靶为具有玻璃形成能力的合金，并且靶的元素不限于仅仅mg、cu和y。可替选地，靶的成分还可以为mg65cu20zn5y10,mg57cu31y6.6nd5.4和mg65cu15ag10y10等。
可选择地，制造方还可以为两个或多个靶的共溅射。可以应用于任何表面涂覆技术(例如但不限制于溅射或者蒸发，其允许调节材料的冷却速度)以形成前述的双相合金涂层。
参考图2，具有的直径为大约6nm的纳米晶粒均匀地分散在非晶的基体中，其中纳米晶体体积比为56％，显示了非晶-纳米晶双相结构。本发明人已经设计了：具有理论强度的镁基纳米双相玻璃纳米晶具有纳米晶-非晶双相结构。第一相可以为球形等轴晶体，其基本上不含位错并且优选地，晶粒尺寸可以为大约6nm。另一方面，第二相可以为环绕球形等轴晶的非晶相，并且优选地，非晶尺寸可以为大约2nm。
例如，图2中的插图为[-114]带轴的mgcu2晶体的快速傅里叶转换(fft)图像。其显示了这种镁基材料具有嵌入在非晶壳中的mgcu2纳米晶相的结构。而且，在纳米晶体中基本不含位错，其显露了纳米晶体的低能量状态。截面tem图像显示了与图1b中的平面图中的图像相同的结构。
优选地，通过磁控溅射制造的镁基材料具有在3d空间分布均匀的结构，其大大不同于传统的溅射薄膜的颗粒/柱状结构。具有非晶纳米晶体双相结构的该镁基材料可被称为纳米双相玻璃晶体(ndp-gc)。
在一个示例性实施方式中，既然该ndp-gc的平均成分为mg49cu42y9(at.％)，并且mgcu2纳米晶体的体积比为56％，则可计算出非晶壳为mg69cu11y20，其为一种典型的镁基玻璃成分。成分计算很好地对应于图3至图4中所示的stem分析中的eds结果。
本领域的技术人员可以理解，mg49cu42y9并非为非常好的玻璃形成成分。由于在溅射工艺中的合适的加热而形成了mgcu2相，留下了具有良好玻璃成型能力(gfa)的弛豫的富镁的非晶壳。仅仅在一个沉积过程中实现均匀地分散在弛豫的非晶壳中的具有一个准“无位错”晶相的镁基ndp-gc。其揭露了该ndp-gc结构的自组装的特性。
参考图3，显示了具有明暗衬度的两种区域，其中，每一区域分别具有6nm和2nm的尺寸。明衬度对应于纳米晶相，而暗衬度对应于非晶相。可以为本领域技术人员理解的是，haadf直接地反映了元素的原子序数。例如，明衬度表示重原子，而暗衬度表示轻原子。
参考图4，纳米晶相为富铜相，而非晶相为富镁相。例如，纳米晶体在非晶壳内的成分分布在本发明的一个示例性实施方式中通过嵌入图4中的箭头表示。
在一个示例性实施方式中，引入纳米压痕技术以确定该ndp-gc的基本的机械特性。该镁基ndp-gc的硬度为6.5±0.1gpa，其比传统的镁基mg(大约4gpa)的硬度高得多。例如，mg-zn-camg的硬度为3.6gpa。镁基ndp-gc的非常高的硬度可以源自具有较低能量状态的ndp结构。镁基ndp-gc、mg-zn-camg和镁基晶体合金(az31)的杨氏模量分别为65gpa、56gpa和50gpa。
为了调查镁基纳米双相玻璃晶体的机械响应，在微米柱样品上实施了原位sem微型压缩测试以得到样品的工程应力-应变曲线。每一测试在5个样品上执行以避免数据偏差。微米柱的尺寸(直径)大于1μm，以避免尺寸效应。
图5显示了具有的最大直径的范围从1到1.5μm和长宽比(h/d0)为2-3的微柱的应力-应变曲线。由应力-应变曲线得到的杨氏模量与纳米压痕的结果可以很好地吻合。传统的镁基晶态合金具有仅仅为0.16gpa的屈服应力，0.46gpa的最大应力和大于6％的总应变。镁基mg的屈服应力为大约1gpa，应变极限为大约2％，其机械性能与镁基bmg的的其他报道可以很好地吻合。然而，镁基ndp-gc具有的最大应变为3.3gpa，应变极限为4.5％。
而且，镁基ndp-gc在最终失效之前具有弹性行为，并且非常令人吃惊的是，强度达到了e/20的理论强度范围。通过仔细观察可以发现，在镁基ndp-gc的应变-应力曲线上可以看到小的突进事件。
为本领域技术人员所理解的是，镁基ndp-gc的应变-应力曲线的应力突进对应于剪切带生成过程。传统的镁基mg在屈服时仅仅产生一个主剪切面，然后，由于剪切带的不稳定性使得样品发生灾难性失效。有利地，镁基ndp-gc的剪切带行为完全不同于镁基mg的剪切带行为，其将在后文中进行讨论。
图6示出了与其它镁合金比较，镁基ndp-gc的完美的机械特性。镁基ndp-gc的强度模量关系位于理论上的e/20的强度范围内，这远远超出了mg范围和纳米晶体(nc)范围。在该实施方式中，镁基纳米双相玻璃晶体的最大应力与模量的关系在理论强度材料区域内。本发明人已经发现，其所具有的强度基本上与大多数现存纳米级材料的理论强度相当，例如，8nm、75nm、220nm。有利地，镁基纳米双相玻璃晶体的测试尺寸为微米级，这显示了通过增加本材料的尺寸不会引起软化。
本发明人注意到传统的接近理想强度的材料通常存在于其纳米尺寸形式，其呈现了尺寸效应。然而在本发明中，微尺寸的柱是从100mm*100mm*10μm的较大尺寸的膜材料中提取出，其比传统的材料大几个量级，并且柱的直径为传统材料的前述测试中的6-162倍。柱的尺寸并非位于传统尺寸效应区域，即几百纳米。
本发明人还设计出，具有亚微米尺寸的柱的强度不会受到其尺寸的影响，如图8所示。图8中的箭头指示了突进的位置。
优选地，准“无位错”纳米晶体和完全弛豫的非晶壳有助于达到不具有尺寸效应的理论强度。优选地，其与如图6所示的其他镁合金进行比较，如图7所示的镁基ndp-gc具有65gpa的低的模量。然而，该强度高于那些合金的数倍，并且在曾经报道的镁合金中为最高。而且，由于镁的低密度，镁基ndp-gc的比强度相较于图7中所示的其他高比强度合金而更高。
本发明人同样已经设计出，不同于在压缩过程中mg的粘滑运动，在镁基ndp-gc的每一小的突进事件之后有不多的应力下降，即，应力保持相同并且弹性行为在突进之后恢复。剪切带在每次突进之后生成。然而，当剪切带的前端遇到特定的mgcu2纳米晶体时，其扩展被纳米晶体阻止，如图9所示的图像(c).
如图9所示，图像(b),剪切带的扩展被阻止，生成了两个次级剪切带，随之形成了辐射状的多重初始剪切带，这有利于在突进之后的应变保持。图9中的主剪切带的尺寸，图像(b)，大约为20nm，这非常接近于镁基ndp-gc中的纳米晶体(6nm)的尺寸。因此，非晶/纳米晶体结构可以较快恢复，以便在阻止剪切带扩展之后承载额外的局部应力。
如图9所示，图像(e)，使用hrtem在初始剪切带内部进行观察，本发明人注意到，非晶部分的体积有所膨胀，这是由于非晶材料的剪切变形生成了更多的自由体积。从图9可以看到，图像(d)和图像(e)，mgcu2纳米晶体被剪切带所切割。而且，切割部分在剪切变形之后旋转了40°。
尽管自由体积的增多具备软化效应，但是通过mgcu2纳米晶体的变形而产生了应变硬化，这便于在每次突进事件之后的应力保持。然后，弹性变形行为得到恢复，直到生成下一个主剪切带。镁基ndp-gc的该变形机制也通过如图10-14所示的本构建模进行了分析。
如为本发明人所设计的，传统的大约6nm晶粒尺寸的mgcu2的多晶材料的强度应当处于反霍尔-佩奇部分。然而，软化效应不会出现在本发明中。tem观察和本构建模揭露了传统的晶界滑移和软化机制完全被非晶壳的的多重初始的剪切带行为所替代。同时，较小的纳米晶体的变形能够有利于提供应变硬化。优选地，由纳米晶mgcu2阻止主剪切带的扩展行为和纳米晶体的应变硬化机制共同促进了材料的强度达到理论值。
在一个替选实施方式中，金属材料100可以通过磁控溅射制备，其结构为6nm尺寸的mgcu2相嵌入到2nm厚的富镁的非晶壳中，具有非晶纳米晶体双相结构。该结构具有3.3gpa的理论强度和65gpa的低模量。具有100mm*100mm*10μm的较大面积，此10μm厚的均匀薄膜可以在一个溅射工艺中沉积。
有利地，在本发明中提供的材料可以为100mm*100mm*10μm的尺寸，其可以在较大面积的应用中采用。
有利地，在本发明中的制造方法使用了一次沉积的磁控溅射。纳米双相玻璃晶体结构的成分和厚度通过调节溅射参数而进行控制。
这些实施方式的应用价值在于，此金属膜材料可以广泛地在不同应用中采用，例如，在金属薄膜领域、高强度mems设备、具有高耐磨性的表面涂层，和3d打印结构等。
优选地，本发明可以在3d打印结构的表面上涂覆，并且3d打印结构可以通过该发展的材料而单独地进行制造。3d打印结构可以通过在本发明的一个示例性实施方式中通过光刻技术和溅射而制造。例如，可以使用光刻胶和特定的掩膜版来制造中空的3d结构，然后，通过溅射将此材料沉积在中空3d结构中。在溶解掉剩余的光刻胶之后，可以实现由本发明的示例性实施方式中的材料形成的3d结构。
有利地，双相结构可以适用于各种大面积的应用。该新型结构可以优于其他结构，如，非晶结构、多晶体结构和各向异性的单晶体结构。
如上所讨论的，这些传统材料的结构不能提供所需的较强的机械特性，或者只能通过高成本的制造工艺而制造，因此阻碍了传统的金属结构材料在较宽领域中的应用。本发明提供了一个可替选方案以制造这样的材料：该材料可以提供高强机械性能，该材料通过利用低成本及高效率的制备工艺，并且具有用于较宽领域的应用。
为本领域的技术人员理解的是，在不脱离如广泛描述的本发明的精神或范围的情况下，可以对具体实施方式所示的本发明进行许多变化和/或修改。因此，本实施方式在所有方面被认为是说明性的而非限制性的。
除非另有说明，对本文中包含的现有技术的任何引用不应视为承认该信息是普适知识。