鈦合金具有密度小、比強度高、耐腐蝕、耐熱等優(yōu)良的綜合性能，在航空航天領(lǐng)域應(yīng)用廣泛[1?3]。層狀復(fù)合鈦合金是指將不同的鈦合金材料按照性能需求進行設(shè)計和分布而成的一體化新型金屬結(jié)構(gòu)，具有力學性能逐層變化、材料布局高可設(shè)計性的特點[4?5]。層狀復(fù)合鈦合金的設(shè)計思想源自梯度復(fù)合化，后者是未來新一代戰(zhàn)機的重要結(jié)構(gòu)特征[6?7]。

以均質(zhì)材料制成的部件存在接頭接縫多、易開裂、結(jié)構(gòu)效率低等問題，難以滿足隨航空航天事業(yè)發(fā)展而日益提升的載荷需求。為減少機械對合接頭，層狀復(fù)合部件實施按需分布[7]。圖 1 所示為典型層狀復(fù)合鈦合金承載結(jié)構(gòu)及翼肋部件[6, 8]。與使用均質(zhì)零部件相比，使用層狀復(fù)合鈦合金結(jié)構(gòu)能夠有效減重、提升疲勞壽命和降低成本，在實現(xiàn)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(fù)合鈦合金可面向?qū)嶋H服役需求，合理設(shè)計材料布局以提升零部件結(jié)構(gòu)效率，有助于突破傳統(tǒng)結(jié)構(gòu)束縛[6, 9]。因此，研發(fā)高性能層狀復(fù)合鈦合金成為先進制造領(lǐng)域的熱點問題。

增材制造技術(shù)是制備層狀復(fù)合鈦合金結(jié)構(gòu)的重要手段[10]，不同于傳統(tǒng)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(shù)字化模型成形、可制造復(fù)雜結(jié)構(gòu)和材料利用率高的優(yōu)勢[11]。相比粉末冶金、高溫自蔓延等傳統(tǒng)層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)制備手段，增材制造不僅能夠便捷靈活地調(diào)控材料分布，還可實現(xiàn)樣件快速試制[12]，在層狀復(fù)合鈦合金的結(jié)構(gòu)設(shè)計和制造方面具有廣闊的應(yīng)用前景。

現(xiàn)階段層狀復(fù)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(fù)合鈦合金成形工藝、界面過渡設(shè)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(fù)合鈦合金的應(yīng)用優(yōu)勢，接著介紹層狀復(fù)合金屬的結(jié)構(gòu)設(shè)計方法，在此基礎(chǔ)上，著重概述層狀復(fù)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(xiàn)狀，并對未來層狀復(fù)合鈦合金研制過程的關(guān)鍵問題進行展望。

1 、層狀復(fù)合金屬結(jié)構(gòu)設(shè)計方法

合理的結(jié)構(gòu)設(shè)計，是獲得高質(zhì)量層狀復(fù)合金屬制件的根本[22?23]。以金屬A和金屬B指代層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)的各層內(nèi)組元。層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)的材料分布應(yīng)根據(jù)具體服役環(huán)境的性能需求確定，以性能需求驅(qū)動結(jié)構(gòu)設(shè)計。例如，火箭發(fā)動機的燃燒室處于極端服役環(huán)境，內(nèi)壁長時間經(jīng)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(fā)出基于增材制造一體化的鎳基熱障層?銅合金異質(zhì)層狀燃燒室結(jié)構(gòu)，熱端面的熱障層抵抗高溫燒蝕和氧化，壁面的高強高導(dǎo)銅合金完成輸入熱量的熱傳導(dǎo)耗散[25?26]。

除根據(jù)服役性能需求設(shè)計材料分布外，復(fù)合結(jié)構(gòu)設(shè)計還應(yīng)關(guān)注異質(zhì)層間的過渡方式[27]。通常，各層材料之間具有不同的晶體結(jié)構(gòu)和熱膨脹性能，材料屬性的差異為直接制備層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)(見圖 2)帶來困難，往往因應(yīng)力集中而易于產(chǎn)生裂紋、層間剝離缺陷[28]。因此，設(shè)計層狀復(fù)合金屬結(jié)構(gòu)時，需引入合理的中間過渡層，實現(xiàn)由金屬A至金屬B的層間過渡。中間過渡層應(yīng)具備介于異質(zhì)金屬之間的力學性能，以盡可能釋放熱失配引發(fā)的應(yīng)力集中。

現(xiàn)階段，層狀復(fù)合金屬結(jié)構(gòu)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(zhì)界面未經(jīng)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(diào)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(zhuǎn)變，如圖2(b)所示，過渡層內(nèi)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(gòu)成異質(zhì)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(zhì)上金屬A/B異質(zhì)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(fù)合結(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)也可稱為梯度復(fù)合結(jié)構(gòu)。

1.1 采用成分過渡的層狀復(fù)合金屬結(jié)構(gòu)

采用成分過渡的層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)，其設(shè)計核心是通過調(diào)控增材制造過程中送粉/絲種類和速率在異質(zhì)層間形成成分連續(xù)梯度變化的過渡層[9]。自層狀復(fù)合金屬結(jié)構(gòu)概念提出以來，基于成分過渡的層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)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(shù)，由于具有同軸送粉、成分調(diào)控便捷等優(yōu)勢，在層狀復(fù)合金屬結(jié)構(gòu)制造領(lǐng)域中占據(jù)主導(dǎo)地位[34?36]。

LI 等[37]基于激光定向能量沉積增材制造技術(shù)(見圖3(a))，通過調(diào)控雙粉筒送粉比例，制成In718/SS316L 層狀結(jié)構(gòu)。In718/SS316L 異質(zhì)薄墻結(jié)構(gòu)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(yīng)力，SS316L/In718結(jié)構(gòu)層間冶金結(jié)合，內(nèi)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(chuàng)新設(shè)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(shù)制成的 In625/HSLA薄墻結(jié)構(gòu)，成形良好，內(nèi)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(shù)，研制出馬氏體不銹鋼(MSS)/奧氏體不銹鋼(ASS)層狀結(jié)構(gòu)，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(fù)合結(jié)構(gòu)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(shù)，明確了GRCop-84與In718 之間成分過渡層的有無對制備質(zhì)量的影響，揭示出一定厚度的成分過渡層在釋放應(yīng)力、保障界面結(jié)合性方面的關(guān)鍵作用。LI等[41]使用激光熔融沉積增材制造技術(shù)，基于三元相圖設(shè)計出變成分的Fe-Cr-Ni層狀結(jié)構(gòu)，沿沉積方向Cr含量逐層降低，Ni含量逐層升高，層內(nèi)主要相由鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。Fe-Cr-Ni層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)有效實現(xiàn)了整體高塑性和表面抗腐蝕性的結(jié)合。

1.2 采用阻擋層過渡的層狀復(fù)合金屬結(jié)構(gòu)

采用阻擋層過渡的層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)，其設(shè)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(jié)構(gòu)。當金屬A和B構(gòu)成元素間存在金屬間化合物時，直接成分過渡將導(dǎo)致層間交互擴散區(qū)形成脆性金屬間化合物，惡化界面力學性能，并導(dǎo)致層狀結(jié)構(gòu)制備工藝窗口狹小[27]。因此，存在金屬間化合物的層狀復(fù)合金屬結(jié)構(gòu)制備的關(guān)鍵在于調(diào)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(yīng)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(xiàn)性能逐層過渡。

結(jié)合前期激光增材 Zr/Cu 異質(zhì)層狀結(jié)構(gòu)的研究[42?43]可知，當 Zr 含量為 16.7%~66.7%(摩爾分數(shù))時，Cu與Zr存在多種金屬間化合物。因此，基于調(diào)控 Zr-Cu 比手段制備的多層 Zr/Cu 結(jié)構(gòu)，勢必使某層的Zr-Cu比落入兩金屬間化合物生成區(qū)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(qū)間，過渡層厚度不足150 μm，難以充分釋放熱應(yīng)力。多層Zr/Cu結(jié)構(gòu)在集中熱應(yīng)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?，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(yōu)化工藝后逐層增材制得Zr/Nb/Cu層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)，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(fā)的開裂傾向，還能夠更好地釋放熔覆驟熱極冷所致熱應(yīng)力，Zr/Nb/Cu覆層在水平方向約2.5 mm長度范圍內(nèi)結(jié)構(gòu)完整，無明顯裂紋形成。

沈陽工業(yè)大學徐國建教授團隊[21]針對 TA15/In718 層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)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(fù)合結(jié)構(gòu)，室溫抗拉強度為 283 MPa，他們將層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)的實現(xiàn)歸結(jié)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(shù)制成Zr-4/Cu/SS304L層狀復(fù)合金屬結(jié)構(gòu)，層間界面完整并形成界面反應(yīng)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(jié)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(jié)構(gòu)均出現(xiàn)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(jié)構(gòu)完整，層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)熱應(yīng)力釋放充分，界面擴散區(qū)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(zhì)層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)。利用Ni與Fe和 Cu 之間的固溶特性，各異質(zhì)層界面處均形成約50 μm厚的成分漸變層，增強界面結(jié)合。室溫拉伸測試顯示，Cu/In718/SS316L 拉伸斷裂位置為 Cu側(cè)，證實層狀復(fù)合界面的冶金結(jié)合強度。

綜合現(xiàn)有研究可知，除少數(shù)層狀復(fù)合金屬結(jié)構(gòu)可采取無過渡方式直接制備外，大多層狀結(jié)構(gòu)因?qū)娱g性能差異而必須采取合理的層間過渡方式。在設(shè)計、制備層狀復(fù)合鈦合金結(jié)構(gòu)時，需結(jié)合零部件服役需求設(shè)計鈦合金分布，根據(jù)體系特點選擇過渡層種類及增材制造方式，進一步結(jié)合工藝優(yōu)化得到高質(zhì)量的層狀復(fù)合鈦合金結(jié)構(gòu)。

2、 層狀復(fù)合鈦合金增材制造技術(shù)研究進展

適合的制備方式是得到性能符合設(shè)計預(yù)期的層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)的關(guān)鍵。研究人員對層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)的關(guān)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(guān)于開發(fā)緩和熱應(yīng)力的梯度功能材料的基礎(chǔ)技術(shù)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(fā)展至今，層狀結(jié)構(gòu)的制備方式主要有化學氣相沉積、物理蒸發(fā)、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(yōu)勢：1) 可成形具復(fù)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(nèi)部層間結(jié)合緊密。

2.1 激光定向能量沉積增材制造層狀復(fù)合鈦合金

激光定向能量沉積增材制造技術(shù) (Laser-directed energy deposition, L-DED)是激光增材制造技術(shù)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(gòu)件尺寸大、成形效率高、構(gòu)件可達100%致密、多材料復(fù)合制造便捷和制造成本低等優(yōu)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(qū)域。激光束作為能量來源，匯聚于基板表面特定區(qū)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(xù)送入熔池，使用多個送粉桶配合粉桶轉(zhuǎn)速變化，可以實時調(diào)控增材層的成分，以此滿足層狀復(fù)合金屬結(jié)構(gòu)的制造需求。

L-DED 具備的成分調(diào)控便捷性使其成為制備層狀復(fù)合鈦合金的主流技術(shù)手段之一。王華明院士團隊[50]使用L-DED技術(shù)先后沉積TA2和TA15制成TA2/TA15 層狀復(fù)合鈦合金結(jié)構(gòu)，并對層狀復(fù)合鈦合金的成分和組織結(jié)構(gòu)演化進行了深入研究?；趩畏弁菜瓦M模式的增材制造技術(shù)，在實現(xiàn)成分連續(xù)變化的層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)制備的同時，有效降低了異質(zhì)結(jié)構(gòu)的研制成本，使其具備作為研發(fā)大尺寸金屬結(jié)構(gòu)件的潛力。

王向明院士團隊[6]針對傳統(tǒng)機體結(jié)構(gòu)受制于傳統(tǒng)制造技術(shù)的現(xiàn)狀，具體分析接頭、接縫等機械對合方式引發(fā)的疲勞薄弱問題和均質(zhì)材料構(gòu)件的材料性能浪費問題，提出基于增材制造技術(shù)的結(jié)構(gòu)創(chuàng)新思路，并以梯度復(fù)合化作為新一代戰(zhàn)機的結(jié)構(gòu)特征。相應(yīng)地，他們成功試制出層狀復(fù)合鈦合金翼肋，實現(xiàn)了減重和疲勞壽命延長，為層狀鈦合金結(jié)構(gòu)應(yīng)用奠定基礎(chǔ)。

張永忠團隊[51?52]針對航空發(fā)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(shù)，他們系統(tǒng)地研究了 TC11/Ti2AlNb 薄壁結(jié)構(gòu)(見圖 6(a))的成形、界面組織結(jié)構(gòu)演化和拉伸性能。結(jié)果顯示，TC11和Ti2AlNb界面自然過渡形成兩層成分漸變層，沿TC11側(cè)向Ti2AlNb相組成轉(zhuǎn)變?yōu)椋害?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(jié)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(fù)合鈦合金方面的研究，為層狀復(fù)合鈦合金的應(yīng)用打好了理論基礎(chǔ)。

西北工業(yè)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(fù)合結(jié)構(gòu)，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(zhì) 塊 體 ， 建 立 TA15-Ti2AlNb晶粒形態(tài)、物相結(jié)構(gòu)和Nb含量的關(guān)系，進而基于拉伸性能篩選出最優(yōu)力學性能的過渡層(TA15-40%Ti2AlNb， TA15-80%Ti2AlNb)。 黃 衛(wèi) 東等[54]以 L-DED 制成 TA15-Ti2AlNb 層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)，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(jié)合，內(nèi)部無明確缺陷。自薄墻底部向上晶粒逐步由枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶。黃衛(wèi)東等[53?54]提出的以力學性能較強過渡區(qū)取代較弱過渡區(qū)的層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)設(shè)計方法，對層狀復(fù)合鈦合金的結(jié)構(gòu)設(shè)計具有啟發(fā)作用。

黃怡晨[55]針對航空發(fā)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(fù)合結(jié)構(gòu)，并基于 L-DED 制成的 TA15/TA15-Ti2AlNb/TA15-80Ti2AlNb/Ti2AlNb 層 狀 復(fù) 合 結(jié) 構(gòu) ，試件抗拉強度為1058 MPa，伸長率為8%，斷裂于TA15 側(cè)。同時，進一步將成形工藝推廣至大尺寸構(gòu)件中，如圖 8 所示，變直徑環(huán)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(jié)構(gòu)不同部位對鈦合金力學性能的差異化需求，研發(fā)出TC4/TC11異質(zhì)層狀結(jié)構(gòu)。TC4/TC11構(gòu)件抗拉強度和伸長率均隨著過渡層數(shù)增加而提升，3 層過渡層的 TC4/TC11 試件沉積態(tài)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(fù)合鈦合金

電弧熔絲增材制造技術(shù)(Wire and arc additive manufacturing, WAAM)是以電弧為熱源的一類增材制造技術(shù)，具有成本低、堆積速度快、制造尺寸形狀自由及對金屬材質(zhì)不敏感等優(yōu)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(gòu)將金屬絲材同步送進成形區(qū)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(xiàn)實體制造。增材過程中，使用雙絲或多絲送進機構(gòu)配合送絲速率調(diào)節(jié)，可實現(xiàn)層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)的實時成分調(diào)控。

郭順等[59]受貝殼殼體“磚?泥”結(jié)構(gòu)的高強韌特性啟發(fā)，以TC4和TA2分別作為硬材料和軟材料進行層狀復(fù)合設(shè)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(wǎng)籃組織和集束組織構(gòu)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(fù)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(yīng)變?yōu)?.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(fù)合制件，分析力學性能與微觀組織間的關(guān)系。初始TA15層內(nèi)部大多為沿沉積方向單向生長的柱狀晶，自 TA15 側(cè)至 TC11 側(cè)，晶粒尺寸減小，發(fā)生柱狀晶向等軸晶的轉(zhuǎn)變。TA15和TC11內(nèi)均呈現(xiàn)α+β雙相網(wǎng)籃結(jié)構(gòu)，TC11側(cè)條狀α相更細密。拉伸結(jié)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(cè)。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(cè)純材料。

徐俊強等[61]研究明確了 WAAM 工藝參數(shù)對TC4/TA2組織結(jié)構(gòu)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(zhì)量的關(guān)鍵參數(shù)。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(nèi)部無明顯氣孔缺陷。TC4/TA2結(jié)構(gòu)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(fù)合鈦合金

電 子 束 熔 絲 增 材 制 造 技 術(shù) (Electron beam directed energy deposition, EB-DED)是基于電子束焊接發(fā)展而來的以電子束作為熱源的一類增材制造技術(shù)，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(yōu)點[11]。EB-DED 的原理[62]如圖 11 所示，處于真空環(huán)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(xù)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(gòu)制備層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)。

喻嘉熙[63]基于EB-DED技術(shù)制成TC4/TA2/TC4層狀復(fù)合鈦合金，如圖 12 所示。由圖 12 可看出，薄墻結(jié)構(gòu)內(nèi)部無明顯缺陷，層間緊密冶金結(jié)合，他們將無缺陷異質(zhì)層狀結(jié)構(gòu)的實現(xiàn)歸結(jié)于過渡區(qū)內(nèi)元素的充分交互擴散，即TA2層中V增加導(dǎo)致β相增加和 TC4 中 V 減少所致 α+β→β 相轉(zhuǎn)變。針對多種鈦合金的空間分布進行優(yōu)化設(shè)計，有助于提升層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)的綜合性能。

劉小江[64]探索了基于 EB-DED 制備 TC4/TC11層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)的熱處理制度。經(jīng)過退火，920 ℃固溶2 h和550 ℃時效4 h熱處理后，層狀復(fù)合鈦合金抗拉強度達到 1100 MPa，相比沉積態(tài)提升 7.36%，然而伸長率(9.1%)較沉積態(tài)降低 20.2%，說明層狀復(fù)合鈦合金的熱處理制度有待進一步探索。

3 、層狀復(fù)合鈦合金研制過程的關(guān)鍵因素

3.1 過渡區(qū)組織性能優(yōu)化

過渡區(qū)在層狀復(fù)合鈦合金結(jié)構(gòu)中具有促進成分和性能漸變，緩解應(yīng)力集中和保障界面結(jié)合性的關(guān)鍵作用。增材制造異質(zhì)結(jié)構(gòu)時，過渡區(qū)經(jīng)過前后道次高能束的反復(fù)熔融，易形成成分偏離預(yù)設(shè)區(qū)間的元素交互擴散層，導(dǎo)致異質(zhì)界面結(jié)合強度急劇衰減并誘發(fā)結(jié)構(gòu)失效[65]。此外，過渡區(qū)成分波動時，通常難以保持熔池穩(wěn)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(fù)合結(jié)構(gòu)界面性能弱化后，對熱應(yīng)力更為敏感，往往因應(yīng)力集中而率先開裂、剝離，成為薄弱環(huán)節(jié)。層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)的應(yīng)用受限于力學性能薄弱的界面過渡區(qū)?，F(xiàn)階段，層狀復(fù)合鈦合金的過渡區(qū)設(shè)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(qū)的形成及組織性能優(yōu)化方式認識不清晰。未來，應(yīng)進一步明確元素交互擴散層的形成與熔池穩(wěn)定性的關(guān)系，從機理層面挖掘未熔合、夾渣缺陷的調(diào)控方法以強化層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)界面。

3.2 熱處理制度建立

鈦合金的熱處理是指針對調(diào)控相變過程而采取適當?shù)姆绞竭M行加熱、保溫和冷卻以獲得預(yù)期的組織結(jié)構(gòu)和性能的工藝制度[66]。針對均質(zhì)鈦合金，其成分、相組成和組織結(jié)構(gòu)相對固定，對應(yīng)熱處理制度明確。然而，層狀復(fù)合鈦合金結(jié)構(gòu)通常包含兩種或兩種以上鈦合金，構(gòu)成組元間因成分、物相組成不同導(dǎo)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(fù)合鈦合金的力學性能[55]。當前，針對層狀復(fù)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(guān)經(jīng)驗，缺乏系統(tǒng)性熱處理工藝窗口的探索。今后，應(yīng)開發(fā)特定層狀復(fù)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(yīng)力控制及失效機制判據(jù)

增材制造層狀復(fù)合鈦合金時，熔池驟熱急冷形成集中熱應(yīng)力，進而誘發(fā)零部件局部變形和尺寸精度降低，形性控制是現(xiàn)階段層狀復(fù)合鈦合金增材制造的難點[22]。層狀復(fù)合鈦合金的過渡區(qū)成分和力學性能通常介于兩側(cè)組元之間，使其對應(yīng)力更為敏感。當前殘余應(yīng)力的控制方式主要為調(diào)控增材參數(shù)、優(yōu)化支撐結(jié)構(gòu)和退火熱處理等，盡管能夠部分消除殘余應(yīng)力，但對微細復(fù)雜結(jié)構(gòu)的增材成形無法適用[67?68]。此外，針對包含過渡區(qū)的層狀復(fù)合鈦合金，界面失效機制尚未建立，難以有效界定異質(zhì)結(jié)構(gòu)的服役失效[69?71]。未來應(yīng)深入挖掘異質(zhì)層狀鈦合金的殘余應(yīng)力控制方式，探索增材原位在線應(yīng)力控制與支撐設(shè)計等非原位手段結(jié)合的方式優(yōu)化應(yīng)力分布，并針對性地提出層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)的失效判據(jù)，健全層狀復(fù)合鈦合金的服役評價體系。

4 、總結(jié)及展望

1) 層狀復(fù)合金屬結(jié)構(gòu)能夠滿足研發(fā)人員的設(shè)計需求，實現(xiàn)材料布局的自由調(diào)控和力學等性能的梯度變化?；谠霾闹圃旒夹g(shù)開發(fā)的層狀復(fù)合鈦合金，同時發(fā)揮多種鈦合金性能的優(yōu)勢，減少材料間的薄弱連接界面和縫隙，突破傳統(tǒng)制造的“剛性”和“離散”壁壘，在航空、航天、海洋領(lǐng)域應(yīng)用前景廣闊。異質(zhì)層狀金屬的結(jié)構(gòu)設(shè)計尤其是層間過渡設(shè)計是制備的基礎(chǔ)，研究人員已經(jīng)圍繞直接過渡、成分過渡和阻擋層過渡發(fā)展出較全面的過渡層設(shè)計理論。

2) 針對層狀復(fù)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(shù)，已探明工藝參數(shù)對成形和組織結(jié)構(gòu)的影響規(guī)律，并在缺陷調(diào)控和性能優(yōu)化等方面取得一定進展。后續(xù)研究應(yīng)進一步明確過渡區(qū)元素交互擴散層的形成機理及性能優(yōu)化方式、挖掘殘余應(yīng)力控制手段、探索層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)熱處理制度，并建立出異質(zhì)層狀結(jié)構(gòu)的界面失效機制，以推動層狀復(fù)合鈦合金的工程化應(yīng)用。

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