综述：热辅助金属旋压技术综述 Sergio Elizalde, Mohammad Jahazi, Henri Champliaud

《Metals》：Heat-Assisted Metal Spinning: Review Sergio Elizalde, Mohammad Jahazi and Henri Champliaud

　　**摘要**
热辅助金属旋压是一种增量成形工艺，包括传统旋压、剪切旋压和流动成形，这些工艺在高温下进行以提升材料的成形性能。本文综述了过去十五年的主要进展，阐述了旋压力学原理以及加热的必要性（如提高延展性、降低成形力及控制微观结构），并比较了不同加热方式（炉加热、火焰加热、感应加热、激光加热和热气体对流加热）在温度均匀性、工业实用性、能源效率和成本方面的优缺点。文章还讨论了关键工艺参数（如主轴转速、进料速率和减厚量）对缺陷形成的影响，并提供了缺陷缓解的典型方法。同时，回顾了建模方面的进展，包括耦合热力学有限元模拟、损伤/成形性预测以及基于数据的优化方法。此外，本文总结了热辅助条件下微观结构的演变、相变、动态再结晶和晶粒生长过程及其对最终性能的影响。通过对100多项研究的分析表明，有效的热管理可将材料的变形量提高约一倍，并有助于难以成形的合金（如镍基合金、高强度钢、铝、镁和钛）的性能优化。目前仍存在的挑战包括可靠的现场温度测量/控制技术以及提高模拟预测精度。未来的发展方向包括利用数字孪生技术、实时传感和机器学习辅助控制。

**1. 引言**
金属旋压是一类无切屑的增量成形工艺，用于制造薄壁零件。在过去60年中，根据力学特性、变形特点、内部应力、工具配置和温度等因素，人们对金属旋压技术进行了多种分类[1,2,3]。目前这些工艺主要分为三类：传统旋压、剪切旋压和流动成形[4]。这些工艺的共同点是它们都能通过一个或多个滚轮的连续作用使旋转的金属毛坯或管材发生局部塑性变形，从而制造出薄壁空心零件。如图1所示，这些工艺在减厚方式上存在显著差异：传统旋压通过多次变形逐步减小直径来实现最终形状（图1(a)）；剪切旋压则依靠滚轮路径上的剧烈变形显著减薄材料厚度（图1(b)）；流动成形则是通过滚轮的轴向进给使管材变薄（图1(c)）。除了起始材料的几何形状外，这些工艺的主要区别在于减厚机制。

**1.1. 历史背景**
传统上，金属旋压在工业上采用手工操作，主要用于生产结构简单、轴对称的制品（如厨房用具和照明设备，图3a,c）。20世纪70年代初，随着自动化控制系统和计算机数控（CNC）技术的应用，该工艺的应用范围和产量大幅扩展[2]，能够生产出更高强度的复杂零件（图3d），应用于航空航天、汽车和国防等领域。

**1.2. 研究热辅助金属旋压的重要性**
金属旋压的优势在于其在加工过程中产生的局部压缩应力状态，这种应力状态能够突破传统的成形极限[25,26]，使得难以成形的材料（如高强度合金）也能被成功加工。然而，某些高性能合金（如钛、镍或镁合金）由于强度高、硬化速度快或需要高温才能获得足够的延展性，因此在旋压过程中通常需要热辅助[28,29]。在高温（>0.5–0.6 Tm）下，应变硬化效应减弱，应变率效应变得更为重要，这使得热辅助旋压成为研发下一代高性能零件的关键技术[30,31]。随着对航空航天、航空和汽车等领域需求的增加，热辅助旋压在制造轻质、高强度、复杂几何形状的零件方面展现出巨大潜力[27,32]。

**1.3. 基于温度的旋压分类**
旋压工艺可根据温度分为热成形、温成形和冷成形。热成形通常指温度高于再结晶点（约为熔点的一半，>0.5–0.6 Tm）的加工过程；温成形则在室温至再结晶温度之间进行；冷成形则接近室温。对于镍基超合金、钛合金和镁合金等难以变形的材料，需要更高的温度以确保足够的成形性和降低成形力及残余应力[31]。然而，在高温下，动态恢复（DRV）和动态再结晶（DRX）会引发微观结构变化，从而影响零件的最终性能[22]。

**2. 加热源与温度控制**
精确的加热和良好的温度控制对热辅助旋压至关重要，它们直接影响成形性能、表面质量、微观结构演变、氧化程度、成形力和最终机械性能。由于金属旋压属于增量成形工艺，变形主要集中在小接触区域内，因此局部加热更为合适。关键在于向这一区域提供足够的热量，同时避免产生大的温度梯度，以防工件变形或产生缺陷。在过去的二十年里，人们探索了多种全球性和地方性的加热方法，包括炉子预热、火焰加热、感应加热、激光加热、热气对流和加热工具[31,46]。在本节中，将讨论上述每种加热方法在温度均匀性、工艺效率、设备复杂性、成本以及最终旋压件质量方面的最新进展。

2.1 炉子预热
炉子预热是一种经过时间考验的方法，适用于大规模的热成型工艺，包括热旋压。通常在单独的炉子中进行预热，不仅将毛坯加热到所需温度，还将工具也加热到相应温度，然后再进行成型操作[47,48]。这种策略可以在开始时实现温度均匀性，但一旦毛坯暴露在环境温度中或旋压操作开始，冷工具接触到毛坯时，温度会迅速下降[31]。这种温度下降可能导致最终零件质量低下或出现缺陷，必须通过主动热源（如火焰火炬、感应线圈或激光）来在整个过程中保持温度均匀性[49,50]。

2.2 火焰辅助加热
使用气体火炬的火焰加热仍然是最常见的方法之一，因为它相对简单且成本效益高（图5）。多项研究表明，使用不同气体（如氧乙炔、乙炔或丙烷）的燃烧器可以成功进行旋压。然而，这种方法往往会导致明显的温度梯度[31]。图5. 火焰辅助旋压过程。经许可复制自[51]。Yoshihara等人[52]使用手持燃烧器将AZ31镁合金管加热到300°C进行颈部旋压。非接触式温度传感器有助于保持稳定的成型条件；尽管如此，仍然存在±20°C的温度梯度，但这足以保持材料的延展性，并使管子能够无缺陷地旋压成形。同样，Su等人[53]和Li等人[51]分别使用火焰辅助加热处理Ti75和AZ31镁合金，每种合金的厚度减少了80%和50%。Zhan等人[54]使用两个手持火炬将TA15钛合金加热到500–600°C，并在热剪切旋压过程中用红外温度计监测温度。他们观察到严重的温度波动，因为热量分布不均匀（见图6）；外表面从火焰中吸收热量，同时通过辐射和自然对流失去热量，而内表面则通过传导将大部分热量传递给工具。这种不对称且随时间变化的热量流动可能导致几何形状不准确、厚度方向上的应力梯度、残余应力、裂纹或缠绕的几何结构[31]。此外，局部过热可能会改变晶粒生长或促进氧化，因此不适合某些敏感材料[55]。图6. TA15钛合金热剪切旋压过程中的表面温度读数，三种不同的间隙设置。所有曲线都针对500–600°C的范围，但显示出明显的波动。经许可复制自[54]。Roy和Maijer[56]使用一组丙烷火炬在355°C下成型A356铝轮毂。在成型前，钢制芯轴用同样的火炬加热到150°C并涂上石墨，毛坯在单独的炉子中预热到相同温度，然后润滑、冷却并安装。夹紧后，毛坯在原位重新加热到目标成型温度355 ± 8°C，耗时17–23分钟。在重新加热过程中，通过十个嵌入芯轴中的K型热电偶（TM1–TM10）和两个位于毛坯外表面的热电偶（TB1和TB2）监测温度（见图7）。在20 rpm的稳定加热下，毛坯上的温度升高非常均匀，TB1和TB2之间的温差从未超过20°C，且TB2始终保持较低温度。当主轴速度增加到281 rpm的成型速度时，TB2的温度迅速下降，最终与几乎稳定的TB1温度趋于一致，从而消除了轴向温度梯度。图7. A356火炬辅助热旋压过程中的热电偶布局和温度历史。(a) K型热电偶的位置：TM1–TM10嵌入钢制芯轴，TB1–TB2位于毛坯外表面。(b) 加热/重新加热过程中的芯轴温度升高。(c) 20 rpm重新加热期间以及加速到281 rpm成型速度后的工件温度（垂直虚线标记阶段变化）。经许可复制自[56]。尽管丙烷火焰加热效果显著，但Roy和Maijer[56]指出，在过程中需要调整夹具时（如图7中的虚线带所示），整体温度变化较大（约50°C），这表明即使短时间内停止加热也会产生较大的温度梯度。此外，他们的研究还表明，高速主轴带来的强烈对流冷却必须通过足够的热量输入来抵消。

2.3 热气对流加热
Mori等人[21]提出了一种创新的热空气对流加热系统，以在旋压前和旋压过程中实现更均匀的温度。他们使用了一个封闭的对流系统，通过热空气防止快速冷却或温度大幅波动（见图8）。腔室的设定温度为700°C，当零件达到400°C时开始旋压操作，由于成型时间仅为1分钟，温度波动仅约为±5°C。过程中使用红外温度计测量温度。这种配置使他们能够成功旋压铸造铝合金，显著消除了微观缺陷和裂纹。热空气系统性能良好，但需要一个大的封闭腔室和耐热的旋压设备。每次打开腔室取出工件时，温度都会下降，下一次循环需要更长的重新加热时间。总体而言，这降低了生产率和效率[31]。所有这些因素可能会使工业规模的实施变得复杂，并增加生产成本。图8. 集成到旋压机中的热空气对流腔室示意图，用于旋压铸造铝毛坯。经许可复制自[21]。

2.4 感应加热
电磁感应提供了一种高效、局部化且可控的加热源，使其成为热旋压的流行解决方案，特别是在流动成型中，因为线圈可以直接沿着滚轴的轴向移动（图9a）[57]。对于平盘旋压，可以在芯轴和毛坯法兰之间放置一个线圈，在材料变形前对其进行加热。后一种配置仅适用于无芯轴旋压[58]，但可能也可以适应带有芯轴的传统或剪切旋压（图9b）。然而，这种情况尚未经过测试，需要进一步试验以验证其可行性。图9. (a) 通过感应线圈进行的加热辅助流动成型，管子在滚轴作用前局部加热；(b) 使用位于滚轴前方的平线圈对安装在芯轴上的旋转毛坯进行局部加热的旋压设置。感应加热系统的优点之一是能够快速达到目标温度，精度低至±5°C[59]，主要缺点是需要专用设备（如线圈、电源和冷却系统），这可能会降低实用性并增加成本[46]。Han等人[60]使用感应线圈将AA3003铝盘预热到120–320°C之间的不同温度，以防止裂纹形成。结果表明，在200–280°C范围内获得了成功的零件。温度保持在尽可能低的水平，以避免过度加热、氧化、晶粒粗化和可能导致裂纹的材料积聚。尽管结果很有前景，但作者没有提供旋压过程中的实时温度测量数据。因此，实际加工温度可能比火焰加热时更低。类似地，Huang等人[61]使用高频感应系统将JIS G3141钢管预热到1000°C，然后在第二阶段进行无加热的颈部旋压。他们报告说，加热使他们能够分四次成功成型零件。然而，没有提供关于过程中温度均匀性和波动的详细信息。在其他研究中，Long等人[22]和Yuan等人[57]强调了局部感应加热在流动成型接触区改善DRX控制的好处。Xiao等人[62]和Xia等人[63]也分别研究了基于镍的超合金和镁合金的高温旋压，结果表明感应加热在微观结构演变方面具有优势。Imamura等人[58]开发了一种无芯轴热旋压装置，使用感应加热作为主要热源，线圈与滚轴机械同步，使变形区保持高温（见图10）。温度设定为950°C，并通过闭环反馈控制系统监控，这与开环控制系统相比是一个优势。加热从工件接触区的两侧进行，以减少厚度方向的温度梯度。这种配置实现了稳定的热旋压，同时限制了法兰的变形。作者报告说，同步线圈和反馈控制的结合为厚规格零件的均匀、可重复的热条件提供了实用的方法。图10. 无芯轴热旋压装置的示意图，感应线圈跟随成型滚轴移动，使变形区保持高温。经许可复制自[58]。最后，尽管感应加热在管状几何结构上表现良好，但仅有一项研究将其应用于无芯轴剪切旋压的圆盘形毛坯。在这种配置中，线圈无法直接加热工具-材料接触区域，因此加热轨迹与变形区同步但略有偏移（图9b）。然而，在应用之前需要评估线圈跟踪概念对芯轴支撑的圆盘旋压的好处。即使对于难以成形的合金，感应加热仍然是一个有吸引力的选择，因为它结合了精确的闭环温度控制和潜在的较低成本。

2.5 激光加热
激光加热作为一种加热解决方案越来越受欢迎，因为它能够将高加热功率集中在一个可控的局部区域。由于这种加热方式的局部性，将其应用于传统的大规模成型工艺并不合理；然而，金属旋压过程中的增量性质（即变形高度局部化）使其成为一种有前景的加热方法。因此，这种方法满足了旋压高难度合金（如基于镍的超合金、钛合金和高强度钢）的要求，并通过时间和局部限制的加热提高了零件的质量[29]。尽管有这些明显优势，但在旋压过程中保持加热点与成型区的同步仍然具有挑战性，特别是对于几何形状复杂的零件。激光系统可以解决火焰和感应加热的局限性，特别是在高温下成型钛或基于镍的合金时，因为热量可以精确地施加在需要的位置和时间[17,29,64]。图11. 激光辅助旋压的过程原理。最早使用激光辅助旋压的报道是由Klocke和Wehrmeister [17]完成的。他们通过将X5CrNi18-10不锈钢的成形性能提高25%，同时将成形力降低40%，展示了这种方法的潜力。随后Klocke和Brummer [65]的研究表明，激光加热可以提供可重复的热输入，并有可能消除冷旋压过程中通常需要进行的多次中间退火步骤。此外，他们分析了三种不同的定位配置：相对于滚轮位置的正偏移、零偏移和负偏移（图12）；然而，尚未确定一个明确的策略。因此，需要进一步的研究来探讨激光功率、材料、进料速度、主轴速度和点定位的综合效应。图12. 激光辅助旋压的示意图，说明了激光点相对于成形滚轮的相对位置。红色星号表示激光点相对于滚轮的位置：正偏移、零偏移和负偏移。Brummer等人[29]通过将5千瓦的二极管激光器与闭环测温仪控制相结合，改进了该方法，能够在900-1000°C下加工Inconel 718，在450-600°C下加工Ti Grade 2，在600-800°C下加工不锈钢X5CrNi18-10。这种设置使尺寸精度提高了43%，表面粗糙度降低到0.2微米，并将成形力降低了30%。与此同时，Romero等人[64]展示了激光加热可以与DP600和DP780钢材的流动成形和剪切旋压结合使用。他们以高速度加工了这两种材料，且没有出现故障，并实现了比非激光加热部件高35%的机械性能。他们指出，更高的主轴速度需要更大的功率密度来保持工件在目标温度。这种效应在传统的旋压和剪切旋压中更为明显，因为成形区会向外移动，改变局部应变率并增加加热体积。由于塑性变形和摩擦加热与应变率和接触条件有关，因此在较高的主轴速度下热场变得复杂[3]。Gadek等人[66]使用安装在MZH-500 CNC旋压机上的高功率二极管激光器对Hastelloy C-276板材进行了多道次热旋压。预加热扫描将表面温度提高到860-920°C。随后的常规旋压产生了壁厚减少不到25%的锥形件，表面粗糙度为1.1-1.7微米，消除了冷旋压所需的中间退火步骤。在成形过程中，激光点与滚轮保持对齐，将毛坯温度保持在大约900°C，同时两个测温仪实时记录表面温度。作者指出了激光束入射角度对吸收热量的重要性，最佳选择是使光束垂直于毛坯。然而，在多道次旋压过程中，这种位置可能难以维持，因为表面法线会不断变化。Wang等人[67]研究了使用激光加热的单道次椭球形剪切旋压AA7075-T6合金。他们使用一个设置为1.2千瓦的YLR-1500单模光纤激光器，将其垂直放置在距离毛坯200毫米的位置，对滚轮前方的材料进行局部加热。在板材上涂覆了石墨粉，以提高吸收率和润滑滚轮-毛坯界面。对于激光加热的旋压件，最大壁厚减少从36%增加到67%。然而，该研究没有报告任何温度测量或闭环控制数据，因此实际成形温度仍然未知。Brummer等人[29]证明，安装红外测温仪或运行闭环激光功率控制的热成像相机是有效的；因此，通过改进热控制，这种合金的进一步减薄仍然是可能的。尽管激光加热提供了良好的定位和加热控制，但成本和复杂性可能较高。保持一致的吸收率、调整旋转部件上的光束角度以及防止润滑剂快速蒸发仍然是实际挑战[46,64,66]。然而，能够选择性地加热而不显著提高工具或周围区域的温度，使得激光加热特别适用于难以成形的材料[66]。激光辅助加热进一步证明，局部温度控制可以减少成形力和回弹，使单道次或多道次操作更加高效[29,65]。

2.6. 加热工具
直接加热毛坯的另一种方法是通过对工具（例如芯轴、滚轮或两者）进行加热，从而使工件在旋压过程中通过传导得到加热。Murata等人[18]开发了一种配备加热滚轮工具的CNC旋压机，专门用于圆形AZ31镁管的压缩旋压（图13）。滚轮通过嵌入在两侧的镍铬丝元件进行加热，在旋压过程前达到预设的温度，最高可达400°C。作者报告说，该系统能够在不需要外部加热源（如燃气燃烧器）的情况下实现稳定的成形条件。该系统的主要缺点是可达到温度较低，因此限制了其应用范围，仅适用于镁和铝等低熔点合金。图13. 加热滚轮系统的示意图。经[18]许可复制。Mohebbi和Akbarzadeh [68]在芯轴中嵌入电加热元件，以维持复合双金属管（Cu/Al）在230°C下的稳定成形温度（图14）。他们在芯轴表面附近安装了热电偶来监测温度。同样，Fong等人[69]通过嵌入芯轴中的130瓦电加热器，在50至300°C的温度范围内对AZ31镁合金进行流动成形。他们发现，使用闭环温度控制器可以将工件成形温度保持在大约±10°C；然而，在成形之前必须进行预热步骤，这降低了该方法的有效性。图14. (a) 芯轴内部电加热元件和热电偶的示意图。(b) 滑环系统。经[68]许可复制。Fata等人[70]使用双加热系统对AZ31管进行热流动成形，芯轴内部装有电加热盒，毛坯外部装有环形辐射线圈（图15）。作者在100至500°C的预定义温度范围内测试了厚度减少了30%到80%。他们使用连接到简单控制器的K型热电偶来调节温度。尽管他们添加了辐射线圈以减少厚度方向的温度梯度，但使用热电偶或红外相机监测外表面有助于验证这一效果，并可能改进Fong等人[69]仅使用芯轴加热时报告的±10°C的温度梯度。记录加热时间也有助于确定预热芯轴是否可以缩短整个工艺周期。图15. 通过芯轴内部电加热元件和轴对称辐射加热器进行热辅助流动成形的示意图。经[70]许可复制。在最近的一篇出版物中，Wu等人[23]测试了一种类似的旋转电加热装置进行流动成形，结合了滚轮的火焰加热和芯轴的电加热，使他们能够达到393°C至410°C之间的稳定温度。他们表明，结合这些方法可以提高热均匀性，尽管当接触压力变化或摩擦滑动加剧时，变形区的温度仍可能波动。另一种方法是摩擦加热，因为它是由滚轮或芯轴与毛坯之间的接触产生的，从而在变形区产生高温（图16）。尽管基于摩擦的方法在原理上是节能的，但它们通常难以控制，可能导致表面损伤，并可能由于加热不均匀而产生较大的残余应力[31,71,72]。图16. 摩擦旋压原理的示意图。(a) 管材相对于摩擦工具的旋转，(b) 摩擦工具相对于管端的轴向进给，(c) 使用额外滚轮形成加热后的管端。(d) 将摩擦旋压原理应用于剪切旋压，(e) 摩擦工具产生局部高温区，(f) 毛坯在芯轴上的成形。经[72]许可复制。加热工具为热旋压过程中保持稳定和均匀的成形温度提供了直接的解决方案，尤其是在流动成形中，已有许多研究关注这一点。与感应加热或激光加热相比，加热工具提供了一种更简单、更节能的方法，成本也更低，但可能在温度范围和加热精度上受到限制。

2.7. 加热方法的比较
在许多工业和研究设置中，混合方法结合了预热（例如炉子或感应加热）和过程中的局部加热（例如激光、火炬或加热工具）。这些策略旨在减轻毛坯从加热环境过渡到旋压条件时发生的快速冷却[31]。尽管有多种热旋压加热系统可供选择，但没有一个明显的最佳解决方案；选择最佳策略取决于多种技术、材料和经济因素。技术因素包括所需的成形温度、加热速度、加热精度和均匀性、工艺集成以及设备兼容性。材料相关因素涉及合金的热导率、反射率、成形窗口、熔点以及热对微观结构的敏感性。经济考虑因素包括设备成本、能耗、生产量以及要生产的零件数量。表1提供了不同加热方法的简要比较，以帮助为每个特定应用选择最合适的策略。表1. 使用不同加热方法的关键热辅助金属旋压研究的总结，包括主要优点和局限性。在变形区进行温度测量是热旋压的一个具有挑战性但至关重要的方面，因为测量的准确性直接决定了温度控制的质量，最终决定了旋压零件的最终性能。确定了两种主要类型的温度传感器。第一种是接触式传感器，主要是嵌入芯轴中的K型热电偶[56,69,70,74]或焊接在毛坯外表面的热电偶[56]；第二种是非接触式传感器，如红外测温仪[21,29,54,66]和热成像相机[58]。接触式传感器具有较高的精度和快速响应，但其使用仅限于静止部件，如芯轴，因为在旋压操作过程中将热电偶放置在旋转的毛坯上是不切实际的。另一方面，非接触式传感器更适合旋转工件，并已与闭环加热功率控制结合使用，例如Brummer等人[29]在激光辅助旋压中的应用和Imamura等人[58]在感应加热中的应用。然而，非接触式测量需要仔细校准表面发射率，这可能在过程中由于氧化、结垢、润滑剂烧蚀或用于提高激光吸收的石墨涂层而发生变化[67]。此外，测温仪的测量点通常位于变形区附近，因此报告的温度通常是近似值，而不是接触区域的确切值。这些限制解释了为什么许多研究报道设置点温度与滚轮接触处的实际温度之间存在差异[60]，以及为什么一些作者采用了结合芯轴中的热电偶和毛坯表面的测温仪的双重测量策略以提高可靠性[29,56,66]。未来的工作应集中在开发更稳健的原位测量技术上，例如具有发射率校正的高帧率热成像相机，能够在旋压过程中跟踪整个温度场，而不仅仅是单一点。无论采用哪种加热方法，在热旋压过程中都可以识别出三个不同的温度区域。第一个是局部加热区，外部热源在此区域提高材料温度；第二个是工具-工件接触区，滚轮在此区域压缩材料并同时作为散热器，将热量从变形区带走；最后一个是接触后区域，材料通过对流、辐射和传导到芯轴中冷却。这些区域之间的温度梯度受主轴速度、进料速度、加热功率以及工件和工具材料的热导率的影响。如上所述，多位研究者已经表明，接触区通常会比加热区经历20–50°C的温度下降[31,54,56]，具体降幅取决于滚轮材料、接触时间和润滑条件。最小化这种温度下降对于保持均匀的成形性以及防止旋压件出现局部缺陷至关重要。因此，无论选择哪种加热方法，确保这三个区域的温度均匀、减小热梯度以及集成强大的反馈控制系统仍然是实现高质量旋压部件的最重要技术挑战之一。

3. 热旋压中的材料行为
先进金属成形技术的主要目标是在同时实现高几何精度和优异的物理性能。在这方面，理解热旋压过程中的材料行为是必不可少的，因为它直接影响旋压部件的成形性及其最终的机械性能。本节旨在全面讨论材料行为的重要性及其与热旋压条件的关联。具体来说，它将回顾和分析旋压参数、变形机制及其对强度、延展性、硬度和残余应力等机械性能的影响。热旋压过程中引起的微观结构变化虽然与材料行为密切相关，但在这里仅限于解释观察到的机械响应所需的程度。关于微观结构演变的详细讨论将留到第7节。因此，本节的范围是建立热旋压条件与机械性能之间的基本联系，突出文献中的关键实验发现，以指导工艺优化和未来的研究方向。

3.1 热旋压过程中材料行为的重要性
在热旋压中，深入理解高温下的材料行为至关重要，因为它直接影响成形性、受力要求以及旋压件的最终性能。材料对热的响应决定了它在旋压力作用下的变形方式及其微观结构在加工过程中的演变[20,33,75]。与冷旋压不同，冷旋压中主要是加工硬化（WH）主导变形响应，而热旋压中的机械和冶金行为则受到温度、应变速率、应力状态、塑性应变和微观结构之间复杂动态相互作用的影响[22]。通常，研究特定条件（如温度、应变速率和塑性应变）下的再结晶的方法是通过机械测试（例如热压缩和拉伸测试）并分析流动曲线，进一步将其与通过光学或电子显微镜观察到的微观结构演变相关联[21,61,76]。选择最佳成形温度需要仔细分析高温下的材料行为。一旦确定了合适的热处理窗口，就必须调整其他工艺参数（如旋压速度、进给率和每次压下的减薄量），以确保部件能够成功成形[62,63]。

3.2 与旋压参数相关的机械测试
在选择机械测试条件以找到最佳成形参数（包括温度）时，关键在于在最接近成形过程的条件下对材料进行表征。通常采用热拉伸测试来研究热成形过程中的变形特性，包括热旋压[21,61]。然而，大多数金属材料在这种条件下的延展性不足以达到旋压过程中所需的应变；因此，改用了热压缩测试[62]。在压缩测试中，有不同的变体可以产生不同的压缩应力状态。在流动成形的情况下，据报道成形区的变形状态可以视为平面应变（图17a）。在这方面，Xiao等人[62]通过等温平面应变压缩推导出了Haynes 230合金的热处理图（见图17b），并确定了一个工艺窗口，用于指导热逆流成形的工艺参数选择（, , 和）。图17：(a) 管状工件中的变形区，显示与成形过程相关的局部应力和应变分量；(b) 高温平面应变压缩（HTPSC）测试的原理，包括压缩前后的试样示例。经许可复制自[62]。此外，Xia等人[63]采用单轴压缩测试推导了ZK61镁合金的3D热处理图。材料行为的研究范围达到了1.2的真应变和250–400°C的温度范围以及–的应变速率。他们报告说，通过热逆流成形生产具有纵向内肋的薄壁圆柱部件的最佳工艺参数是, 和。这些条件导致了良好的成形质量和均匀细化的再结晶微观结构。同样，Xu等人[77]对TA15钛合金进行了热压缩测试，以找到流动成形的最佳温度。尽管机械表征显示合适的成形温度在900–1000°C之间，但作者报告说他们在温暖条件下（600–700°C）成功旋压出了圆柱部件，有助于防止氢气吸入和表面氧化。

通过筛选不同的旋压条件直接推导出处理图是另一种被一些研究者采用的方法。例如，Fata等人[70]在100–500°C的温度范围内对AZ31镁合金进行了流动成形的可成形性测试（图18）。他们发现在200–500°C的区间内可以获得合格的产品，厚度减薄限制为76%，并且由于动态再结晶（DRX）在300°C时晶粒得到了细化。图18：通过单次厚度减薄处理的含钙AZ31合金的流动成形性图。红色叉号表示在扭转区域断裂的试样。经许可复制自[70]。

3.3 热旋压后的材料行为
旋压件加工后的机械性能至关重要，因为它们决定了服役条件下的性能。对于现代工程应用来说，仅仅产生准确的最终形状是不够的；部件还必须满足特定的机械要求。在这方面，Xu等人[78]研究了在不同厚度减薄程度下经过热旋压后的TA15合金的拉伸强度和伸长率，随后进行了旋压后退火处理。累积厚度减薄达到了大约80%。使用传统的拉伸测试评估了轴向切割样品的机械性能，并为管状样品设计了一种改进的方法进行周向测试（图19）。他们观察到旋压后，轴向方向的拉伸强度增加了约22%，周向方向增加了约15%，而伸长率分别减少了约18%和53%。在700°C进行后续退火后，延展性部分恢复，轴向增加了大约15%，周向增加了33%，两个方向的拉伸强度仅略有下降（约5%）。他们的研究提供了明确的定量证据，表明热旋压通过微观结构的细化提高了强度，但牺牲了延展性。对于承受多轴载荷的航空航天部件来说，能够在轴向和周向同时增强机械性能的能力特别有价值。此外，在再结晶温度以下退火后延展性的恢复以及强度的微小损失为设计适当的后处理热处理提供了有用的指导。

图19：(a) 标准拉伸测试试样，其中a = 14 mm, b = 6 mm, Lo = 25 mm, Lc = 28 mm, t = 1.88 mm 和 r = 10 mm；(b) 圆形试样，其中a = 10 mm, b = 6 mm, Lo = 25 mm, Lc = 28 mm, t = 1.38 mm 和 r = 4 mm；(c) 用于测试圆形试样的改进拉伸方法。经许可复制自[78]。Mori等人[21]强调了旋压后获得适当最终机械性能的重要性，特别是对于汽车行业广泛使用的铸造铝合金。他们测量了经过热剪切旋压后随时间老化的拉伸强度和伸长率。他们的结果表明，这种结合旋压和热处理的工艺使拉伸强度提高了大约16%，伸长率显著增加了约114%。他们报告说，热剪切旋压有效地通过消除典型的铸造缺陷和提高材料强度来增强铸造铝合金的机械性能。在类似的研究中，Han等人[60]分析了不同热旋压条件下3A21铝合金的强度和延展性之间的权衡。他们确定，在240–280°C的温度下旋压并减薄30%后，再进行400°C的旋压后退火，可以获得最佳性能。这种方法使强度适度提高了5%，但伸长率显著增加了46%，与初始材料状态相比。同样，Romero等人[64]研究了双相钢DP600和DP780在流动成形后的机械性能。他们使用类似于Xu等人[78]的环向拉伸测试评估了维氏硬度和拉伸强度。他们的发现表明，无论是冷旋压还是激光辅助旋压，硬度都从250 HV增加到300 HV，主要归因于50%的厚度减薄引起的塑性变形，而不是温度引起的相变。此外，他们研究了两种主轴速度（600 rpm和1000 rpm），并观察到更高的速度对机械性能有负面影响。尽管Romero等人[64]没有定义最佳旋压路径，但他们的结果清楚地表明了改进的成形窗口和增强的成形后性能，这对于双相钢的航空应用特别相关。

Cao等人[79]进行了全面的研究，以确定实现强度和延展性最佳平衡的最佳工艺参数。他们评估了三种不同的进给率（0.07 mm/rev、0.1 mm/rev、0.15 mm/rev和0.25 mm/rev）、三种温度（300 °C、350 °C和450 °C）、三种主轴速度（200 rpm、400 rpm和600 rpm）以及三种厚度减薄量（15%、30%和45%）。作者观察到进给率对延展性有意外影响，在0.1 mm/rev时延展性增加，但在0.15 mm/rev时减少。厚度减薄也表现出类似的趋势，延展性从15%厚度减薄时增加到30%时的12%，然后在45%厚度减薄时减少。尽管作者将这种行为归因于微观结构的均匀性，但需要进一步的统计分析来确认这一趋势。

Brummer等人[29]展示了通过应用局部热源（特别是激光）优化旋压后机械性能的潜力。他们评估了三种合金的硬度演变：不锈钢X5CrNi18-10、Ti Grade 2和Inconel 718。他们的结果显示，在各种条件下硬度都有显著增加。对于在600°C下旋压并减薄44%的不锈钢，硬度从160 HV1增加到300 HV1（增加了88%）；在900–1000°C的高温下，Inconel 718的硬度从209 HV1增加到440 HV1（增加了111%），在1000°C时略有下降。硬度增加与壁厚减薄密切相关，证实了即使在高温下塑性变形也是硬化行为的主要驱动力。在热旋压过程中，可以结合多种加工路线，包括在成形操作之前、期间或之后进行加热步骤。例如，Maj等人[80]探索了Inconel 718的另一种加工路线，包括预成型杯的冷流动成形，然后进行标准的老化热处理（750°C下8小时）。他们的结果表明，流动成形后立即，延展性急剧下降到非常低的值（1.5–3.5%），但在老化后显著恢复到21%到28%之间。然而，所得到的机械强度（约1062 MPa的屈服强度）略低于典型的航空要求1100 MPa，这强调了仔细平衡加工硬化和沉淀强化机制的重要性。

在后续研究中，Maj等人[81]通过将传统的炉后沉淀处理与创新的激光辅助流动成形方法应用于Inconel 625，进一步改进了这一方法。他们的复杂工艺包括多个阶段：液压压制、热处理、剪切旋压、流动成形和选择性激光辅助旋压（图20）。每个步骤都有针对性地针对易开裂的区域，选择性地施加局部加热。结果显示，激光辅助旋压区域在延展性、强度和加工时间方面实现了最佳的整体平衡，尽管其机械性能略低于传统炉热处理所得到的性能。虽然具体的激光参数没有详细说明，但作者指出，进一步优化激光功率和加热时间可以进一步提高机械性能。他们的研究强调了热旋压工艺的多功能性及其相对于传统加工方法的潜在优势，特别是在制造用于高要求工业应用的高性能合金方面。图20展示了选择性激光辅助旋压的多阶段工艺流程，该工艺结合了预成型件的液压压制、热处理以及在易开裂区域施加局部激光辅助的剪切和流动成形。改编自[81]，CC许可为4.0。

3.4 残余应力
理解并评估热旋压工艺后的残余应力至关重要，因为它们对组件的机械性能和耐用性有显著影响。如果残余应力控制不当或未得到缓解，可能会导致变形、过早失效、疲劳寿命缩短以及应力腐蚀开裂[82,83]。与冷旋压相比，热旋压通常具有优势，例如由于高温下塑性的提高，材料流动更加容易，应力积累也较少[64]。然而，仍可能存在显著的残余应力，因此需要仔细评估并可能进行后续处理[84]。Mori等人[21]发现，经过精心优化的退火处理可以显著缓解残余应力，同时保留旋压过程中形成的有益微观结构特征。他们的研究突显了在保持机械强度与实现足够的应力缓解之间的微妙平衡，以避免用于汽车应用的铝合金出现潜在的结构问题。Romero等人[64]研究了在约350°C下对双相钢进行激光辅助旋压成形。通过X射线衍射（XRD）在代表性的1500 rpm条件下测量残余应力，激光辅助处理的样品显示出比冷旋压样品更低的压缩残余应力，这归因于热软化机制在成形过程中吸收了部分永久应变。在低主轴速度下，激光还使机械功率降低了约15–20%，并改善了环形拉伸性能。在高速下，虽然未观察到功率下降，但仍然报告了较低的残余应力和降低的失效风险，这与电子背散射衍射（EBSD）和透射电子显微镜（TEM）在激光加热区域观察到的结果一致。总体而言，Romero的XRD结果表明，适度的、定位准确的加热（表面约350°C）可以在不引起有害微观结构变化的情况下降低双相钢的残余应力幅度。

Maj等人[81]展示了在不同热处理过程中制备Inconel 625圆柱体时残余应力的显著差异。利用XRD，他们发现冷成形部件表面附近存在高残余应力集中，导致裂纹萌生。相比之下，激光辅助加热通过促进位错重排和再结晶显著降低了这些应力。这说明了局部加热在管理残余应力分布方面的关键优势，从而降低了过早失效的风险。

未来的趋势和研究机会包括将先进的数值模拟和数字孪生技术与智能监测技术相结合，以原位减轻残余应力。此外，探索结合局部移动热源与传统处理的混合加热方法可能为优化残余应力管理和最终机械性能提供有希望的途径。

4. 热旋压过程中工艺变量的影响
在热金属旋压中，工艺参数决定了最终组件的质量。尽管许多参数（如进料速率、主轴速度、减薄比和工具几何形状）对冷旋压有明显影响[3,12,85]，但在热条件下，由于热机械耦合效应，它们的影响变得更加复杂[45]。本节提供了这些变量如何影响最终组件质量的概述，并为选择适当参数提供了指导，同时突出了流动成形、剪切旋压和传统旋压之间的区别。

4.1 温度：流动应力、动态恢复（DRV/DRX）和缺陷阈值
温度是影响热金属旋压过程中部件质量的最关键参数。与冷旋压不同，冷旋压中的应变率效应几乎可以忽略不计，而热旋压表现出强烈的热机械耦合，由于大多数金属材料在温度升高时表现出粘塑性行为，这显著影响了几何精度和缺陷形成[45]。另一方面，在低温下，变形主要由加工硬化（WH）主导，导致高变形抗力和有限的材料延展性，从而增加了开裂的可能性。提高温度可以激活动态恢复和动态再结晶，这些机制逐渐取代了加工硬化成为微观尺度上的主导机制。这种转变降低了流动应力，提高了延展性，从而降低了旋压过程中的开裂可能性[45]。例如，Klocke和Wehrmeister[17]以及Brummer等人[29]证明，热旋压可以制造出在室温下无法实现的合金（见图21）。此外，他们还表明，像Inconel 718和X5CrNi18-10不锈钢这样具有高应变硬化能力的合金可以在较低载荷下无需中间退火步骤即可成形，从而提高了生产效率。图21显示了激光辅助对剪切成形的影响：(a) 室温下冷旋压由于高加工硬化和有限的延展性导致裂纹萌生；(b) 激光辅助剪切成形产生的无裂纹组件。改编自[29]，CC许可为3.0。

除了避免开裂外，温度还驱动微观结构的演变。众所周知，动态再结晶（DRX）依赖于温度、应变率和应变率[86,87]。因此，当成形温度达到适合DRX的水平时，微观结构的细化变得至关重要[22,49]。例如，Long等人[22]观察到在1100至1200°C之间对Haynes 230合金进行流动成形时，DRX完全发生，显著提高了微观结构的均匀性和机械性能。另一方面，Yoshihara等人[52]和Yang等人[28]研究了成形温度对镁合金旋压的影响。两项研究均独立得出结论，接近300°C的成形温度通过激活DRX显著提高了延展性。此外，保持温度在300°C左右可以有效防止过度氧化，这是高温下的常见问题，从而保持了成形部件的表面质量和结构完整性。第7节进一步分析了微观结构演变的细节。

实验研究一致确定了不同合金家族在可成形性、机械性能和缺陷缓解方面的温度窗口。对于镍基合金，大约1000–1200°C的温度范围提供了最佳的可成形性和无缺陷旋压效果[49,76]。镁合金在较低的温度（通常在200°C至450°C之间）表现出最佳性能，因为这个范围确保了足够的延展性和DRX的激活，而不会导致过度氧化或晶粒粗化[31]。钛合金在450–800°C范围内表现出良好的旋压特性，提供了延展性增强和表面完整性之间的理想平衡[17,29]。对于铝合金，旋压温度通常在200–400°C之间，具体取决于合金成分和特定工艺条件[56,60]。较低的成形温度（约200–280°C）通常通过适度的动态恢复和DRX提高延展性，减少缺陷，同时不会引起显著的晶粒生长或氧化。较高的温度（300–400°C）可能对某些合金或较大的变形有益，但需要仔细控制以防止表面氧化、粗晶结构或由于过度软化导致的几何不准确。

4.2 进料速率：应变率、热量生成和缺陷风险
进料速率通常以每转毫米（mm/rev）表示，也对旋压部件的可成形性和最终几何形状有深远影响。在冷旋压条件下，进料速率通常被认为是缺陷生成和尺寸精度最重要的参数[85]。然而，在热旋压过程中，进料速率的增加会提高应变率和局部热量生成，如果温度梯度过大，则会增加表面裂纹的风险[22]。对于许多合金，适中的进料速率可以通过促进DRX核化来减小晶粒尺寸，但过高的进料速率可能会缩短接触时间，加剧温度梯度并导致起皱[69,88]。最佳范围可能取决于材料、滚轮鼻半径、坯料厚度和温度。Long等人[22]和Xia等人[76]证明，当使用4毫米的滚轮鼻半径和5毫米的初始厚度时，0.4至0.8 mm/rev的进料速率显著提高了Haynes 230的晶粒细化程度，并实现了无缺陷成形。对于镁合金，Yoshihara等人[52]和Cao等人[79]报告称，0.2至0.6 mm/rev的进料速率有助于防止局部减薄，并确保均匀变形，特别是对于厚度在3至6毫米之间、滚轮鼻半径约为20毫米的管材。另一方面，Yin等人[89]发现，超过1.0 mm/rev的进料速率可能会引起过度的剪切变形和接触时间不足，从而影响尺寸精度。此外，Li等人[75]在流动成形研究中报告称，进料速率超过1.5 mm/rev可能会降低表面质量，尽管它们可以提高生产效率。Han等人[88]和Xia等人[49]还强调，摩擦热量生成受进料速率的强烈影响。随着进料速率的增加，摩擦和塑性变形产生的热量比热量散发更快，可能会提高局部温度，增加材料软化或开裂的风险。此外，上述研究强调了根据应变率调整加热功率的必要性，因为进料速率在整个操作过程中通常是恒定的。这对于涉及圆盘形坯料的传统和剪切旋压工艺尤为重要，因为在接触区域的径向位置（因此是切向速度）变化很大。随着径向位置的增加，即使进料速率保持不变，也可能产生更高的切向速度，从而导致更大的摩擦和应变率。因此，在选择高温下的旋压条件时必须仔细考虑这些效应。

相反，Li等人[75]和Fong等人[69]发现，过低的进料速率虽然有利于表面质量，但通常会降低成形效率并增加轴向拉伸应力。他们还指出，过慢的进料速率可能会导致由于过度变形或反复滚压而引起的周向裂纹。Long等人[22]、Jing等人[90]和Xiao等人[33]一致认为，适中的进料速率（0.4–1.0 mm/rev）是最优的，可以平衡变形均匀性，减少缺陷形成，并保持有利的机械性能。此外，Yin等人[89]和Zheng等人[91]强调，这样的中间进料速率提供了足够的应变能量来促进有效的DRX，同时最小化尺寸偏差。因此，选择最佳进料速率需要仔细考虑材料的应变率敏感性，以保持所需的微观结构、与加热能力的兼容性、表面光洁度要求以及整体工艺效率。

4.3 减薄比：局部减薄、膨胀和开裂
减薄比是指壁厚减少的百分比，与塑性变形的程度直接相关。虽然对于室温下的低碳钢或铝合金，30–40%的减薄比通常是可管理的，但热旋压过程通常追求更高的减薄比，范围从60%到80%，以在较少的工序中实现所需的最终几何形状[60,78]。高减薄比会加速冷旋压中的应变硬化，但在热旋压中，如果温度和应变率适当同步，DRX和动态恢复可以缓解这些问题[22]。Han等人[60]和Xia等人[76]对镍、钛和铝合金的研究表明，超过70%的减薄比有助于形成均匀的晶粒结构，从而显著提高延展性。然而，Mohebbi和Akbarzadeh[92]以及Fata等人[70]强调，过大的减薄比可能导致表面裂纹、不均匀的应变分布和几何变形，特别是如果局部温度不足以维持均匀的塑性变形。对于镁合金，Cao等人[79]和Zheng等人[91]确定，需要较高的成形温度才能可靠地实现超过60%的减薄比。在热流动成形中，每次通过的特定厚度减少同样关键，推荐的典型值在25%到35%之间，以防止过度应变积累、开裂或膨胀[59,76]。较高的累积减薄比率会导致硬度变化和变形不稳定性[80,93]。这些结果共同表明，减薄比率应被视为一个与温度和应变率相关的过程窗口，而不是一个固定的目标。缩小这一差距需要实时的厚度和温度测量，并结合对进料速度、主轴速度和热输入的自适应控制，以确保减薄计划能够实现均匀的微观结构和形状精度。

4.4. 辊子几何形状：接触控制和形状缺陷
纺丝辊的几何形状控制着成形区的接触面积，这可能会根据纺丝工艺的不同而变化。通常，在流动成形过程中，三个辊子在圆周方向上相隔120°，并且在径向上垂直于管子的旋转轴。这种布置要求辊子的轮廓与剪切成形和传统纺丝过程中使用的辊子不同（见图22）。流动成形中使用的辊子典型轮廓包括一个倾斜的入口（具有辊子攻击角），接着是一个圆角半径，然后是一个平滑角（见图22a）。另一方面，传统纺丝和剪切纺丝中与辊子几何形状相关的参数包括辊子鼻部半径、辊子直径和辊子支架倾斜角度。根据所需的表面光洁度或纺丝零件的特定要求，可以调整辊子轮廓的一些变化[1]。因此，辊子几何形状的影响取决于三个主要参数：由辊子支架倾斜角度决定的攻击角、鼻部半径和直径。所有这些参数都会强烈影响应力分布、接触面积、热传递，最终影响尺寸精度和缺陷的出现。

图22. 辊子的轮廓及其应用。(a) 流动成形；(b,d,g) 从平板开始纺丝；(c) 颈缩；(e) 平滑；(f) 综合纺丝和剪切成形；(h) 剪切纺丝。改编自[1]。
Yin等人[89]和Xia等人[49]指出，较大的辊子鼻部半径通常可以获得更光滑的表面光洁度，并更均匀地分布应力。然而，他们也指出了潜在的缺点，如材料局部堆积和起皱的风险增加。Li等人[94]和Yang等人[28]证明，较小的辊子鼻部半径可以提高毛坯与芯轴之间的贴合度，减少间隙并确保更严格的几何控制。尽管如此，较小的半径倾向于局部集中应力，增加凸起或开裂等缺陷的可能性。因此，Li等人[94]和Xia等人[49]建议最佳的辊子鼻部半径范围约为4-8毫米，这主要取决于成形温度下的合金硬度、初始毛坯厚度和目标减薄比率。

在流动成形中通常采用辊子轮廓中的攻击角，因为材料流动主要是轴向的。攻击角同样影响接触面积、轴向材料流动和纺丝力的大小。大约17-25°的攻击角可以在流动成形中提供稳定的接触，而更剧烈的角度可能会加速减薄[75,92]。另一方面，在传统纺丝和剪切纺丝中，过小的辊子支架角度会增加轴向力，导致晶粒拉长并增加起皱的风险[20]。因此，选择合适的攻击角、辊子支架倾斜角度、鼻部半径和直径是在局部变形均匀性、热传递、表面粗糙度、减薄速率和所需最终形状之间取得平衡的问题。

4.5. 主轴速度：摩擦加热、稳定性和表面完整性
在冷纺丝中，主轴速度对成形性或表面质量的影响通常很小[85]。然而，在热纺丝中，由于它直接影响应变率和由空气对流引起的温度分布与摩擦和塑性应变引起的加热之间的平衡，主轴速度变得非常重要。Murata等人[18]、Akkus和Kawahara[73]以及Gadek等人[66]证明，200至600转/分钟之间的中等主轴速度有助于管理材料流动，减少应变局部化，并确保变形的一致性，尤其是在像镁这样的温度敏感合金中。Li等人[94]和Fan等人[71]观察到，过高的主轴速度可能会引起不必要的振动和表面缺陷，而过低的主轴速度可能导致过热、生产效率低下和零件质量下降。Cao等人[79]和Marghmaleki等人[95]确定了400-800转/分钟的最佳主轴速度范围，以最小化开裂，促进晶粒均匀细化，并保持尺寸稳定性。此外，Fan等人[71]强调，较高的主轴速度可以通过提高加热速率来提高生产效率，尽管精确的速度控制对于防止材料流动不稳定或其他温度相关缺陷仍然至关重要。

热辅助纺丝工艺特别需要旋转速度、进料速度和加热功率之间的同步，以优化温度分布，从而实现最佳成形条件。对于难以成形的材料（如镁基合金和钛合金），这些调整至关重要[65,66]。

4.6. 工艺参数总结及实际意义
尽管有许多共同的工艺变量，流动成形、剪切纺丝和传统纺丝各自表现出不同的变形模式和对热加工参数的敏感性。流动成形通常涉及在控制壁厚减小的情况下的大轴向伸长。由于它更依赖于轴向运动，进料速度和多道次工艺对于控制最终伸长和微观结构尤为重要[70,92]。另一方面，剪切纺丝会产生圆锥形或曲线形状，并伴随着显著的剪切应变，因此对辊子支架角度、辊子鼻部半径和摩擦管理有更高的要求。实际上，在剪切纺丝中，辊子鼻部半径、减薄比率和温度的相互作用可能更为复杂，因为如果参数选择不当，容易形成局部剪切带[94,96]。传统纺丝操作通常需要相对较小的壁厚减小，并且强烈依赖辊子路径策略来保持尺寸精度。热条件主要有助于工艺的进行，但在不匹配速度和进料速度的情况下纺制薄壁几何形状时，形成缺陷的风险可能会很大[31,88]。

除了工艺参数外，工件的几何形状在热纺丝过程中的热机械响应中也起着重要作用。较厚的毛坯需要更高的加热功率来实现均匀的厚度温度分布，而较薄的壁则热平衡更快，但在辊子接触处更容易发生局部过热和快速冷却。对于圆盘形毛坯的传统纺丝和剪切纺丝，增加毛坯直径会在辊子接触处产生更高的切向速度，从而影响局部应变率、摩擦加热和对流热损失。较大的直径与厚度比会降低无支撑法兰的结构刚性，增加起皱和几何变形的风险[75,97]。同样，支撑条件也会影响热和机械边界约束，例如芯轴材料、其温度以及毛坯-芯轴界面接触的表面质量，这些都会影响热量从内表面的传导速率。此外，夹紧装置和尾座压力也会影响成形过程中的工件刚性。一些作者已经证明，预热芯轴[56,69,74]或独立控制其温度[6,70]可以显著减少厚度方向的热梯度并改善成形效果。

要在热金属纺丝中取得最佳效果，需要仔细考虑综合工艺参数。实验指南建议温度控制（±20°C）结合适中的进料速度（0.4-0.8毫米/转）和优化的减薄比率（60-70%），以及精心选择的辊子几何形状和主轴速度，以显著提高零件的质量[22,28,60,98]。

5. 热纺丝中的缺陷
热纺丝中的缺陷会显著影响纺制零件的质量、结构完整性、性能和生产效率。热纺丝中的常见缺陷包括表面裂纹、起皱、厚度变化、表面堆积、剥落、氧化和分层，以及几何问题，如凸起、变形、直径膨胀和椭圆度。虽然这些缺陷通常是由于热纺丝特有的温度梯度引起的，但它们也可能源于工艺参数选择不当、延展性低或工具配置不合适[45,99]。尽管有大量文献讨论了冷纺丝中的缺陷[3,12,44]，但对于特定热纺丝条件与某些在热条件下常见的缺陷之间的直接关系了解有限。通过针对性研究澄清这些关系可以显著改进缺陷缓解策略。在本节中，详细描述了各种类型的纺丝缺陷，特别关注它们与温度条件、工艺参数和材料特性的联系。

5.1. 裂纹及其避免的温度窗口
虽然裂纹通常发生在冷纺丝中，但在热纺丝过程中也经常观察到表面裂纹。热纺丝中的表面裂纹是由于大的应变梯度、延展性不足或辊子-毛坯界面处的严重局部剪切引起的[45,99]。过快的变形、每道次的过度减薄和不良的热控制会进一步加剧裂纹的形成。这些裂纹通常出现在纺制零件的外表面，因为在这些地方的变形引起的应变和温度梯度比内表面更严重[100]。多项研究强调了温度在裂纹发展中的作用。例如，Han和Chen[16]证明，TAl管状毛坯的热流动成形可能会因为厚度方向上的显著温度梯度导致表面裂纹。Xu等人[78]指出，通过火焰辅助流动成形形成的TA15合金管在500°C至550°C之间频繁出现表面裂纹。在较低的温度下，具有六方密排结构的材料（如镁和钛合金）中的滑移系统激活不足，进一步增加了零件表面裂纹的可能性[18,70]。Mori等人[21]观察到，在气体对流热剪切成形A356铸造铝合金时，芯轴角周围出现了裂纹，这是容易发生大剪切变形的区域。通过降低辊子进料速度和增加辊子鼻部半径可以在保持温度约为400°C的情况下缓解这一问题。尽管温度名义上保持恒定，但较低的进料速度实际上延长了加工时间，这可能促进了更均匀的温度分布，从而降低了裂纹形成的风险（见图23）。Roy和Maijer[56]描述了在同一合金的火焰辅助轮流成形中类似的局部剪切驱动的“鱼鳞状”裂纹，这些裂纹沿着富共晶区域传播，这是由于应力梯度造成的。他们表明，将成形温度从350°C提高到400°C可以防止这些裂纹，因为这减少了径向剪切应力。然而，这项研究没有进一步细分这50°C的温度区间，因此无法确定确保无缺陷产品所需的精确温度升高幅度，这突显了在变形区进行精确温度测量和更高分辨率实验绘制的必要性。

图23. A356热剪切成形：(a) 350°C时芯轴角处的裂纹；(b) 使用较低进料速度和较大鼻部半径在400°C下获得的无裂纹边缘。经[21]许可复制。Han等人[60]报告了AA3033铝合金在200°C以下出现裂纹，表明不适当的成形温度也可能导致表面微裂纹，最终导致裂纹扩展。过高的温度还会促进与过度软化相关的特定裂纹机制[6,79]。例如，在A356合金等铸造合金中，脆性的共晶相成为裂纹起始和扩展的核化位点，当成形参数在这些薄弱区域产生高剪切应力时[56]。

除了上述的热机械因素外，还有两个因素会促进裂纹的起始。首先，局部加热会产生热残余应力。加热区域试图向较冷的周围材料膨胀，然后在辊子移动离开且该区域冷却时收缩。这些热应力加上辊子施加的机械应力可能会超过局部断裂强度，特别是当加热区域较窄或加热速率较高时，导致较大的厚度方向温度梯度，从而导致材料失效[16,20]。激光、感应和火焰加热方法由于相互作用区域较小，特别容易受到这种影响，然而，增加加热区域或预热周围工具可以降低热诱导裂纹的风险[31,45]。其次，毛坯的初始微观结构状态在裂纹起始中起着关键作用。预先存在的异质性，如铸造分离、粗大沉淀物、从前一步形成步骤继承的织构梯度以及不均匀的晶粒尺寸分布，充当局部应力集中器和空洞形成的优先位置。这种效应在A356铝合金铸件中表现得非常明显，其中沿枝晶间的脆性共晶网络在流动成型过程中导致鱼鳞状裂纹[56]；在镁合金中，强烈的初始基面织构促进了局部剪切带的形成，这些剪切带在第一次旋压过程中演变为表面鳞片和裂纹[101]。因此，初始微观结构的均匀性和热梯度的控制与名义成型温度一样重要，对于在热旋压中可靠地避免裂纹至关重要。总体而言，这些观察结果说明了为了避免裂纹，必须实现应变、温度和塑性之间的复杂平衡。尽管进行了大量研究，但仍然难以建立成型温度与某些缺陷（如裂纹或起皱）之间的直接、普遍相关性。未来的研究应集中在控制实验上，以隔离温度对其他工艺变量（如进料速率、应变路径和工具几何形状）的影响，从而实现更可靠的缺陷预测和预防策略。

5.2. 起皱：由运动学和非均匀加热引起的压缩角弯曲
当切向压缩应力超过材料的稳定性阈值时，就会发生起皱[102]。这种情况在高温和低温下的旋压操作中都经常发生，通常与过高的进料速率或温度不均匀性有关[56,89]。Yang等人[20]表明，沿坯料厚度的温度梯度可以同时产生导致裂纹的拉应力以及导致起皱的压应力，这取决于局部流动条件。Han等人[60]观察到，在较低温度下，材料的延展性不足使其更容易起皱；而在较高温度下，特别是超过320°C时，过度的局部软化会促进材料流动失控，导致材料在滚轮接触区附近积聚。这两种现象都归因于温度控制不当，并且通常伴随着其他成型质量问题。大直径与厚度的比率会进一步加剧起皱，因为灵活的法兰区域容易发生折叠或弯曲[75,97]。一些作者指出，起皱通常发生在工具支撑不足或几何形状突然变化的区域，这些地方应变会积累[53,103,104]。在多道次旋压中，如果残余应力得不到释放，这种缺陷可能会在后续成型步骤中恶化[105]。此外，一旦滚轮离开接触区，切向压缩应力未能完全释放，可能会锁定起皱模式，使得后续工序在平整表面方面的效果较差[97]。Xiao等人[33]研究了通过深拉旋压生产的镍基超级合金薄壁部件中的起皱现象，发现过高的切向压缩应力是主要原因（见图24）。他们的分析表明，这些应力倾向于在法兰受到显著周向压缩的区域积累，导致局部弯曲。通过优化工具间隙和滚轮轨迹，他们能够显著抑制起皱的发生和扩展，尤其是在关键的法兰到壁的过渡区。此外，他们的研究强调，成型速度、进料速率和滚轮定位之间的适当协调对于维持稳定的应力状态和延迟不稳定性的发生至关重要。

图24. 镍基超级合金深拉旋压过程中的起皱。(左) 成型的杯子显示法兰上的周向裂纹。(右) 等效塑性应变(PEEQ)的FE图，指示滚轮接触轨迹和应变局部化区域（“最大等效应变”），其中周向压缩引发了弯曲。经[33]许可复制。

起皱仍然是热旋压过程中最常见且最具挑战性的缺陷之一，尤其是在处理薄壁几何形状或在成型温度下刚性较低的材料时。其预防需要一种多参数优化策略，涉及工具几何形状、工艺运动学和精确的温度控制。在工艺设计过程中应常规使用数值模拟来预测起皱的发生，并指导工具和参数的选择。未来的研究可以专注于将高保真热机械模拟与原位变形监测技术相结合，以实现实时调整参数的控制系统，以抑制起皱并提高部件的完整性。

5.3. 厚度变化和几何缺陷：来源和参数窗口
厚度变化是由于应力分布不均匀、温度梯度或工艺参数不当造成的[52,60,73]。过高的减薄速率会导致严重的局部不均匀减薄和断裂，而不适当的滚轮路径或过快的进料速率则会导致尺寸膨胀，显著降低几何精度[69]。Xu等人[78]指出，在多道次旋压中，工件的某些区域会发生过度材料位移，而其他区域则不会，从而导致局部减薄。在通过热流成型制造压力容器的情况下，轴向材料流动和径向应力梯度尤其成问题，因为不均匀的减薄会危及容器的承载能力[73]。另一方面，诸如鼓起、喇叭口、变形和椭圆度等几何缺陷主要是由于不均匀变形、不适当的滚轮轨迹和温度梯度造成的。在过高的温度下，由于材料软化和不受控制的变形，会发生鼓起和变形[6,70]。喇叭口形状的特点是管端直径增加，这是由于不均匀的轴向应力和材料流动造成的[48,52]。椭圆度的特点是不均匀的截面几何形状，需要精确控制旋压参数以保持几何精度和机械完整性。

图25. 热旋压过程中过热引起的几何缺陷：过高的温度和不均匀的变形使AZ31材料的壁变软并引发变形。经[70]许可复制。Fong等人[69]研究了反向流成型中的温度和进料速率效应。他们发现，较高的进料速率和成型温度会引发更多的周向流动，表现为直径膨胀；而在低温下较低的进料速率则会促进裂纹的产生，但减少直径增长。类似地，Mori等人[21]和Xia等人[76]观察到，控制进料速率和滚轮鼻半径可以显著减少局部厚度变化和表面裂纹。尺寸精度通常通过椭圆度、直线度和最终直径来量化，对温度梯度非常敏感[54,106]。如果温度不均匀或过高，高温还可能引入过度的变形或变形。另一方面，温度不足或突然下降会导致局部硬化区，造成撕裂和变形不完全[51,88]。

5.4. 表面缺陷：流动不兼容性和润滑温度问题
表面堆积和剥落是热旋压中的其他显著缺陷[45]。当工艺参数（如减薄率、进料速率或滚轮攻击角）选择不当，在滚轮前方会发生堆积[107]。堆积系数()有助于量化未成型材料中的这种局部轴向不稳定性的程度（见图26）。在旋压过程中保持稳定的适度堆积可能不会影响零件质量，但严重的堆积会导致严重的表面不规则性和剥落。

图26. 流动成型过程中滚轮前方的管材变形：(a) 无堆积的理想状态，(b) 外表面有堆积，(c) 外表面堆积伴随内表面呈圆顶状翘曲。改编自[107]。剥落有时被称为“鱼鳞状”，当滚轮前方的积累材料折叠然后被压回工件内部时发生，形成片状毛刺[45]。这种缺陷在热流成型中更为常见，而不是在剪切旋压或传统旋压中。Yang等人[108]将堆积和剥落归因于材料流动界面两侧的流动不兼容，其中一侧界面逆着滚轮的进料方向流动，而另一侧则顺其流动。通过仔细选择工艺参数、降低进料速率和优化成型角度，可以缓解这种流动不匹配。Xu等人[19]报告称，通过减小管材初始厚度或降低加热温度，可以减少堆积。此外，滚轮与坯料之间的摩擦会导致表面剥落缺陷，在每次旋压前在坯料表面涂抹润滑剂可以显著改善表面光洁度并防止剥落[99]。

Mohebbi和Rahimi[101]展示了在中间温度（300°C）下镁合金中堆积和鳞片形成特别困难的情况，此时表面层不够延展以均匀流动，但仍受到较大的应变。在这些条件下，滚轮前方的“冷”表面层会经历严重的局部变形，最终导致鳞片脱落[28]。

图28. (a) 在300°C下热旋压原始坯料时的堆积鳞片现象，(b) 鳞片从工件上脱落后的情况。经[101]许可复制。

5.5. 关于热旋压中缺陷形成的结论性评论
总之，热旋压缺陷是由热、机械和材料因素的复杂相互作用引起的。热旋压缺陷研究中的一个共同主题是多个参数的相互作用，包括温度、进料速率、主轴速度、滚轮路径、工具几何形状、减薄率和润滑，而不仅仅是温度本身。尽管许多作者确定了某些缺陷的温度阈值（例如，某些钢材或镁合金在200°C以下会开裂，某些铝合金在320°C以上会起皱），但很少有研究将温度作为直径增长、起皱或裂纹等现象的唯一决定因素[6,60,69]。相反，缺陷的严重程度和类型通常取决于变形模式、应变率和局部微观结构响应之间的协同作用。即使在相同的温度范围内，滚轮几何形状或进料速率的微小差异也可能使主要缺陷从裂纹转变为鼓起或起皱[101,104]。此外，坯料的初始状态——其微观结构、表面粗糙度和任何固有缺陷——在缺陷形成中也起着重要作用[56,98,110]。这些挑战突显了需要进行综合实验和数值研究的必要性，这些研究需要同时跟踪温度演变、局部应变状态和微观结构变化，以确定缺陷的起始和传播。

6. 建模和数值模拟
数值模拟已成为理解和优化金属成型过程不可或缺的工具。它提供了关于材料流动、应力和应变分布、损伤演变以及各种工艺条件下的温度场的详细见解，而这些条件往往在实验上测试成本高昂或技术上具有挑战性。在过去的几十年中，许多研究人员使用了商业有限元（FE）软件，如ABAQUS[23,56,111]、MSC.Marc[76,110]、DEFORM[112]、LS-DYNA[21,103]、Simufact[97,113]和FORGE[114]，以及自定义代码[115]来模拟热旋压中存在的复杂热机械相互作用。本节回顾了主要的建模方法、边界条件、网格策略、验证程序以及热辅助金属旋压有限元分析中剩余的挑战。

6.1. 建模方法和本构描述
像金属旋压这样的旋转增量成型过程的建模由于高旋转速度、局部接触、严重的塑性应变以及重大的几何、材料和接触非线性而面临严重困难。这使得模拟过程具有挑战性且计算成本高昂，因为需要大量的时间步骤来正确描述这一过程[115]。在这方面，已经广泛比较了显式和隐式求解方法；然而，由于其计算效率较高且不依赖于解的收敛性，显式方法被广泛采用[44]。如果再加上热效应，建模复杂性会急剧增加。构建可靠且有用的数值模型的一个主要因素是正确描述材料行为；因此，在模拟热旋压时，正确选择本构模型是一个主要考虑因素。在这方面，研究人员采用了不同的方法，从带有温度依赖的屈服应力的扩展应变硬化定律[56]，到弹性-塑性[74,111,116]或刚性-塑性公式[117,118]，并通过温度和应变率依赖的方程进行增强。在更复杂的情况下，流动应力可以考虑DRX机制和损伤演变，从而表征微观结构演变对延展性和缺陷形成的影响[20,23]。一些研究人员强调，在模拟高温下的大塑性变形时，忽略材料软化或温度相关转变可能会导致错误[116,119,120]。因此，通常更倾向于使用专门的用户定义子程序来捕捉热生成、塑性应变积累和微观结构之间的耦合[46,76]。李等人[111]发现，等温性质假设会降低模拟的准确性，因此有必要采用更高级的热机械耦合模型，以捕捉摩擦热、塑性功和外部热输入。6.2. 接触、摩擦和边界条件由于旋压过程涉及滚轮与毛坯或管材之间的复杂局部接触，因此准确的摩擦建模对于捕捉材料流动和应力状态至关重要。在这种情况下，最简单的建模方法是假设无摩擦条件；然而，这通常会导致滚轮力和材料流动的预测不准确，从而不适合进行精确的缺陷预测[56,74]。另一方面，许多研究采用了库仑摩擦公式，其摩擦系数根据润滑剂、被旋压材料和工艺温度的不同而介于0.02到0.4之间[23,61,121]。还有一些研究使用了改进的库仑定律，将摩擦应力限制在剪切屈服强度以内，对于芯轴/管材界面（使用MOS2润滑剂）采用0.1的摩擦系数，对于滚轮/管材接触（干摩擦）采用0.2到0.4的摩擦系数[104]。在热旋压过程中，根据加热源的不同，热边界条件的定义可能非常复杂。詹等人[31]讨论了常用的简化方法，并将其分为三类：第一类是假设外部加热并赋予初始均匀温度，忽略塑性应变、摩擦和热耗散产生的进一步热量；第二类考虑了一些热效应，如接触热流和对流及辐射散热；最后一类是将外部加热建模为体热流或表面热流，而不是均匀温度。还有一些研究结合了局部体热源或表面热源来模拟感应线圈、火焰喷射器或摩擦热[101,111]。还提出了基于间隙的热传导模型来考虑可变的接触条件[89,111]。Roy和Maijer[56]报告了一种分阶段的方法，其中预热、成形和冷却分别进行处理，使用隐式求解器进行热传递计算，使用显式求解器处理机械强度较高的旋压步骤。这种分离的方法可以降低计算成本并提高稳定性，但需要仔细映射子模型之间的温度场。然而，为了尽可能准确地模拟加热源，还需要进一步考虑，例如规定与主轴速度和进给速度同步的移动局部热输入，并使用基于物理的空间分布（例如高斯分布）；在滚轮-毛坯和毛坯-芯轴界面实现压力和温度依赖的热传导；以及实现主轴速度依赖的对流。6.3. 网格策略和数值技术金属旋压中的严重塑性变形、大旋转和薄壁几何形状经常会导致使用传统拉格朗日公式时元素变形过大。因此，广泛采用了自适应重新网格化或ALE（任意拉格朗日-欧拉）技术来保持网格质量[23,48,49]。例如，吴等人[23]在ABAQUS中使用了ALE自适应网格化技术，以避免变形的同时捕捉断裂变形部件的演变损伤。同样，Zoghi等人[50]表明，自适应网格化可以减轻网格变形，并将厚度预测的误差控制在5%以内。然而，ALE自适应网格化的计算成本比相应的拉格朗日方法更高。此外，在某些商业求解器（如ABAQUS/Explicit）中，通过域并行化获得的加速效果会消失[122]。关于哪种公式最适合还没有明确的结论，这一领域还需要更多的研究。另一方面，质量缩放是一种常用的技术，用于加速如ABAQUS/Explicit或LS-DYNA等显式代码中的模拟，其中时间增量与元素大小相关[56,61]。作者通常会进行敏感性测试，选择一个足够大的质量缩放因子以减少运行时间，同时又足够小以避免人为效应[63,101]。据报道，质量缩放因子可达到1000或50倍，通过将厚度或载荷结果与较慢的、“准静态”运行结果进行比较，验证了惯性影响的可忽略性[56,63]。然而，目前还没有关于进给速度、主轴速度和质量缩放关系对模拟模型准确性的影响的数据。6.4. 热机械耦合和热传递热机械耦合对于捕捉非均匀变形至关重要，尤其是在高温旋压过程中[56,95,111]。许多模型采用了动态温度-位移耦合，并结合了传导、对流和辐射边界条件。例如，詹等人[31]指出，忽略摩擦热或外部热源可能会导致与实验结果的显著偏差。为了解决这个问题，一些作者集成了用户子程序来计算摩擦热或塑性功产生的热量[56,101]，而另一些作者则根据接触压力和表面氧化条件在工具-工件界面指定了详细的热传递系数[111]。在多阶段过程中，有时通过将过程划分为子模型来处理温度演变：一个用于预热，一个用于旋压，另一个用于空气冷却[23,56]。这种方法对于捕捉微观结构变化、残余应力状态或损伤积累非常重要。詹等人[6]表明，控制毛坯和芯轴的温度（分别为750°C和400°C）可以最小化切向拉应力并降低开裂风险。耦合的热机械建模使工程师能够确定温度不均匀性最严重的关键区域，从而优化热输入或工具路径，以避免缺陷形成。6.5. 验证、确认和参数研究许多研究人员通过将模拟的厚度分布、滚轮力和最终几何形状与实验测量结果进行比较来验证他们的模型[73,101,113]。Roy和Maijer[56]在减薄率方面的误差为7.85%，而Mohebbi和Rahimi[101]将实验厚度轮廓和断裂点匹配到了几个百分点以内。经常进行参数研究，以探讨温度、摩擦系数、进给速度和滚轮几何形状对最终零件质量和成形载荷的影响。例如，Novella等人[114]进行了27因子全因子实验设计，系统地评估了旋转速度、进给速度和厚度减少对几何形状和工具力的影响，展示了有限元建模如何指导大规模优化。尽管取得了这些成功，但许多作者仍指出，在3D中模拟大型多道次过程的计算成本很高。Roy和Maijer[56]强调，工业尺寸的部件可能需要专门的硬件或定制代码，特别是在存在热机械耦合和自适应网格化时。对于多滚轮或多道次旋压，模型运行时间可能需要几天，这促使许多研究人员采用部分几何简化、对称假设或减少道次[88,111]。因此，目前的挑战在于在保持模拟准确性的同时，提高计算可行性，并改进热旋压的特定建模能力。6.6. 失效预测过去10年的一个新兴趋势是将损伤或韧性断裂准则纳入有限元模型中，以预测高应变区域的裂纹起始位置[23,101]。这些准则通常依赖于基于应变的或连续介质损伤力学公式。模拟结果表明，表面裂纹倾向于在剪切应变高或厚度减少较大的区域起始（图29）。近年来，基于速率的韧性损伤模型已成为捕捉热成形过程中温度、应变和应变率对断裂耦合效应的标准方法。例如，吴等人[23]开发了一个热损伤耦合的本构模型，其中考虑了应变率敏感性，并通过Zener-Hollomon参数引入了DRX软化效应，成功应用于预测热旋压测试中的断裂位置和临界减薄比。Gao等人[123]使用基于GTN的损伤模型对TA15钛合金管的热旋压进行了研究，发现随着进给速度的增加，空洞体积分数增加，因为更高的应变率降低了内表面的β相分数和DRX动力学，而该处的应力三轴性最高。同时，Wang等人[124]将Johnson-Cook损伤公式应用于TC4钛管旋压，发现损伤值与温度呈负相关，与进给速度和减薄比呈正相关。这些模型证实，仅基于应变和温度的损伤预测对于热旋压是不完整的，必须明确包括应变率才能获得可靠的预测结果。在层压或旋压结合过程中，有限元模拟可以检查界面应力分布以及摩擦条件或厚度减少对结合形成的影响[74,112]。界面处的剪切应变梯度可能导致局部变形，这对金属结合至关重要，因此数值上捕捉这些梯度对于设计旋压结合复合材料结构是基本的。另一个研究重点是模拟微观结构演变，特别是晶粒细化、DRX进展和晶体织构变化，使用的技术包括晶体塑性有限元建模（CPFEM）或结合元胞自动机（CA）代码的连续介质方法[76,125]。这些先进框架跟踪局部位错密度和晶界迁移，并将其与宏观-介观耦合环境中的大规模旋压参数相关联。尽管计算要求较高，但这些模型提供了关于工艺条件如何影响最终机械性能的更深入见解。6.7. 应用特定的模拟示例带有内部肋条的管材热旋压[63,126]或反向旋压过程[78,96]通常需要定制或专门的有限元设置。在这方面，夏等人[63]在肋条凹槽附近施加了严格的网格要求，以捕捉填充行为，而Debin等人[96]研究了滚轮进给、摩擦和离散边界条件对反向管材旋压成形效率的影响。还有研究关注颈部旋压[61]或圆锥形和球形壳体的剪切旋压[21,95]，其中几何形状或形状变化需要仔细的边界和接触定义。每个应用都强调了校准摩擦定律、指定准确的温度场以及采用合适的网格策略的重要性。流动成形通常使用带有ALE网格和质量缩放的显式代码进行模拟，以跟踪大的累积减少量[69,114]。主要目标是预测最终厚度分布、滚轮力和可能的不稳定现象，如起皱或局部屈曲。Xu等人[121]在他们的流动成形模型中整合了摩擦和热效应，展示了多个滚轮上的非均匀摩擦条件如何沿管材周长产生不同的应变分布。总体而言，各种专门的建模设置继续加深了对工艺特定挑战的理解。6.8. 其他挑战尽管有限元模拟已经取得了显著进展，但热旋压的建模仍然复杂且计算成本高。热机械耦合、摩擦接触和大的材料变形需要强大的求解器策略、复杂的网格和准确的边界条件输入[97,104]。许多研究仍然依赖于简化假设（例如等温过程、无摩擦工具和均匀温度分布），这可能会影响预测的准确性。实时温度监测、摩擦定律的实验验证以及先进的高性能计算（HPC）资源可能是未来进步的关键。此外，将宏观尺度旋压模型与微观尺度或介观尺度模拟相结合，无论是通过晶体塑性还是其他集成框架，都有助于预测最终几何形状以及微观结构和机械性能结果。这样的多尺度模型将允许调整旋压参数，以促进所需的晶粒尺寸、织构或产品质量。目前商业模拟软件包尚未包含专门为热旋压过程设计的微观结构演化模块。虽然存在通用的再结晶或晶粒生长模型，但它们在复杂热和变形历史条件下的适用性有限。将专门的微观结构模型开发或集成到标准有限元模拟环境中，可以显著提高预测准确性，为工艺优化提供更好的指导。另一个新兴的前沿是实时模型更新，其中现场传感器数据（例如温度、力或位置）动态细化模拟预测。这将实现进给速度或热输入的自适应控制，减少高价值或安全关键部件的试错程序。7. 热旋压过程中的微观结构演变通过控制加热功率、塑性应变和应变率可以预测变形过程中的微观结构演变。在室温下，旋压主要增加位错密度并延长晶粒长度；而在高温下，由于过程的局部变形和加热，会发生DRV和DRX，从而使晶粒在材料流动过程中更新和细化。最终的微观结构取决于材料以及温度、应变率和累积应变之间的平衡，它决定了最终零件的强度、硬度和韧性[22]。因此，本节重点讨论了这些机制在热旋压过程中的作用机制，特别关注动态再结晶（DRX）、晶粒尺寸和织构演变，并最终探讨了将材料特性、加热方式、工艺参数和缺陷等因素综合考虑的微观结构演变，以实现对热旋压零件所需性能的掌控。7.1 热旋压过程中的再结晶和晶粒细化动态再结晶（DRX）机制包括不连续动态再结晶（DDRX）和连续动态再结晶（CDRX）；这两种机制都会显著影响热辅助旋压过程中的微观结构结果。DDRX通常从晶界开始，形成类似项链状的再结晶晶粒结构，而CDRX则涉及亚晶粒旋转，最终转变为高角度晶界（HAGBs）[90]。DDRX与CDRX之间的平衡受材料堆垛错能（SFE）和Zener-Hollomon参数的控制。在低至中等SFE合金（如镍基超合金、奥氏体钢和铜）中，由于动态恢复缓慢，储存的能量足以驱动晶界迁移，因此DDRX占主导地位；而在高SFE金属（如铝合金、铁素体钢和钛合金的β相）中，强烈的恢复作用使得亚晶粒逐渐旋转成HAGBs[127,128]。高Z条件会促使DDRX发生，而低Z条件则有利于CDRX[127,128]。这两种机制会留下不同的微观结构特征：DDRX通常表现为双峰晶粒尺寸分布和弱化的织构，而CDRX则产生随应变变化的亚晶界错位、逐渐减少的LAGB/HAGB比例以及保留的变形织构[127,128]。热旋压通过特定的方式调整这种平衡：每次滚轮接触毛坯时施加一个短暂的高Z脉冲，滚轮移开后则形成低Z的准稳态热场，从而使特定体积内的材料经历振荡的Z历史，这可以在滚轮每次通过之间激活DDRX的形核过程，同时完成亚晶界旋转。因此，热旋压通常表现出复杂的DRX机制，这取决于旋压次数、应变率和每次旋压的塑性应变。例如，在AZ31粉末交错旋压过程中，孪晶诱导的DRX（TDRX）和DDRX在前两次旋压中占主导，而在第三次旋压中则由CDRX型动态恢复占据主导[91]。在Jing等人[90]的研究中，他们明确区分了Inconel 625合金中的这两种机制，将项链状结构归因于DDRX，而将伴随的LAGB向HAGB的转变归因于CDRX。其他旋压研究要么在体积分数层面讨论DRX[22,62,76]，要么报告与机制一致的特征，如钛合金中的α球化[28,54,55]和铝合金中的纤维状亚晶粒结构[110,129]，但未明确使用CDRX/DDRX的术语。对于Ti-6Al-4V温流成形，最近的EBSD证据证实α相和β相中同时发生了DRX[130]。另一方面，一些作者强调了初始晶粒尺寸和形态对热旋压过程中变形行为的重要影响。例如，Akkus和Kawahara[73]发现较细的初始晶粒尺寸显著提高了厚度均匀性，这对于稳定增量成形过程中的变形至关重要。Mohebbi和Akbardzadeh[74]的研究进一步解释了DRX的影响，观察到经过一个变形循环后晶粒尺寸从1.5 μm减小到四个循环后的150 nm，HAGBs的比例显著增加，表明结构迅速细化为等轴、均匀的纳米结构。这些细化的微观结构显著提高了变形稳定性和机械性能，显示了DRX在热旋压过程中的微观结构工程中的变革潜力。Neugebauer等人[131]也强调了DRX在细化晶粒方面的作用，他们证明尽管晶界扩散受限且金属间相形成极少，但晶粒细化显著改善了复合材料界面区域的机械结合。Roy和Maijer[56]指出，严重的变形可以诱导树枝状结构的致密化，减少次级枝晶臂间距并提高机械性能。因此，理解初始微观结构条件及其在特定旋压条件下的变化对于实现目标微观结构特性和提升最终产品质量至关重要。DRX与晶粒细化之间的关系通过多项研究得到了进一步验证。Long等人[22]观察到DRX主要在晶界处发生，指出完全再结晶和显著的晶粒细化与高减薄率直接相关。Lei等人[47]记录了径向和周向晶粒延伸的显著差异，这对预测不同加载条件下的材料性能至关重要。Xia等人[49]强调了在高变形条件下的显著晶粒延伸和细化，强调了平衡变形率和温度以避免缺陷形成的必要性。Xia等人[76]的研究确认镍基超合金的最佳DRX温度约为1100 °C，此时可实现完全再结晶和细小的晶粒尺寸（1.76 μm）。因此，DRX机制、晶粒细化及其与工艺条件的相互作用构成了控制热辅助旋压过程中微观结构演变和优化机械性能的基础。继续在这些领域进行研究对于改进制造工艺、提升材料性能以及将旋压技术应用于更苛刻的工业领域至关重要。7.2 工艺条件对热旋压过程中微观结构演变的影响工艺条件（如减薄率、应变梯度和滚轮配置）对旋压过程中的微观结构演变有深远影响。较高的减薄率通常促进更细小的晶粒和更均匀的再结晶，从而提升机械性能[60,76]。Radovi?等人[129]观察到在高减薄率下晶粒显著延伸和细化，显著影响机械响应。相反，过大的应变或不适宜的温度可能导致不均匀的晶粒结构、增加的缺陷敏感性和降低的机械完整性[49,54]。Murata等人[18]进一步解释说，超过275 °C的成形温度显著增强了镁合金中的DRX活性，从而减少了残余应力并改善了应变分布。然而，过度加热可能引发不希望的晶粒生长，降低强度和延展性[75]。Jin等人[132]发现多道次旋压增加了动态再结晶晶粒的体积分数，逐渐细化微观结构并提高机械性能，尤其是在通过精确的热控制和机械控制有效管理的情况下。工艺条件的影响还扩展到复合材料和多层材料的界面区域。Xu等人[121]证明，表面处理（如划痕刷洗）通过增加表面粗糙度和促进机械互锁显著改善了结合性能。同样，界面处的应变分布差异导致局部结合效应，影响多层组件的结构完整性和性能。因此，精心优化工艺参数对于实现理想的微观结构特性和机械完整性至关重要。除了包覆层和多层结构外，热旋压技术还扩展到了颗粒增强金属基复合材料。例如，Chen等人[133]报告称，在热旋压5 wt.% B4C/6061Al管材（厚度减少了约60%）后，其屈服强度和抗拉强度分别提高了约24%和41%，这归因于颗粒刺激的DRX形核和改善的B4C/基体界面结合。Wu等人[134]对15 vol.% SiCp/2009Al管材进行了多道次热旋压，减薄率达到70%，发现旋压变形使晶粒逐渐延伸成纤维状结构，并使SiC颗粒在基体中更均匀地分布，旋压后的固溶处理进一步提高了屈服强度和抗拉强度，分别达到347 MPa和496 MPa。最近，Huang等人[135]研究了SiCp/AZ91镁复合管材在400至440 °C热旋压温度范围内的工艺窗口。他们的结果表明，增强作用促进了应力从外层向内层的传递，减少了径向微观结构的异质性，并削弱了单体基体典型的基面织构。值得注意的是，这些研究表明，与单体合金相比，该工艺窗口更窄，在单体合金中，由于基体和增强体之间的塑性流动不足或局部燃烧和界面降解，容易产生裂纹。7.3 微观结构模拟模拟技术在预测和优化热辅助旋压过程中的微观结构演变方面变得越来越重要。元胞自动机（CA）和晶体塑性有限元方法（CPFEMs）被广泛用于此类预测。Long等人[22]使用二维CA模型对Haynes 230合金进行了验证，实验观察的最大相对误差低于6%。这种准确性突显了CA模型有效模拟DRX现象及相应微观结构变化的能力（见图30）。图30. 在热功率旋压过程中对Haynes 230合金的二维元胞自动机DRX模型进行验证。(a–c) 1100、1150和1200 °C下的CA预测晶粒图；(d,e) 相应的金相显微照片。经[22]许可复制。最近的发展将CPFEM和代表性体积元素（RVE）模型与CA模拟相结合，提高了预测精度，并提供了关于微观结构演变和机械响应的详细见解[46]。这些集成方法利用实验数据（如EBSD中的晶粒取向），显著改进了DRX和晶粒织构演变的预测。Yuan等人[125]成功应用了结合粘塑性自洽（VPSC）模型和有限元分析（FEA），准确预测了镁合金在旋压过程中的织构演变和各向异性。这些先进的模拟工具对于提升预测能力、减少实验次数和实现目标微观结构特性至关重要。结合人工智能和机器学习算法的先进模拟方法正成为微观结构预测和实时控制的强大工具。Long等人[126]展示了经过人工神经网络（ANN）改进的CA模型的有效性，通过适应可变材料参数实现了更高的预测精度。这些复杂的模拟工具降低了实验成本，并加速了优化工艺策略的开发，使制造商能够针对特定性能要求精确调整微观结构属性。全面理解和准确预测微观结构演变对于推进热辅助旋压技术至关重要。未来的趋势可能是将机器学习算法与现有模拟框架相结合，进一步提高预测精度。这样的进步可以实现制造过程中的实时微观结构控制，显著提高金属旋压过程的效率和可靠性。持续研究微观结构机制及其建模对于支持创新和保持高性能合金制造的竞争力至关重要。通过关注这些领域，下一个十年的工作可以充分发挥热旋压作为微观结构工程过程的潜力。8. 结论与未来展望本综述重点介绍了过去十五年中热辅助金属旋压领域的最重要进展，同时回顾了早期的开创性工作，为理解近期进展提供了历史、机械和分类框架。随后讨论并强调了最相关的研究，展示了如何通过有意识地利用热量大幅改善旋压结果，并指出热旋压仍具有巨大的探索潜力。因此，可以得出以下关键结论：在旋压过程中提高温度显著提高了材料的可成形性，并减少了多种合金的成形力。通过在高温条件下进行旋压，像高强度钢、铝、钛和镁合金这样的材料可以在不产生裂纹的情况下承受更大的变形。然而，这项技术的全部潜力取决于对旋压过程中发生的热机械相互作用的深入理解。未来的研究应系统探索加热策略、工艺参数与各种高性能合金可实现变形极限之间的关系。温度仍然是热旋压的主要因素，加热方法的价值在于其能否在移动的变形区内创建稳定、均匀的热场。目前需要更多工作来研究其在实际应用中的有效性。优先方向应包括控制整个热场，而不仅仅是单一设定点；需要可靠的旋转部件原位温度测量，并具有发射率校正功能；以及能够随着应变率和接触条件的变化而调整目标温度的自适应控制。比较性基准测试应使用统一的指标（如均匀性、能量使用、尺寸精度和微观结构）来评估相同几何形状和合金上的加热策略。用于控制的模型需要将流动应力与恢复和再结晶动力学结合起来，以便温度控制目标与晶粒尺寸和织构相关联，而不仅仅是温度数值。最终，混合加热应被视为一个系统设计问题，需要协调热源布局、心轴冷却、刀具路径和传感技术，并在生产规模上进行验证，以证明其成本效益、稳定性和重复性。热旋压过程中的工艺参数仍需仔细优化，因为加热并不能完全消除常见的旋压缺陷。研究表明，无论在低温还是高温下都可能发生起皱现象。文献中普遍指出，存在一个最佳的中间进给速率（通常约为0.5毫米/转），该速率可以最小化热旋压过程中的起皱；进给速率过慢会导致局部区域过热，而进给速率过快则会产生较大的压缩应变，从而导致法兰变形。热旋压中的裂纹通常与两种情况有关：一种是材料塑性不足导致断裂；另一种是过热导致表面缺陷，如剥落或凸起。保持工件处于适合其材料的温度范围内至关重要——既不能太冷以至于材料变脆，也不能太热以至于晶粒粗化或过度软化。此外，多道次加工会产生循环加热效应；适当的中间退火或每道次之间的缓慢冷却可以缓解残余应力，但必须加以控制以避免几何变形。多项研究的共识是，每道次适度减薄（10-20%）并在多次加工后能够获得最佳效果，这种处理方式平衡了再结晶和加工硬化过程，从而避免了缺陷的产生。

热旋压过程中的微观结构演变通常会提升材料性能，但这仅在特定的加工条件下成立。几乎所有研究都表明，与冷旋压或基材相比，热旋压金属的晶粒结构更为细小。再结晶（DRX）常见于铝、镁和钢等合金的变形区域，通常会使晶粒尺寸减小一个数量级。这种晶粒细化不仅提高了材料的强度，还使得硬度分布更加均匀，为热旋压技术带来了明显优势。然而，如果材料仅部分再结晶后进行后续热处理，也可能导致异常的晶粒生长。因此，对整个热机械循环过程的精确控制对于获得所需的微观结构至关重要。通过适当的热辅助旋压工艺，可以显著改善材料性能，从而实现难以加工合金的高性能部件制造。这种精确调控微观结构的能力将传统上的成型限制转变为热旋压工艺的显著优势。

先进的建模和控制技术正成为指导热旋压工艺发展的不可或缺的工具。历史上，工艺优化主要依靠试错实验，但现在有限元模拟能够准确预测厚度分布、应力状态和温度梯度等参数。目前已有从基础的热机械FE分析到包含再结晶现象的复杂损伤耦合模型等多种建模方法，这些模型还需要进一步改进以更好地适应旋压条件。此外，机器学习与数据驱动技术结合传统物理模型的趋势正在兴起。然而，要开发出能够基于工艺参数预测复杂结果（如主轴扭矩、成形力或缺陷形成概率）的准确机器学习模型，仍需付出大量努力。这类数据驱动模型可以实时运行，为工艺控制提供即时反馈。尽管这些方法仍在发展中，但它们预示着未来旋压机将能够根据传感器反馈动态调整参数，实现智能化的自校正过程。集成高分辨率热传感器、复杂的反馈算法和AI驱动的控制器，为热旋压技术的未来发展带来了重大机遇。

热辅助金属旋压技术已证明其能够生产出高质量、薄壁的合金部件，这些部件在室温下原本容易开裂或起皱。它结合了热机械加工的优势，实现了优异的材料性能和精度。然而，正如本综述所展示的那样，成功应用该技术需要深入理解加热技术、材料响应和工艺参数。未来的工作应重点将这些认识整合到综合工艺控制系统中。通过将原位监测（如热成像和力传感器）与预测模型及控制系统相结合，制造商可以充分利用热辅助旋压的优势，同时最大限度地减少其挑战。研究还应继续探索适用于热旋压的新材料体系以及经济高效的加热方法。未来几年，热辅助旋压技术有望在更多生产领域得到应用，尤其是在航空航天、汽车和能源等行业，这些领域对轻质高强度部件的需求不断增长。随着工艺控制的改进和冶金学理解的深入，热旋压技术将进一步巩固其作为下一代制造中多功能、高性能成型技术的地位。