钛合金具有密度小、比强度高、耐腐蚀、耐热 等优良的综合性能，在航空航天领域应用广泛[1−3]。 层 状复合钛合金是指将不同的钛合金材料按照性能 需求进行设计和分布而成的一体化新型金属结构， 具有力 学性能逐层变化、材料布局高可设计性的特 点[4−5]。层状复合钛合金的设计思想源自梯度复合 化，后者是 未来新一代战机的重要结构特征[6−7]。 以均质材料制成的部件存在接头接缝多、易开裂、 结构效率低等问 题，难以满足随航空航天事业发展 而日益提升的载荷需求。为减少机械对合接头，层状复合部件实施按需 分布[7]。图1所示为典型层状 复合钛合金承载结构及翼肋部件[6, 8]。与使用均质 零部件相比，使用层状 复合钛合金结构能够有效减 重、提升疲劳寿命和降低成本，在实现承载的同 时，还可以使零部件具备耐热 、耐蚀和耐磨特性。 不仅如此，层状复合钛合金可面向实际服役需求， 合理设计材料布局以提升零部件结 构效率，有助于 突破传统结构束缚[6, 9]。因此，研发高性能层状复 合钛合金成为先进制造领域的热点问题。

增材制造技术是制备层状复合钛合金结构的重要手段[10]，不同于传统减材制造和等材制造，增材 制 造基于高能束热源熔化粉末或丝材原料，并逐层 凝固、堆积成形，具有依托数字化模型成形、可制 造复杂 结构和材料利用率高的优势[11]。相比粉末冶 金、高温自蔓延等传统层状复合结构制备手段，增 材制造不 仅能够便捷灵活地调控材料分布，还可实 现样件快速试制[12]，在层状复合钛合金的结构设计 和制造方面 具有广阔的应用前景。 现阶段层状复合钛合金的增材制造的研究主要 集中在钛合金−钛合金[13−15]、钛合 金-TiAl金属间化 合物[16−19]和钛合金−高温合金[20−21]体系，研究人员 针对层状复合钛合金成形工艺、 界面过渡设计和综 合性能评估等方面开展了深入研究。本文首先梳理 层状复合钛合金的应用优势，接着介 绍层状复合金 属的结构设计方法，在此基础上，着重概述层状复 合钛合金激光定向能量沉积、电弧熔丝增 材和电子 束熔丝增材制造的研究现状，并对未来层状复合钛 合金研制过程的关键问题进行展望。

1、层状复合金属结构设计方法

合理的结构设计，是获得高质量层状复合金属 制件的根本[22−23]。以金属A和金属B指代层状复合 结构 的各层内组元。层状复合结构的材料分布应根 据具体服役环境的性能需求确定，以性能需求驱动 结构设计 。例如，火箭发动机的燃烧室处于极端服 役环境，内壁长时间经受高温烧蚀和高温高速气流 冲刷[24]，美 国宇航局马歇尔太空飞行中心研发出基 于增材制造一体化的镍基热障层−铜合金异质层状 燃烧室结构，热端 面的热障层抵抗高温烧蚀和氧 化，壁面的高强高导铜合金完成输入热量的热传导 耗散[25−26]。 除根据服 役性能需求设计材料分布外，复合结 构设计还应关注异质层间的过渡方式[27]。通常，各 层材料之间具有 不同的晶体结构和热膨胀性能，材 料属性的差异为直接制备层状复合结构(见图2)带 来困难，往往因应力 集中而易于产生裂纹、层间剥 离缺陷[28]。因此，设计层状复合金属结构时，需引 入合理的中间过渡层， 实现由金属A至金属B的层 间过渡。中间过渡层应具备介于异质金属之间的力 学性能，以尽可能释放热失配 引发的应力集中。 现阶段，层状复合金属结构层间过渡方式主要 有以下三种：1) 直接过渡(见图2(a))； 2) 成分过渡(见图2(b))；3) 阻挡层过渡(见图2(c))[29]。采取直接 过渡时，金属A与B之间异质界面未经 特殊处理， 界面自然过渡，如图2(a)所示。采取成分过渡时， 通过调控制备工艺得到一定厚度的成分渐变 层，完 成100%金属A向100%金属B的转变，如图2(b)所 示，过渡层内沿厚度方向金属A与B元素含量梯度 变 化。采取阻挡层过渡时，引入外加金属组元C构 成异质层间的阻挡层，阻挡层既完成层间性能过 渡，也抑 制金属A与B交互扩散形成脆性金属间化 合物。 由图2(a)可知，尽管直接过渡未采取特定过渡 层制备工艺 ，但本质上金属A/B异质界面为一定厚 度的成分渐变层。依照界面是否引入外加元素，层 状复合结构层间 过渡方式可分为成分过渡和阻挡层 过渡两大类，成分过渡型层状结构也可称为梯度复 合结构。

1.1　采用成分过渡的层状复合金属结构

采用成分过渡的层状复合结构，其设计核心是 通过调控增材制造过程中送粉/丝种类和速率在异 质层 间形成成分连续梯度变化的过渡层[9]。自层状 复合金属结构概念提出以来，基于成分过渡的层状 复合结 构在铁基[30]、钛基[31−32]、铜基[33]等体系中研 究广泛。以激光定向能量沉积、电弧熔丝增材等为 代表 的增材制造技术，由于具有同轴送粉、成分调 控便捷等优势，在层状复合金属结构制造领域中占 据主导地 位[34−36]。

LI 等[37]基于激光定向能量沉积增材制造技术(见图3(a))，通过调控双粉筒送粉比例，制成In718/ SS316L 层状结构。In718/SS316L 异质薄墙结构共10层，如图3(b)和(c)所示，底端和顶端两层分别为 SS316L和In718，中间3~8层SS316L的含量逐步降 低，In718含量逐步升高。成分过渡层有效释放熔 池骤冷 积热的热应力，SS316L/In718结构层间冶金 结合，内部无明显裂纹缺陷。 天津大学邸新杰教授团队[38]针 对高温合金(In625)/高强度低合金钢(HSLA)体系，对过渡层进 行创新设计，以高抗拉强度的过渡层取代低 强度的 过渡层。基于电弧增材制造技术制成的 In625/ HSLA薄墙结构，成形良好，内部无明显缺陷，室 温 抗拉强度509 MPa，伸长率28.0%。武汉理工大 学陈斐等[39]使用激光近净成形增材技术，研制出马 氏体不 锈钢(MSS)/奥氏体不锈钢(ASS)层状结构， 由100%MSS 以25%的成分梯度过渡至100%ASS。 在力学性能方面 ，显微硬度自MSS层向ASS层逐 层降低，层状复合结构室温抗拉强度为669 MPa， 相比奥氏体不锈钢提升 23.4%。

ONUIKE等[40]使用 激光定向能量沉积增材技术，明确了GRCop-84与In718 之间成分过渡层的有无对制 备质量的影响， 揭示出一定厚度的成分过渡层在释放应力、保障界 面结合性方面的关键作用。LI等[41]使 用激光熔融沉 积增材制造技术，基于三元相图设计出变成分的Fe-Cr-Ni层状结构，沿沉积方向Cr含量逐层 降低，Ni含量逐层升高，层内主要相由铁素体转变为奥氏 体。Fe-Cr-Ni层状复合结构有效实现了整体高塑 性 和表面抗腐蚀性的结合。

1.2　采用阻挡层过渡的层状复合金属结构

采用阻挡层过渡的层状复合结构，其设计核心 是在金属层A和金属层B之间引入阻挡层C以制成A/C/B结 构。当金属A和B构成元素间存在金属间 化合物时，直接成分过渡将导致层间交互扩散区形 成脆性金属间化 合物，恶化界面力学性能，并导致 层状结构制备工艺窗口狭小[27]。因此，存在金属间 化合物的层状复合 金属结构制备的关键在于调控界 面成分，抑制金属间化合物。介于金属层A和金属 层B之间的阻挡层C应具 备如下条件：1) 阻挡层C既不与金属A，也不与金属B形成任何金属间化合 物；2) 阻挡层C层的力学性能、 热膨胀性能介于金 属层A和金属层B之间，实现性能逐层过渡。 结合前期激光增材 Zr/Cu 异质层状结构的 研 究[42−43]可知，当Zr含量为16.7%~66.7%(摩尔分数)时，Cu与Zr存在多种金属间化合物。因此，基于 调 控Zr-Cu比手段制备的多层Zr/Cu结构，势必使 某层的Zr-Cu比落入两金属间化合物生成区间。例 如，图 4 (a)中过渡层的 Zr-Cu 比均位于 Cu10Zr7- CuZr2金属间化合物形成区间，过渡层厚度不足150 μm，难以充 分释放热应力。多层Zr/Cu结构在 集中热应力和脆性Cu10Zr7、CuZr2和CuZr化合物相 的影响下开裂，裂纹 穿越层2和层1。基于此，提 出阻挡层过渡方案并选取铌作为中间层，Cu-Nb和Zr-Nb体系均无金属间化合物 ，优化工艺后逐层增 材制得Zr/Nb/Cu层状复合结构，如图4(b)所示，厚 约 400 μm 的 Nb 阻挡层不仅降 低了因脆性 CuZr 金 属间化合物引发的开裂倾向，还能够更好地释放熔 覆骤热极冷所致热应力，Zr/Nb/Cu 覆层在水平方向 约2.5 mm长度范围内结构完整，无明显裂纹形成。 沈阳工业大学徐国建教授团队[21]针对 TA15/ In718层状复合结构由金属间化合物所致塑性恶化 问题，引入 Nb/Cu 作为阻挡层，增材得到无缺陷 TA15/Nb/Cu/In718 层状复合结构，室温抗拉强度 为 283 MPa，他们将层状复合结构的实现归结于Nb/Cu 层 的阻挡作用。ABOUDI 等[44]以 Cu 作为中 间层，使用扩散焊技术制成Zr-4/Cu/SS304L层状复合金属结构， 层间界面完整并形成界面反应层，Cu中间层有效避免了脆性Zr(Cr,Fe)2Laves相生成。 同样地，LAIK 等 [45]使用 60~80 μm 厚的 Ni/Ti 作为SS 304L 与 Zr-4 之间的阻挡层，各层间冶金结合， 界面抗剪切强 度达到 209 MPa。WEI 等[46]以不锈 钢(SS)作为W和Cu之间的中间层，解决了后两者 因熔点差距过大所致 的无法直接增材制造问题。

W/SS/Cu三层的平均硬度分别为191.5HV、172.7HV和155.5HV，逐层降低。KHODABAKHSHI等[27]在SS 316L不锈钢表面定向能量沉积Zr层，对比分析 了直接制备、成分过渡和阻挡层过渡三种制备方 案，采用前 两种方案制得结构均出现层间剥离和裂 纹缺陷。相比之下，基于 V 和 Cu 阻挡层的 Zr/VCu/SS316L结构完 整，层状复合结构热应力释放充 分，界面扩散区几乎无金属间化合物。ZHANG等[47]以In718 作为中间层， 通过激光熔化沉积 Cu/In718/SS316L异质层状复合结构。利用Ni与Fe和Cu之间的固溶特性，各异质层界面处 均形成约50 μm厚的成分渐变层，增强界面结合。室温拉伸 测试显示，Cu/In718/SS316L 拉伸断裂位置为 Cu侧，证实层状复合界面的冶金结合强度。 综合现有研究可知，除少数层状复合金属结构 可采取无过渡方 式直接制备外，大多层状结构因层 间性能差异而必须采取合理的层间过渡方式。在设 计、制备层状复合钛 合金结构时，需结合零部件服 役需求设计钛合金分布，根据体系特点选择过渡层 种类及增材制造方式，进 一步结合工艺优化得到高 质量的层状复合钛合金结构。

2、层状复合钛合金增材制造技术研 究进展

适合的制备方式是得到性能符合设计预期的层状复合结构的关键。研究人员对层状复合结构的关 注， 最早源于功能梯度材料，NIINO等[48]为解决航 天飞机热防护问题，提出一项“关于开发缓和热应 力的梯 度功能材料的基础技术研究”，该研究项目 制成了一系列厚1~10 mm、直径30 mm的功能梯度 材料。发展至 今，层状结构的制备方式主要有化学 气相沉积、物理蒸发、等离子体喷涂、离心铸造、 自蔓延高温合成、 粉末冶金及增材制造。与其他方 式相比，增材制造[9]因使用激光、电子束或电弧高 能束而具备如下优势 ：

1) 可成形具复杂或细微特征 的多材料零件；

2) 便捷成形力学性能、磁学性能等 梯度变化零件；

3) 成型件内部层间结合紧密。

2.1　激光定向能量沉积增材制造层状复合钛合金

激 光 定 向 能 量 沉 积 增 材 制 造 技 术 (Laserdirected energy deposition, L-DED)是激光增 材制造 技术的一种，也被称为激光近净成形、激光熔化沉 积和直接金属沉积[11]。L-DED具有可制造构件 尺寸 大、成形效率高、构件可达100%致密、多材料复 合制造便捷和制造成本低等优势。L-DED原理图如 图 5[49]所示，金属粉末与激光束能量同步送进成形 区域。激光束作为能量来源，汇聚于基板表面特定 区域 以形成熔池，自熔覆头喷出的金属粉末进入熔 池受热熔化，熔池在激光束远离后迅速凝固成形， 凝固速率 可达1×1012 K/s。激光束受程序控制完成 单层路径扫描后，向Z方向偏移特定值开始下一层 的沉积。沉积 过程中，熔覆头将金属粉末持续送入 熔池，使用多个送粉桶配合粉桶转速变化，可以实 时调控增材层的成 分，以此满足层状复合金属结构 的制造需求。

L-DED 具备的成分调控便捷性使其成为制备 层状复合钛合金的主流技术手段之一。王华明院士 团队 [50]使用L-DED技术先后沉积TA2和TA15制成TA2/TA15层状复合钛合金结构，并对层状复合钛合金的成分和组 织结构演化进行了深入研究。基于 单粉筒送进模式的增材制造技术，在实现成分连续 变化的层状复合结构 制备的同时，有效降低了异质 结构的研制成本，使其具备作为研发大尺寸金属结 构件的潜力。 王向明院 士团队[6]针对传统机体结构受制于传 统制造技术的现状，具体分析接头、接缝等机械对 合方式引发的疲 劳薄弱问题和均质材料构件的材料 性能浪费问题，提出基于增材制造技术的结构创新 思路，并以梯度复合 化作为新一代战机的结构特 征。相应地，他们成功试制出层状复合钛合金翼 肋，实现了减重和疲劳寿命延 长，为层状钛合金结 构应用奠定基础。 张永忠团队[51−52]针对航空发动机压气机叶盘的 叶片服役温度高 而盘缘服役温度低的特点，提出以Ti2AlNb和TC11分别制成叶片和盘缘的方案。采取L-DED 技术，他们系统 地研究了 TC11/Ti2AlNb 薄 壁结构(见图6(a))的成形、界面组织结构演化和拉 伸性能。结果显示，TC11和 Ti2AlNb界面自然过渡 形成两层成分渐变层，沿TC11侧向Ti2AlNb相组成 转变为：α+β→α+α2+β/B2+O →α2+β/B2+O→α2+B2+O。TC11/Ti2AlNb 室温抗拉强度为 1061 MPa， 伸长率为2.2%，界面冶金结合，进 一步将薄墙增 材工艺迁移至压气机叶盘，制得样件如图 6(b)所 示。张永忠团队[51−52]在 TC11/Ti2AlNb、 TiAl/TC11和 TA15/Ti2AlNb 层状复合钛合金方面的研究，为 层状复合钛合金的应用打好了理论基础。 西 北工业大学周庆军等[53]以航天飞行器舵翼迎 风面的承受温度显著高于其他部位的特点，提出TA15- Ti2AlNb层状复合结构，以Ti2AlNb工作于高 温段，密度较低的TA15工作于低温段。他们首先 使用L-DED制 备出不同成分比例的TA15-xTi2AlNb (x=0, 20, 40, 60, 80, 100)均质块体，建立 TA15- Ti2AlNb晶粒形态 、物相结构和Nb含量的关系，进 而基于拉伸性能筛选出最优力学性能的过渡层(TA15-40%Ti2AlNb， TA15- 80%Ti2AlNb)。 黄卫东等[54]以 L-DED 制成 TA15-Ti2AlNb 层状复合结构， 如图 7(a)所示，由下至上分 别为 TA15 层、TA15- 20%Ti2AlNb、 TA15-40%Ti2AlNb、 TA15-60%Ti2AlNb、TA15-80%Ti2AlNb和Ti2AlNb层 ，层间冶金结合，内部无明确缺陷。自薄墙底部向上晶粒逐步由枝晶转变为等轴晶。黄卫东等[53−54]提出的 以力学性能较强过渡区取代较弱过渡区的层状复合结构设计方法，对层状复合钛合金的结构设计具有启发 作用。 黄怡晨[55]针对航空发动机进气道高温段和中低 温段服役温度差异的特点，提出 Ti2AlNb-TA15 层 状复合结构，并基于 L-DED 制成的 TA15/TA15- Ti2AlNb/TA15-80Ti2AlNb/Ti2AlNb 层状复合结构 ， 试件 抗拉强度为1058 MPa，伸长率为8%，断裂于TA15侧。同时，进一步将成形工艺推广至大尺寸 构件中，如图 8 所示，变直径环形样件高约 60 mm，成形良好，无裂纹形成。 沈阳航空航天大学刘杰[56]和邢盟[57]面 向飞机后 机身承力结构不同部位对钛合金力学性能的差异化 需求，研发出TC4/TC11异质层状结构。 TC4/TC11构件抗拉强度和伸长率均随着过渡层数增加而提 升，3 层过渡层的 TC4/TC11 试件沉积态抗拉强 度 达到 965 MPa，相比直接过渡试件提升 51.4 MPa， 揭示出合理层间过渡的重要性。

2.2　电弧熔丝增材制造层状复合钛合金

电弧熔丝增材制造技术(Wire and arc additive manufacturing, WAAM)是以电弧为热源的一类增材 制 造技术，具有成本低、堆积速度快、制造尺寸形状自由及对金属材质不敏感等优点[11]。WAAM 的 原理如图 9[58]所示，成形表面在电弧等离子体热源 作用下形成熔池，送丝机构将金属丝材同步送进成 形区域，熔 池在电弧远离后迅速凝固。电弧受程序 控制沿着特定轨迹运动，依照三维模型的线−面−体 逐步实现实体制 造。增材过程中，使用双丝或多丝 送进机构配合送丝速率调节，可实现层状复合结构 的实时成分调控。 郭顺等[59]受贝壳壳体“砖−泥”结构的高强韧 特性启发，以TC4和TA2分别作为硬材料和软材料 进行层状 复合设计，并采取双丝等离子弧热源进行TC4/TA2 增材制造，成形薄墙体尺寸 160 mm×7 mm× 38 mm，如 图 10(a)所示；TC4 与 TA2 相互交 替沉积，前者由网篮组织和集束组织构成，如图10 (b)和(c)所示。TA2 微观组织如图 10(d)和(e)所示， 主要为α片层。层状复合试样扫描方向和沉积方向 的抗压强度相近，约 2.0 GPa，沉积方向断裂应变 为0.33，相比扫描方向(0.24)提升37.5%，具备更高 的塑性变形能力。

WANG 等[60]使用双丝 WAAM 制备 TA15/TC11层状复合制件，分析力学性能与微观组织间的关 系。初始 TA15层内部大多为沿沉积方向单向生长的柱状晶，自TA15侧至TC11侧，晶粒尺寸减小， 发生柱状晶向等轴 晶的转变。TA15和TC11内均呈 现α+β双相网篮结构，TC11侧条状α相更细密。拉 伸结果显示，TA15/TC11 热处理后沉积方向抗拉强 度为943 MPa，伸长率为12.9%，试样断裂于TA15侧。扫描方向上，TA15/TC11 界 面抗拉强度为1006 MPa，伸长率达到11.2%，高于两侧纯材料。 徐俊强等[61]研究明确了 WAAM 工艺参数对 TC4/TA2组织结构和力学性能的影响，揭示焊接电 流和沉积速度是决定成形质量的关键参数。在焊接 电流 为130 A，沉积速度为30 cm/min，双丝送丝速 度为0.4 m/min的条件下，成形块体宽度一致性良 好，内部 无明显气孔缺陷。TC4/TA2结构沉积方向 和扫描方向的抗拉强度分别为 998MPa 和 1037 MPa，伸长率分别 为9.2%和5.7%。

2.3　电子束熔丝增材制造层状复合钛合金

电 子 束 熔 丝 增 材 制 造 技 术 (Electron beam directed energy deposition, EB-DED)是基于 电子束 焊接发展而来的以电子束作为热源的一类增材制造 技术，具有成形效率高、能量−材料使用率高、可 加工材料范围广泛和保护效果好等优点[11]。EBDED的原理[62]如图11所示，处于真空环境的高能 电子束作 用于基材表面形成熔池，金属丝材送入熔 池并熔化为熔滴；熔滴随工作台移动而近乎连续地 进入熔池，并 在熔池移动后迅速凝固层层堆叠以形 成实体。与WAAM 类似，EB-DED 同样基于更换 金属丝材种类或依托双 丝送进机构制备层状复合 结构。 喻嘉熙[63]基于EB-DED技术制成TC4/TA2/TC4层状复合钛合金，如图 12 所示。由图 12 可看出， 薄墙结构内部无明显缺陷，层间紧密冶金结合，他 们将无缺陷异质层状结构的实 现归结于过渡区内元 素的充分交互扩散，即TA2层中V增加导致β相增 加和TC4中V减少所致α+β→β相转 变。针对多种 钛合金的空间分布进行优化设计，有助于提升层状 复合结构的综合性能。 刘小江[64]探索 了基于 EB-DED 制备 TC4/TC11层状复合结构的热处理制度。经过退火，920 ℃固 溶2 h和550 ℃时效4 h热 处理后，层状复合钛合金 抗拉强度达到1100 MPa，相比沉积态提升7.36%， 然而伸长率(9.1%)较沉积态降 低20.2%，说明层状 复合钛合金的热处理制度有待进一步探索。

3、层状复合钛合金研制过程的关键 因素

3.1　过渡区组织性能优化

过渡区在层状复合钛合金结构中具有促进成分 和性能渐变，缓解应力集中和保障界面结合性的关 键作 用。增材制造异质结构时，过渡区经过前后道 次高能束的反复熔融，易形成成分偏离预设区间的 元素交互 扩散层，导致异质界面结合强度急剧衰减 并诱发结构失效[65]。此外，过渡区成分波动时，通常难以保持 熔池稳定性，倾向于形成层间未熔合、 界面夹渣缺陷和金属间化合物有害相[22]。层状复合 结构界面性能 弱化后，对热应力更为敏感，往往因 应力集中而率先开裂、剥离，成为薄弱环节。层状 复合结构的应用受 限于力学性能薄弱的界面过渡 区。现阶段，层状复合钛合金的过渡区设计主要采 用成分过渡和阻挡层过渡 两种方案，对元素交互扩 散区的形成及组织性能优化方式认识不清晰。未 来，应进一步明确元素交互扩散 层的形成与熔池稳 定性的关系，从机理层面挖掘未熔合、夹渣缺陷的 调控方法以强化层状复合结构界面。

3.2　热处理制度建立

钛合金的热处理是指针对调控相变过程而采取 适当的方式进行加热、保温和冷却以获得预期的组 织结 构和性能的工艺制度[66]。针对均质钛合金，其 成分、相组成和组织结构相对固定，对应热处理制 度明确 。然而，层状复合钛合金结构通常包含两种 或两种以上钛合金，构成组元间因成分、物相组成 不同导致热 处理制度存在差异，难以通过纯材料的 热处理制度提升层状复合钛合金的力学性能[55]。当 前，针对层状 复合钛合金的热处理制度研究较少， 已有热处理方式主要基于纯材料相关经验，缺乏系 统性热处理工艺窗 口的探索。今后，应开发特定层 状复合钛合金的专用热处理制度，以进一步提升力 学性能。

3.3　残余应力控制及失效机制判据

增材制造层状复合钛合金时，熔池骤热急冷形 成集中热应力，进而诱发零部件局部变形和尺寸精 度降 低，形性控制是现阶段层状复合钛合金增材 制造的难点[22]。层状复合钛合金的过渡区成分和 力学性能通 常介于两侧组元之间，使其对应力更 为敏感。当前残余应力的控制方式主要为调控增 材参数、优化支撑结 构和退火热处理等，尽管能 够部分消除残余应力，但对微细复杂结构的增材 成形无法适用[67−68]。此外， 针对包含过渡区的层 状复合钛合金，界面失效机制尚未建立，难以有 效界定异质结构的服役失效[69−71]。 未来应深入挖 掘异质层状钛合金的残余应力控制方式，探索增 材原位在线应力控制与支撑设计等非原位手 段结 合的方式优化应力分布，并针对性地提出层状复 合结构的失效判据，健全层状复合钛合金的服役评 价体系。

4、总结及展望

1) 层状复合金属结构能够满足研发人员的设计 需求，实现材料布局的自由调控和力学等性能的梯 度 变化。基于增材制造技术开发的层状复合钛合 金，同时发挥多种钛合金性能的优势，减少材料间 的薄弱连 接界面和缝隙，突破传统制造的“刚性” 和“离散”壁垒，在航空、航天、海洋领域应用前 景广阔。异质 层状金属的结构设计尤其是层间过渡 设计是制备的基础，研究人员已经围绕直接过渡、 成分过渡和阻挡层 过渡发展出较全面的过渡层设计 理论。

2) 针对层状复合钛合金的增材制造方式，当前 进展主要集中于L-DED、WAAM和EB-DED技术， 已探明工 艺参数对成形和组织结构的影响规律，并 在缺陷调控和性能优化等方面取得一定进展。后续 研究应进一步 明确过渡区元素交互扩散层的形成机 理及性能优化方式、挖掘残余应力控制手段、探索 层状复合结构热处 理制度，并建立出异质层状结构 的界面失效机制，以推动层状复合钛合金的工程化 应用。

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