鈦合金具有密度小、比強(qiáng)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(jìn)行設(shè)計(jì)和分布而成的一體化新型金屬結(jié)構(gòu)， 具有力 學(xué)性能逐層變化、材料布局高可設(shè)計(jì)性的特 點(diǎn)[4?5]。層狀復(fù)合鈦合金的設(shè)計(jì)思想源自梯度復(fù)合 化，后者是 未來新一代戰(zhàn)機(jī)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(jī)械對(duì)合接頭，層狀復(fù)合部件實(shí)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(shí)現(xiàn)承載的同 時(shí)，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(jì)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(jìn)制造領(lǐng)域的熱點(diǎn)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(shì)[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(shí) 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(jì) 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(duì)層狀復(fù)合鈦合金成形工藝、 界面過渡設(shè)計(jì)和綜 合性能評(píng)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(shì)，接著介 紹層狀復(fù)合金 屬的結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)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(duì)未來層狀復(fù)合鈦 合金研制過程的關(guān)鍵問題進(jìn)行展望。

1、層狀復(fù)合金屬結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)方法

合理的結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)，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(dòng) 結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì) 。例如，火箭發(fā)動(dòng)機(jī)的燃燒室處于極端服 役環(huán)境，內(nèi)壁長(zhǎng)時(shí)間經(jīng)受高溫?zé)g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?zé)g和氧 化，壁面的高強(qiáng)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(jì)材料分布外，復(fù)合結(jié) 構(gòu)設(shè)計(jì)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(jì)層狀復(fù)合金屬結(jié)構(gòu)時(shí)，需引 入合理的中間過渡層， 實(shí)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(xué)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(shí)，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(shí)， 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(shí)，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(kuò)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(jì)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(shì)，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(xué)邸新杰教授團(tuán)隊(duì)[38]針 對(duì)高溫合金(In625)/高強(qiáng)度低合金鋼(HSLA)體系，對(duì)過渡層進(jìn) 行創(chuàng)新設(shè)計(jì)，以高抗拉強(qiáng)度的過渡層取代低 強(qiáng)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(qiáng)度509 MPa，伸長(zhǎng)率28.0%。武漢理工大 學(xué)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(xué)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(qiáng)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(duì)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(jì)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(shí)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(jì)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(dāng)金屬A和B構(gòu)成元素間存在金屬間 化合物時(shí)，直接成分過渡將導(dǎo)致層間交互擴(kuò)散區(qū)形 成脆性金屬間化 合物，惡化界面力學(xué)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(xué)性能、 熱膨脹性能介于金 屬層A和金屬層B之間，實(shí)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(dāng)Zr含量為16.7%~66.7%(摩爾分?jǐn)?shù))時(shí)，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(shì)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(zhǎng)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(xué)徐國建教授團(tuán)隊(duì)[21]針對(duì) 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(qiáng)度 為 283 MPa，他們將層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)的實(shí)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(kuò)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(qiáng) 度達(dá)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(diǎn)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(duì)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/VCu/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(kuò)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(qiáng)界面結(jié)合。室溫拉伸 測(cè)試顯示，Cu/In718/SS316L 拉伸斷裂位置為 Cu側(cè)，證實(shí)層狀復(fù)合界面的冶金結(jié)合強(qiáng)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)?間性能差異而必須采取合理的層間過渡方式。在設(shè) 計(jì)、制備層狀復(fù)合鈦 合金結(jié)構(gòu)時(shí)，需結(jié)合零部件服 役需求設(shè)計(jì)鈦合金分布，根據(jù)體系特點(diǎn)選擇過渡層 種類及增材制造方式，進(jìn) 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(jìn)展

適合的制備方式是得到性能符合設(shè)計(jì)預(yù)期的層狀復(fù)合結(jié)構(gòu)的關(guān)鍵。研究人員對(duì)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(jī)熱防護(hù)問題，提出一項(xiàng)“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(xiàng)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(xué) 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(shì) ：

1) 可成形具復(fù)雜或細(xì)微特征 的多材料零件；

2) 便捷成形力學(xué)性能、磁學(xué)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) (Laserdirected 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(dá)100%致密、多材料復(fù) 合制造便捷和制造成本低等優(yōu)勢(shì)。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(jìn)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(jìn)入熔 池受熱熔化，熔池在激光束遠(yuǎn)離后迅速凝固成形， 凝固速率 可達(dá)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(gè)送粉桶配合粉桶轉(zhuǎn)速變化，可以實(shí) 時(shí)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(tuán)隊(duì) [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(duì)層狀復(fù)合鈦合金的成分和組 織結(jié)構(gòu)演化進(jìn)行了深入研究。基于 單粉筒送進(jìn)模式的增材制造技術(shù)，在實(shí)現(xiàn)成分連續(xù) 變化的層狀復(fù)合結(jié)構(gòu) 制備的同時(shí)，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(tuán)隊(duì)[6]針對(duì)傳統(tǒng)機(jī)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(jī)械對(duì) 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(fèi)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(jī)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(shí)現(xiàn)了減重和疲勞壽命延 長(zhǎng)，為層狀鈦合金結(jié) 構(gòu)應(yīng)用奠定基礎(chǔ)。 張永忠團(tuán)隊(duì)[51?52]針對(duì)航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)葉盤的 葉片服役溫度高 而盤緣服役溫度低的特點(diǎn)，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(qiáng)度為 1061 MPa， 伸長(zhǎng)率為2.2%，界面冶金結(jié)合，進(jìn) 一步將薄墻增 材工藝遷移至壓氣機(jī)葉盤，制得樣件如圖 6(b)所 示。張永忠團(tuán)隊(duì)[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(xué)周慶軍等[53]以航天飛行器舵翼迎 風(fēng)面的承受溫度顯著高于其他部位的特點(diǎn)，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(jìn) 而基于拉伸性能篩選出最優(yōu)力學(xué)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(xué)性能較強(qiáng)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(jì)方法，對(duì)層狀復(fù)合鈦合金的結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)具有啟發(fā) 作用。 黃怡晨[55]針對(duì)航空發(fā)動(dòng)機(jī)進(jìn)氣道高溫段和中低 溫段服役溫度差異的特點(diǎn)，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(qiáng)度為1058 MPa，伸長(zhǎng)率為8%，斷裂于TA15側(cè)。同時(shí)，進(jìn)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 60 mm，成形良好，無裂紋形成。 沈陽航空航天大學(xué)劉杰[56]和邢盟[57]面 向飛機(jī)后 機(jī)身承力結(jié)構(gòu)不同部位對(duì)鈦合金力學(xué)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(qiáng)度和伸長(zhǎng)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(qiáng) 度 達(dá)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(duì)金屬材質(zhì)不敏感等優(yōu)點(diǎn)[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(jī)構(gòu)將金屬絲材同步送進(jìn)成 形區(qū)域，熔 池在電弧遠(yuǎn)離后迅速凝固。電弧受程序 控制沿著特定軌跡運(yùn)動(dòng)，依照三維模型的線?面?體 逐步實(shí)現(xiàn)實(shí)體制 造。增材過程中，使用雙絲或多絲 送進(jìn)機(jī)構(gòu)配合送絲速率調(diào)節(jié)，可實(shí)現(xiàn)層狀復(fù)合結(jié)構(gòu) 的實(shí)時(shí)成分調(diào)控。 郭順等[59]受貝殼殼體“磚?泥”結(jié)構(gòu)的高強(qiáng)韌 特性啟發(fā)，以TC4和TA2分別作為硬材料和軟材料 進(jìn)行層狀 復(fù)合設(shè)計(jì)，并采取雙絲等離子弧熱源進(jìn)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(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(qiáng)度相近，約 2.0 GPa，沉積方向斷裂應(yīng)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(fù)合制件，分析力學(xué)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(zhǎng)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(xì)密。拉 伸結(jié)果顯示，TA15/TC11 熱處理后沉積方向抗拉強(qiáng) 度為943 MPa，伸長(zhǎng)率為12.9%，試樣斷裂于TA15側(cè)。掃描方向上，TA15/TC11 界 面抗拉強(qiáng)度為1006 MPa，伸長(zhǎng)率達(dá)到11.2%，高于兩側(cè)純材料。 徐俊強(qiáng)等[61]研究明確了 WAAM 工藝參數(shù)對(duì) TC4/TA2組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)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(qiáng)度分別為 998MPa 和 1037 MPa，伸長(zhǎng)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(hù)效果好等優(yōu)點(diǎn)[11]。EBDED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(tái)移動(dòng)而近乎連續(xù)地 進(jìn)入熔池，并 在熔池移動(dòng)后迅速凝固層層堆疊以形 成實(shí)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(jìn)機(jī)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(shí) 現(xiàn)歸結(jié)于過渡區(qū)內(nèi)元 素的充分交互擴(kuò)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(duì)多種 鈦合金的空間分布進(jìn)行優(yōu)化設(shè)計(jì)，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(shí)效4 h熱 處理后，層狀復(fù)合鈦合金 抗拉強(qiáng)度達(dá)到1100 MPa，相比沉積態(tài)提升7.36%， 然而伸長(zhǎng)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(jìn)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(jìn)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(shí)，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(kuò)散層，導(dǎo)致異質(zhì)界面結(jié)合強(qiáng)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(dòng)時(shí)，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(duì)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(xué)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(jì)主要采 用成分過渡和阻擋層過渡 兩種方案，對(duì)元素交互擴(kuò) 散區(qū)的形成及組織性能優(yōu)化方式認(rèn)識(shí)不清晰。未 來，應(yīng)進(jìn)一步明確元素交互擴(kuò)散 層的形成與熔池穩(wěn) 定性的關(guān)系，從機(jī)理層面挖掘未熔合、夾渣缺陷的 調(diào)控方法以強(qiáng)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(duì)調(diào)控相變過程而采取 適當(dāng)?shù)姆绞竭M(jìn)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(duì)均質(zhì)鈦合金，其 成分、相組成和組織結(jié)構(gòu)相對(duì)固定，對(duì)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(xué)性能[55]。當(dāng) 前，針對(duì)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(yàn)，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(jìn)一步提升力 學(xué)性能。

3.3　殘余應(yīng)力控制及失效機(jī)制判據(jù)

增材制造層狀復(fù)合鈦合金時(shí)，熔池驟熱急冷形 成集中熱應(yīng)力，進(jìn)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(diǎn)[22]。層狀復(fù)合鈦合金的過渡區(qū)成分和 力學(xué)性能通 常介于兩側(cè)組元之間，使其對(duì)應(yīng)力更 為敏感。當(dāng)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(duì)微細(xì)復(fù)雜結(jié)構(gòu)的增材 成形無法適用[67?68]。此外， 針對(duì)包含過渡區(qū)的層 狀復(fù)合鈦合金，界面失效機(jī)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(jì)等非原位手 段結(jié) 合的方式優(yōu)化應(yīng)力分布，并針對(duì)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(píng) 價(jià)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(jì) 需求，實(shí)現(xiàn)材料布局的自由調(diào)控和力學(xué)等性能的梯 度 變化。基于增材制造技術(shù)開發(fā)的層狀復(fù)合鈦合 金，同時(shí)發(fā)揮多種鈦合金性能的優(yōu)勢(shì)，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(jì)尤其是層間過渡 設(shè)計(jì)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(jì) 理論。

2) 針對(duì)層狀復(fù)合鈦合金的增材制造方式，當(dāng)前 進(jìn)展主要集中于L-DED、WAAM和EB-DED技術(shù)， 已探明工 藝參數(shù)對(duì)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(jìn)展。后續(xù) 研究應(yīng)進(jìn)一步 明確過渡區(qū)元素交互擴(kuò)散層的形成機(jī) 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(jī)制，以推動(dòng)層狀復(fù)合鈦合金的工程化 應(yīng)用。

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