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。基于電弧增材制造技術制成的 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。基于此，提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/V-Cu/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 (Laser-directed 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 60mm，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×7mm× 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 1037MPa，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]。EB-DED 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。現階段，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。基于增材制造技術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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