鈦合金具有密度小、比強度高、耐腐蝕、耐熱 等優良的綜合性能，在航空航天領域應用廣泛[1?3]。 層 狀復合鈦合金是指將不同的鈦合金材料按照性能 需求進行設計和分布而成的一體化新型金屬結構， 具有力 學性能逐層變化、材料布局高可設計性的特 點[4?5]。層狀復合鈦合金的設計思想源自梯度復合 化，后者是 未來新一代戰機的重要結構特征[6?7]。 以均質材料制成的部件存在接頭接縫多、易開裂、 結構效率低等問 題，難以滿足隨航空航天事業發展 而日益提升的載荷需求。為減少機械對合接頭，層狀復合部件實施按需 分布[7]。圖1所示為典型層狀 復合鈦合金承載結構及翼肋部件[6, 8]。與使用均質 零部件相比，使用層狀 復合鈦合金結構能夠有效減 重、提升疲勞壽命和降低成本，在實現承載的同 時，還可以使零部件具備耐熱 、耐蝕和耐磨特性。 不僅如此，層狀復合鈦合金可面向實際服役需求， 合理設計材料布局以提升零部件結 構效率，有助于 突破傳統結構束縛[6, 9]。因此，研發高性能層狀復 合鈦合金成為先進制造領域的熱點問題。

增材制造技術是制備層狀復合鈦合金結構的重要手段[10]，不同于傳統減材制造和等材制造，增材 制 造基于高能束熱源熔化粉末或絲材原料，并逐層 凝固、堆積成形，具有依托數字化模型成形、可制 造復雜 結構和材料利用率高的優勢[11]。相比粉末冶 金、高溫自蔓延等傳統層狀復合結構制備手段，增 材制造不 僅能夠便捷靈活地調控材料分布，還可實 現樣件快速試制[12]，在層狀復合鈦合金的結構設計 和制造方面 具有廣闊的應用前景。 現階段層狀復合鈦合金的增材制造的研究主要 集中在鈦合金?鈦合金[13?15]、鈦合 金-TiAl金屬間化 合物[16?19]和鈦合金?高溫合金[20?21]體系，研究人員 針對層狀復合鈦合金成形工藝、 界面過渡設計和綜 合性能評估等方面開展了深入研究。本文首先梳理 層狀復合鈦合金的應用優勢，接著介 紹層狀復合金 屬的結構設計方法，在此基礎上，著重概述層狀復 合鈦合金激光定向能量沉積、電弧熔絲增 材和電子 束熔絲增材制造的研究現狀，并對未來層狀復合鈦 合金研制過程的關鍵問題進行展望。

1、層狀復合金屬結構設計方法

合理的結構設計，是獲得高質量層狀復合金屬 制件的根本[22?23]。以金屬A和金屬B指代層狀復合 結構 的各層內組元。層狀復合結構的材料分布應根 據具體服役環境的性能需求確定，以性能需求驅動 結構設計 。例如，火箭發動機的燃燒室處于極端服 役環境，內壁長時間經受高溫燒蝕和高溫高速氣流 沖刷[24]，美 國宇航局馬歇爾太空飛行中心研發出基 于增材制造一體化的鎳基熱障層?銅合金異質層狀 燃燒室結構，熱端 面的熱障層抵抗高溫燒蝕和氧 化，壁面的高強高導銅合金完成輸入熱量的熱傳導 耗散[25?26]。 除根據服 役性能需求設計材料分布外，復合結 構設計還應關注異質層間的過渡方式[27]。通常，各 層材料之間具有 不同的晶體結構和熱膨脹性能，材 料屬性的差異為直接制備層狀復合結構(見圖2)帶 來困難，往往因應力 集中而易于產生裂紋、層間剝 離缺陷[28]。因此，設計層狀復合金屬結構時，需引 入合理的中間過渡層， 實現由金屬A至金屬B的層 間過渡。中間過渡層應具備介于異質金屬之間的力 學性能，以盡可能釋放熱失配 引發的應力集中。 現階段，層狀復合金屬結構層間過渡方式主要 有以下三種：1) 直接過渡(見圖2(a))； 2) 成分過渡(見圖2(b))；3) 阻擋層過渡(見圖2(c))[29]。采取直接 過渡時，金屬A與B之間異質界面未經 特殊處理， 界面自然過渡，如圖2(a)所示。采取成分過渡時， 通過調控制備工藝得到一定厚度的成分漸變 層，完 成100%金屬A向100%金屬B的轉變，如圖2(b)所 示，過渡層內沿厚度方向金屬A與B元素含量梯度 變 化。采取阻擋層過渡時，引入外加金屬組元C構 成異質層間的阻擋層，阻擋層既完成層間性能過 渡，也抑 制金屬A與B交互擴散形成脆性金屬間化 合物。 由圖2(a)可知，盡管直接過渡未采取特定過渡 層制備工藝 ，但本質上金屬A/B異質界面為一定厚 度的成分漸變層。依照界面是否引入外加元素，層 狀復合結構層間 過渡方式可分為成分過渡和阻擋層 過渡兩大類，成分過渡型層狀結構也可稱為梯度復 合結構。

1.1　采用成分過渡的層狀復合金屬結構

采用成分過渡的層狀復合結構，其設計核心是 通過調控增材制造過程中送粉/絲種類和速率在異 質層 間形成成分連續梯度變化的過渡層[9]。自層狀 復合金屬結構概念提出以來，基于成分過渡的層狀 復合結 構在鐵基[30]、鈦基[31?32]、銅基[33]等體系中研 究廣泛。以激光定向能量沉積、電弧熔絲增材等為 代表 的增材制造技術，由于具有同軸送粉、成分調 控便捷等優勢，在層狀復合金屬結構制造領域中占 據主導地 位[34?36]。

LI 等[37]基于激光定向能量沉積增材制造技術(見圖3(a))，通過調控雙粉筒送粉比例，制成In718/ SS316L 層狀結構。In718/SS316L 異質薄墻結構共10層，如圖3(b)和(c)所示，底端和頂端兩層分別為 SS316L和In718，中間3~8層SS316L的含量逐步降 低，In718含量逐步升高。成分過渡層有效釋放熔 池驟冷 積熱的熱應力，SS316L/In718結構層間冶金 結合，內部無明顯裂紋缺陷。 天津大學邸新杰教授團隊[38]針 對高溫合金(In625)/高強度低合金鋼(HSLA)體系，對過渡層進 行創新設計，以高抗拉強度的過渡層取代低 強度的 過渡層?；陔娀≡霾闹圃旒夹g制成的 In625/ HSLA薄墻結構，成形良好，內部無明顯缺陷，室 溫 抗拉強度509 MPa，伸長率28.0%。武漢理工大 學陳斐等[39]使用激光近凈成形增材技術，研制出馬 氏體不 銹鋼(MSS)/奧氏體不銹鋼(ASS)層狀結構， 由100%MSS 以25%的成分梯度過渡至100%ASS。 在力學性能方面 ，顯微硬度自MSS層向ASS層逐 層降低，層狀復合結構室溫抗拉強度為669 MPa， 相比奧氏體不銹鋼提升 23.4%。

ONUIKE等[40]使用 激光定向能量沉積增材技術，明確了GRCop-84與In718 之間成分過渡層的有無對制 備質量的影響， 揭示出一定厚度的成分過渡層在釋放應力、保障界 面結合性方面的關鍵作用。LI等[41]使 用激光熔融沉 積增材制造技術，基于三元相圖設計出變成分的Fe-Cr-Ni層狀結構，沿沉積方向Cr含量逐層 降低，Ni含量逐層升高，層內主要相由鐵素體轉變為奧氏 體。Fe-Cr-Ni層狀復合結構有效實現了整體高塑 性 和表面抗腐蝕性的結合。

1.2　采用阻擋層過渡的層狀復合金屬結構

采用阻擋層過渡的層狀復合結構，其設計核心 是在金屬層A和金屬層B之間引入阻擋層C以制成A/C/B結 構。當金屬A和B構成元素間存在金屬間 化合物時，直接成分過渡將導致層間交互擴散區形 成脆性金屬間化 合物，惡化界面力學性能，并導致 層狀結構制備工藝窗口狹小[27]。因此，存在金屬間 化合物的層狀復合 金屬結構制備的關鍵在于調控界 面成分，抑制金屬間化合物。介于金屬層A和金屬 層B之間的阻擋層C應具 備如下條件：1) 阻擋層C既不與金屬A，也不與金屬B形成任何金屬間化合 物；2) 阻擋層C層的力學性能、 熱膨脹性能介于金 屬層A和金屬層B之間，實現性能逐層過渡。 結合前期激光增材 Zr/Cu 異質層狀結構的 研 究[42?43]可知，當Zr含量為16.7%~66.7%(摩爾分數)時，Cu與Zr存在多種金屬間化合物。因此，基于 調 控Zr-Cu比手段制備的多層Zr/Cu結構，勢必使 某層的Zr-Cu比落入兩金屬間化合物生成區間。例 如，圖 4 (a)中過渡層的 Zr-Cu 比均位于 Cu10Zr7- CuZr2金屬間化合物形成區間，過渡層厚度不足150 μm，難以充 分釋放熱應力。多層Zr/Cu結構在 集中熱應力和脆性Cu10Zr7、CuZr2和CuZr化合物相 的影響下開裂，裂紋 穿越層2和層1?；诖耍?出阻擋層過渡方案并選取鈮作為中間層，Cu-Nb和Zr-Nb體系均無金屬間化合物 ，優化工藝后逐層增 材制得Zr/Nb/Cu層狀復合結構，如圖4(b)所示，厚 約 400 μm 的 Nb 阻擋層不僅降 低了因脆性 CuZr 金 屬間化合物引發的開裂傾向，還能夠更好地釋放熔 覆驟熱極冷所致熱應力，Zr/Nb/Cu 覆層在水平方向 約2.5 mm長度范圍內結構完整，無明顯裂紋形成。 沈陽工業大學徐國建教授團隊[21]針對 TA15/ In718層狀復合結構由金屬間化合物所致塑性惡化 問題，引入 Nb/Cu 作為阻擋層，增材得到無缺陷 TA15/Nb/Cu/In718 層狀復合結構，室溫抗拉強度 為 283 MPa，他們將層狀復合結構的實現歸結于Nb/Cu 層 的阻擋作用。ABOUDI 等[44]以 Cu 作為中 間層，使用擴散焊技術制成Zr-4/Cu/SS304L層狀復合金屬結構， 層間界面完整并形成界面反應層，Cu中間層有效避免了脆性Zr(Cr,Fe)2Laves相生成。 同樣地，LAIK 等 [45]使用 60~80 μm 厚的 Ni/Ti 作為SS 304L 與 Zr-4 之間的阻擋層，各層間冶金結合， 界面抗剪切強 度達到 209 MPa。WEI 等[46]以不銹 鋼(SS)作為W和Cu之間的中間層，解決了后兩者 因熔點差距過大所致 的無法直接增材制造問題。

W/SS/Cu三層的平均硬度分別為191.5HV、172.7HV和155.5HV，逐層降低。KHODABAKHSHI等[27]在SS 316L不銹鋼表面定向能量沉積Zr層，對比分析 了直接制備、成分過渡和阻擋層過渡三種制備方 案，采用前 兩種方案制得結構均出現層間剝離和裂 紋缺陷。相比之下，基于 V 和 Cu 阻擋層的 Zr/VCu/SS316L結構完 整，層狀復合結構熱應力釋放充 分，界面擴散區幾乎無金屬間化合物。ZHANG等[47]以In718 作為中間層， 通過激光熔化沉積 Cu/In718/SS316L異質層狀復合結構。利用Ni與Fe和Cu之間的固溶特性，各異質層界面處 均形成約50 μm厚的成分漸變層，增強界面結合。室溫拉伸 測試顯示，Cu/In718/SS316L 拉伸斷裂位置為 Cu側，證實層狀復合界面的冶金結合強度。 綜合現有研究可知，除少數層狀復合金屬結構 可采取無過渡方 式直接制備外，大多層狀結構因層 間性能差異而必須采取合理的層間過渡方式。在設 計、制備層狀復合鈦 合金結構時，需結合零部件服 役需求設計鈦合金分布，根據體系特點選擇過渡層 種類及增材制造方式，進 一步結合工藝優化得到高 質量的層狀復合鈦合金結構。

2、層狀復合鈦合金增材制造技術研 究進展

適合的制備方式是得到性能符合設計預期的層狀復合結構的關鍵。研究人員對層狀復合結構的關 注， 最早源于功能梯度材料，NIINO等[48]為解決航 天飛機熱防護問題，提出一項“關于開發緩和熱應 力的梯 度功能材料的基礎技術研究”，該研究項目 制成了一系列厚1~10 mm、直徑30 mm的功能梯度 材料。發展至 今，層狀結構的制備方式主要有化學 氣相沉積、物理蒸發、等離子體噴涂、離心鑄造、 自蔓延高溫合成、 粉末冶金及增材制造。與其他方 式相比，增材制造[9]因使用激光、電子束或電弧高 能束而具備如下優勢 ：

1) 可成形具復雜或細微特征 的多材料零件；

2) 便捷成形力學性能、磁學性能等 梯度變化零件；

3) 成型件內部層間結合緊密。

2.1　激光定向能量沉積增材制造層狀復合鈦合金

激 光 定 向 能 量 沉 積 增 材 制 造 技 術 (Laserdirected energy deposition, L-DED)是激光增 材制造 技術的一種，也被稱為激光近凈成形、激光熔化沉 積和直接金屬沉積[11]。L-DED具有可制造構件 尺寸 大、成形效率高、構件可達100%致密、多材料復 合制造便捷和制造成本低等優勢。L-DED原理圖如 圖 5[49]所示，金屬粉末與激光束能量同步送進成形 區域。激光束作為能量來源，匯聚于基板表面特定 區域 以形成熔池，自熔覆頭噴出的金屬粉末進入熔 池受熱熔化，熔池在激光束遠離后迅速凝固成形， 凝固速率 可達1×1012 K/s。激光束受程序控制完成 單層路徑掃描后，向Z方向偏移特定值開始下一層 的沉積。沉積 過程中，熔覆頭將金屬粉末持續送入 熔池，使用多個送粉桶配合粉桶轉速變化，可以實 時調控增材層的成 分，以此滿足層狀復合金屬結構 的制造需求。

L-DED 具備的成分調控便捷性使其成為制備 層狀復合鈦合金的主流技術手段之一。王華明院士 團隊 [50]使用L-DED技術先后沉積TA2和TA15制成TA2/TA15層狀復合鈦合金結構，并對層狀復合鈦合金的成分和組 織結構演化進行了深入研究。基于 單粉筒送進模式的增材制造技術，在實現成分連續 變化的層狀復合結構 制備的同時，有效降低了異質 結構的研制成本，使其具備作為研發大尺寸金屬結 構件的潛力。 王向明院 士團隊[6]針對傳統機體結構受制于傳 統制造技術的現狀，具體分析接頭、接縫等機械對 合方式引發的疲 勞薄弱問題和均質材料構件的材料 性能浪費問題，提出基于增材制造技術的結構創新 思路，并以梯度復合 化作為新一代戰機的結構特 征。相應地，他們成功試制出層狀復合鈦合金翼 肋，實現了減重和疲勞壽命延 長，為層狀鈦合金結 構應用奠定基礎。 張永忠團隊[51?52]針對航空發動機壓氣機葉盤的 葉片服役溫度高 而盤緣服役溫度低的特點，提出以Ti2AlNb和TC11分別制成葉片和盤緣的方案。采取L-DED 技術，他們系統 地研究了 TC11/Ti2AlNb 薄 壁結構(見圖6(a))的成形、界面組織結構演化和拉 伸性能。結果顯示，TC11和 Ti2AlNb界面自然過渡 形成兩層成分漸變層，沿TC11側向Ti2AlNb相組成 轉變為：α+β→α+α2+β/B2+O →α2+β/B2+O→α2+B2+O。TC11/Ti2AlNb 室溫抗拉強度為 1061 MPa， 伸長率為2.2%，界面冶金結合，進 一步將薄墻增 材工藝遷移至壓氣機葉盤，制得樣件如圖 6(b)所 示。張永忠團隊[51?52]在 TC11/Ti2AlNb、 TiAl/TC11和 TA15/Ti2AlNb 層狀復合鈦合金方面的研究，為 層狀復合鈦合金的應用打好了理論基礎。 西 北工業大學周慶軍等[53]以航天飛行器舵翼迎 風面的承受溫度顯著高于其他部位的特點，提出TA15- Ti2AlNb層狀復合結構，以Ti2AlNb工作于高 溫段，密度較低的TA15工作于低溫段。他們首先 使用L-DED制 備出不同成分比例的TA15-xTi2AlNb (x=0, 20, 40, 60, 80, 100)均質塊體，建立 TA15- Ti2AlNb晶粒形態 、物相結構和Nb含量的關系，進 而基于拉伸性能篩選出最優力學性能的過渡層(TA15-40%Ti2AlNb， TA15- 80%Ti2AlNb)。 黃衛東等[54]以 L-DED 制成 TA15-Ti2AlNb 層狀復合結構， 如圖 7(a)所示，由下至上分 別為 TA15 層、TA15- 20%Ti2AlNb、 TA15-40%Ti2AlNb、 TA15-60%Ti2AlNb、TA15-80%Ti2AlNb和Ti2AlNb層 ，層間冶金結合，內部無明確缺陷。自薄墻底部向上晶粒逐步由枝晶轉變為等軸晶。黃衛東等[53?54]提出的 以力學性能較強過渡區取代較弱過渡區的層狀復合結構設計方法，對層狀復合鈦合金的結構設計具有啟發 作用。 黃怡晨[55]針對航空發動機進氣道高溫段和中低 溫段服役溫度差異的特點，提出 Ti2AlNb-TA15 層 狀復合結構，并基于 L-DED 制成的 TA15/TA15- Ti2AlNb/TA15-80Ti2AlNb/Ti2AlNb 層狀復合結構 ， 試件 抗拉強度為1058 MPa，伸長率為8%，斷裂于TA15側。同時，進一步將成形工藝推廣至大尺寸 構件中，如圖 8 所示，變直徑環形樣件高約 60 mm，成形良好，無裂紋形成。 沈陽航空航天大學劉杰[56]和邢盟[57]面 向飛機后 機身承力結構不同部位對鈦合金力學性能的差異化 需求，研發出TC4/TC11異質層狀結構。 TC4/TC11構件抗拉強度和伸長率均隨著過渡層數增加而提 升，3 層過渡層的 TC4/TC11 試件沉積態抗拉強 度 達到 965 MPa，相比直接過渡試件提升 51.4 MPa， 揭示出合理層間過渡的重要性。

2.2　電弧熔絲增材制造層狀復合鈦合金

電弧熔絲增材制造技術(Wire and arc additive manufacturing, WAAM)是以電弧為熱源的一類增材 制 造技術，具有成本低、堆積速度快、制造尺寸形狀自由及對金屬材質不敏感等優點[11]。WAAM 的 原理如圖 9[58]所示，成形表面在電弧等離子體熱源 作用下形成熔池，送絲機構將金屬絲材同步送進成 形區域，熔 池在電弧遠離后迅速凝固。電弧受程序 控制沿著特定軌跡運動，依照三維模型的線?面?體 逐步實現實體制 造。增材過程中，使用雙絲或多絲 送進機構配合送絲速率調節，可實現層狀復合結構 的實時成分調控。 郭順等[59]受貝殼殼體“磚?泥”結構的高強韌 特性啟發，以TC4和TA2分別作為硬材料和軟材料 進行層狀 復合設計，并采取雙絲等離子弧熱源進行TC4/TA2 增材制造，成形薄墻體尺寸 160 mm×7 mm× 38 mm，如 圖 10(a)所示；TC4 與 TA2 相互交 替沉積，前者由網籃組織和集束組織構成，如圖10 (b)和(c)所示。TA2 微觀組織如圖 10(d)和(e)所示， 主要為α片層。層狀復合試樣掃描方向和沉積方向 的抗壓強度相近，約 2.0 GPa，沉積方向斷裂應變 為0.33，相比掃描方向(0.24)提升37.5%，具備更高 的塑性變形能力。

WANG 等[60]使用雙絲 WAAM 制備 TA15/TC11層狀復合制件，分析力學性能與微觀組織間的關 系。初始 TA15層內部大多為沿沉積方向單向生長的柱狀晶，自TA15側至TC11側，晶粒尺寸減小， 發生柱狀晶向等軸 晶的轉變。TA15和TC11內均呈 現α+β雙相網籃結構，TC11側條狀α相更細密。拉 伸結果顯示，TA15/TC11 熱處理后沉積方向抗拉強 度為943 MPa，伸長率為12.9%，試樣斷裂于TA15側。掃描方向上，TA15/TC11 界 面抗拉強度為1006 MPa，伸長率達到11.2%，高于兩側純材料。 徐俊強等[61]研究明確了 WAAM 工藝參數對 TC4/TA2組織結構和力學性能的影響，揭示焊接電 流和沉積速度是決定成形質量的關鍵參數。在焊接 電流 為130 A，沉積速度為30 cm/min，雙絲送絲速 度為0.4 m/min的條件下，成形塊體寬度一致性良 好，內部 無明顯氣孔缺陷。TC4/TA2結構沉積方向 和掃描方向的抗拉強度分別為 998MPa 和 1037 MPa，伸長率分別 為9.2%和5.7%。

2.3　電子束熔絲增材制造層狀復合鈦合金

電 子 束 熔 絲 增 材 制 造 技 術 (Electron beam directed energy deposition, EB-DED)是基于 電子束 焊接發展而來的以電子束作為熱源的一類增材制造 技術，具有成形效率高、能量?材料使用率高、可 加工材料范圍廣泛和保護效果好等優點[11]。EBDED的原理[62]如圖11所示，處于真空環境的高能 電子束作 用于基材表面形成熔池，金屬絲材送入熔 池并熔化為熔滴；熔滴隨工作臺移動而近乎連續地 進入熔池，并 在熔池移動后迅速凝固層層堆疊以形 成實體。與WAAM 類似，EB-DED 同樣基于更換 金屬絲材種類或依托雙 絲送進機構制備層狀復合 結構。 喻嘉熙[63]基于EB-DED技術制成TC4/TA2/TC4層狀復合鈦合金，如圖 12 所示。由圖 12 可看出， 薄墻結構內部無明顯缺陷，層間緊密冶金結合，他 們將無缺陷異質層狀結構的實 現歸結于過渡區內元 素的充分交互擴散，即TA2層中V增加導致β相增 加和TC4中V減少所致α+β→β相轉 變。針對多種 鈦合金的空間分布進行優化設計，有助于提升層狀 復合結構的綜合性能。 劉小江[64]探索 了基于 EB-DED 制備 TC4/TC11層狀復合結構的熱處理制度。經過退火，920 ℃固 溶2 h和550 ℃時效4 h熱 處理后，層狀復合鈦合金 抗拉強度達到1100 MPa，相比沉積態提升7.36%， 然而伸長率(9.1%)較沉積態降 低20.2%，說明層狀 復合鈦合金的熱處理制度有待進一步探索。

3、層狀復合鈦合金研制過程的關鍵 因素

3.1　過渡區組織性能優化

過渡區在層狀復合鈦合金結構中具有促進成分 和性能漸變，緩解應力集中和保障界面結合性的關 鍵作 用。增材制造異質結構時，過渡區經過前后道 次高能束的反復熔融，易形成成分偏離預設區間的 元素交互 擴散層，導致異質界面結合強度急劇衰減 并誘發結構失效[65]。此外，過渡區成分波動時，通常難以保持 熔池穩定性，傾向于形成層間未熔合、 界面夾渣缺陷和金屬間化合物有害相[22]。層狀復合 結構界面性能 弱化后，對熱應力更為敏感，往往因 應力集中而率先開裂、剝離，成為薄弱環節。層狀 復合結構的應用受 限于力學性能薄弱的界面過渡 區?，F階段，層狀復合鈦合金的過渡區設計主要采 用成分過渡和阻擋層過渡 兩種方案，對元素交互擴 散區的形成及組織性能優化方式認識不清晰。未 來，應進一步明確元素交互擴散 層的形成與熔池穩 定性的關系，從機理層面挖掘未熔合、夾渣缺陷的 調控方法以強化層狀復合結構界面。

3.2　熱處理制度建立

鈦合金的熱處理是指針對調控相變過程而采取 適當的方式進行加熱、保溫和冷卻以獲得預期的組 織結 構和性能的工藝制度[66]。針對均質鈦合金，其 成分、相組成和組織結構相對固定，對應熱處理制 度明確 。然而，層狀復合鈦合金結構通常包含兩種 或兩種以上鈦合金，構成組元間因成分、物相組成 不同導致熱 處理制度存在差異，難以通過純材料的 熱處理制度提升層狀復合鈦合金的力學性能[55]。當 前，針對層狀 復合鈦合金的熱處理制度研究較少， 已有熱處理方式主要基于純材料相關經驗，缺乏系 統性熱處理工藝窗 口的探索。今后，應開發特定層 狀復合鈦合金的專用熱處理制度，以進一步提升力 學性能。

3.3　殘余應力控制及失效機制判據

增材制造層狀復合鈦合金時，熔池驟熱急冷形 成集中熱應力，進而誘發零部件局部變形和尺寸精 度降 低，形性控制是現階段層狀復合鈦合金增材 制造的難點[22]。層狀復合鈦合金的過渡區成分和 力學性能通 常介于兩側組元之間，使其對應力更 為敏感。當前殘余應力的控制方式主要為調控增 材參數、優化支撐結 構和退火熱處理等，盡管能 夠部分消除殘余應力，但對微細復雜結構的增材 成形無法適用[67?68]。此外， 針對包含過渡區的層 狀復合鈦合金，界面失效機制尚未建立，難以有 效界定異質結構的服役失效[69?71]。 未來應深入挖 掘異質層狀鈦合金的殘余應力控制方式，探索增 材原位在線應力控制與支撐設計等非原位手 段結 合的方式優化應力分布，并針對性地提出層狀復 合結構的失效判據，健全層狀復合鈦合金的服役評 價體系。

4、總結及展望

1) 層狀復合金屬結構能夠滿足研發人員的設計 需求，實現材料布局的自由調控和力學等性能的梯 度 變化?；谠霾闹圃旒夹g開發的層狀復合鈦合 金，同時發揮多種鈦合金性能的優勢，減少材料間 的薄弱連 接界面和縫隙，突破傳統制造的“剛性” 和“離散”壁壘，在航空、航天、海洋領域應用前 景廣闊。異質 層狀金屬的結構設計尤其是層間過渡 設計是制備的基礎，研究人員已經圍繞直接過渡、 成分過渡和阻擋層 過渡發展出較全面的過渡層設計 理論。

2) 針對層狀復合鈦合金的增材制造方式，當前 進展主要集中于L-DED、WAAM和EB-DED技術， 已探明工 藝參數對成形和組織結構的影響規律，并 在缺陷調控和性能優化等方面取得一定進展。后續 研究應進一步 明確過渡區元素交互擴散層的形成機 理及性能優化方式、挖掘殘余應力控制手段、探索 層狀復合結構熱處 理制度，并建立出異質層狀結構 的界面失效機制，以推動層狀復合鈦合金的工程化 應用。

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