復雜高筋薄壁構件旋壓-增材復合制造技術發展與展望

林忠欽，于忠奇，戴冬華，樊曉光，余圣甫，顧冬冬，李淑慧，史玉升

1．上海交通大學 上海市復雜薄板結構數字化制造重點實驗室，上海 200240

2．南京航空航天大學 江蘇省高性能金屬構件激光增材制造工程實驗室，南京 210016

3．西北工業大學 材料科學與工程學院，西安 710072

4．華中科技大學 材料成形與模具技術國家重點實驗室，武漢 430074

隨著航天裝備性能指標要求的不斷提升，高速飛行器、運載火箭和空間站等航天重大裝備常采用加強筋筒段結構，以提高力學性能和輕量化系數［1-2］。加強筋筒段是一類典型的復雜薄壁結構，通常具有筋高腹薄特征，幾何形狀復雜，對制造精度、力學性能和結構重量要求苛刻，是一類難加工產品［3］。受現有制造技術的限制，復雜結構加強筋筒段目前多采用拼焊分體制造、鑄造成型或機械加工方式［4］，造成加強筋筒段拼焊制造偏差大、力學性能低、結構冗重多、機加周期長、構件可靠性差等問題。為滿足下一代航天飛行器的需求，腹板和加強筋的整體成形已成為這類高性能帶筋薄壁筒段制造的必然發展趨勢。

目前，實現加強筋筒段結構高性能整體成形制造的技術主要有兩類：精確整體塑性成形和增材制造技術。塑性成形構件力學性能好、生產效率高、適合大批量生產，但是柔性低，構件形狀復雜度受限，單一的板材或體積塑性成形方法均無法實現高筋薄壁筒段的整體外形和內部高筋或鏤空結構（如局部儀器安裝基座凸臺結構、空間點陣結構）的一體化成形；增材制造能夠實現自由形狀結構和多材料定制化產品的制造，力學性能優良［5］，但是其批量化生產效率低、成本高，通常適用于單件小批量制造。綜上述，提出復雜高筋薄壁構件等材-增材復合成形的新思路，因兼具等材制造高效率及增材制造柔性化成形優勢［6-9］，目前已成為高性能復雜結構薄壁件制造的一種發展趨勢，它在航空航天、國防裝備等輕量化整體構件高性能制造上具有重要的應用前景。

1 高筋薄壁筒段等材-增材復合制造工藝路線及挑戰

等材-增材復合成形過程中，在等材成形筒段上增材制造，筒段經歷復合成形界面冶金反應與周期性劇烈熱循環作用，將部分熔化旋壓成形結構。為了避免增材制造的強熱/力場作用使得薄壁筒段發生劇烈溫升、燒損、過量變形或金屬晶粒異常長大，在筒壁內/外側成形出帶有一定高度的內/外筋是高筋筒段復合制造的必要條件。

近些年，多種近凈成形方法被應用在加強筋筒段整體制造上［3，10-14］，成為未來替代傳統制造模式的潛在工程技術。對于帶筋筒段整體成形，主要有擠壓、軋制和旋壓等加工方法。由于旋壓具有載荷小、工藝柔性高的優點，適合大直徑薄壁筒段整體成形［4］。流動旋壓是一種高精度、高性能薄壁筒段成形工藝方法，能夠實現帶單一縱向/橫向內筋筒形件的整體成形。然而，流動旋壓無法實現帶復雜局部特征（如儀器艙盒結構等）筒段的整體成形，需要引入增材制造完成復雜局部特征的加工。

經過多年快速發展，金屬增材制造的主要技術有：激光選區熔化技術（亦稱激光粉末床熔融技術）、電子束選區熔化技術、激光熔化沉積技術（亦稱激光直接能量沉積技術）、電弧熔絲增材技術等。激光選區熔化技術制造精度高，可用于中小型精密復雜結構金屬構件制造；與激光選區熔化技術相比，電子束選區熔化技術可加工對氧等元素極端敏感的難熔金屬。激光熔化沉積技術沉積效率高，可用于大型金屬構件制造，且成形柔性高，可成形梯度構件；電弧熔絲增材技術效率高、材料利用率高，用于大型金屬構件高效制造。后兩者具有高柔性、高工藝靈活度等優點，在等材-增材復合工藝等領域亦具有很強的適用性。

為此，提出旋壓+增材制造的復合成形工藝，其技術思路如圖1 所示，首先利用流動旋壓保證構件薄壁外形和矮筋生長，使其滿足整體形狀精度及后續增材制造所需界面微觀組織的要求；然后利用激光熔化沉積增材制造（或電弧熔絲增材制造）在旋壓構件內/外側生長出高筋或局部凸臺結構，實現高筋薄腹鋁合金筒段的高性能高精度整體制造。

帶筋筒段流動旋壓屬于一種板材體積成形，旋壓筋條高度越高，越有利于復合制造筒體的外形精度保持和組織調控。由于旋壓成形過程中材料在局部強加載下產生明顯的不均勻變形，變形筒坯經常發生斷裂、內筋填不滿等現象，導致加強筋成形高度受限，對交叉筋筒段尤為突出。旋制出滿足增材工藝要求的內筋筒段是旋壓-增材復合制造的前提，也是旋壓階段的難題。

同時，基材與增材之間的界面顯微組織配合直接影響復合制造構件界面結合性能。旋壓變形組織與增材快速凝固枝晶或等軸晶在組織形狀與晶體取向方面存在不相容性，對于異種材料復合制造，還存在熱膨脹系數、熱導率等熱物性差異。從增材制造角度，內腔激光加工散熱條件差，易導致沉積筋條內部孔隙、裂紋等冶金缺陷的形成，也影響界面材料連續性。因此，面臨著復合制造條件下成形界面微觀組織調控問題。另外，激光增材制造高度非平衡冶金熱力學及動力學行為，導致增材制造結構的內應力來源極為復雜，多類型應力相互耦合，極易在激光成形加強筋中形成復雜的殘余內應力，嚴重時產生變形和開裂，影響構件最終成形精度。

綜上所述，通過流動旋壓和增材制造這種等材-增材復合成形新工藝實現復雜航天薄壁構件的整體制造，除了需兼顧筋高和筒段外形的高精度要求以外，還需滿足增材制造界面的微觀結構與性能要求，因此需要精確調控流動旋壓和增材制造過程中材料組織演化與結構變形的交互作用，以實現構件高性能目標。存在的具體問題包括：如何精確調控流動旋壓過程中筋部材料均勻流動以提高筋的成形高度？如何通過多能場調控獲得適合于增材制造的微觀組織？如何精確調控高能激光-金屬粉末-薄壁基體的熱交互作用以減小薄壁構件的整體變形？

針對上述復合制造難題，本文回顧和分析了國內外學者在內筋薄壁筒段整體旋壓成形、高筋薄壁構件等材-增材復合制造方面的理論與技術研究進展，同時系統地介紹了復雜薄壁筒段旋壓-增材復合制造技術最新研究工作，并進行了展望。

2 高筋薄壁筒段旋壓-增材復合制造技術現狀

2. 1 內筋筒段旋壓技術

文獻統計顯示，2002 年縱向內筋筒段最先通過多道次滾珠旋壓技術被成功試制［15］，后期在花鍵產品上得到技術應用驗證［16-17］。2014 年美國國家航空航天局又旋制出帶縱向內筋的探空火箭驗證件，并于2017 年聯合洛·馬公司、歐洲航天局成形出直徑?3 m（10 英尺）縱向內筋鋁合金筒段［18］，用于運載火箭箭體結構件整體制造。據測算，與傳統拼焊結構相比，采用整體成形技術能夠降低50%以上的制造成本，同時減少約10%的結構重量［10］。最近，縱向內筋筒段旋壓技術已經擴展到鎂合金等難變形材料［19］。除了縱筋筒段以外，帶內/外橫筋筒段由于其自身優勢也已在工程上廣泛使用［20-22］，但對于橫向內筋曲母線構件的流動旋壓是具有挑戰性的。2011 年楊合等［23］采用復合旋壓方法試制出橫向內筋錐段殼體，2018 年Luo 等［24］提出一種對輪剪旋與縮徑旋壓相結合的復合旋壓工藝用于中等規格橫向內筋曲母線構件的試制。另外，可動芯棒流動旋壓也被用于內部具有不同特征環向輪廓的薄壁筒段成形，包括凸筋、凹槽、凸臺等［25］。交叉筋筒段旋壓技術出現比較晚，2012 年Xu 等［26］采用流動旋壓試制出橫縱筋鋁合金筒段。2021 年Lyu等［27］采用流動旋壓完成了螺旋筋鋁合金筒段加工。相比于縱向內筋筒段，旋壓出更大筋高的交叉筋筒段仍需要進一步技術探索。統計近20 年文獻，按時間軸列舉出一些內筋筒段實驗件，如圖2 所示。綜上述，帶稀疏筋鋁合金薄壁構件旋壓主要方法有：用于加工縱向筋筒段的滾珠旋壓［15，28］、縱向筋和交叉筋筒段的流動旋壓［16，19，26-27］、橫向筋筒段流動旋壓［20-21］和錐段旋壓［22-24］等工藝方法。

圖2 文獻中旋壓內筋薄壁構件Fig. 2 Thin-walled components with inner ribs formed by spinning in references

2.1.1 內筋筒段旋壓變形機制

內筋筒段旋壓成形原理研究不僅需要深入理解旋壓變形機制，也要探明構件的可旋性和組織性能，制造出滿足形性要求的構件。

內筋筒段旋壓技術起源于光壁筒形件流動旋壓，在成形機理具有相通性。Shan 等［29］指出：鈦合金筒形件流動旋壓過程中沿厚度方向的塑性變形、微觀組織和織構分布非常不均勻，在大的厚度減薄率下這種非均勻性尤其突出，并且筒坯內外表面的變形狀態也不相同。經過旋壓成形后的筒坯沿軸向具有明顯的晶粒優先取向和晶粒細化特征，相對于周向，軸向具有更高的強度。Mohebbi 和Akbarzadeh［30］通過數值仿真發現：沿旋制筒坯軸向和周向均存在明顯的剪切應變，材料在旋輪加載卸載過程中應變方向發生交替改變。軸向上，旋輪前方材料堆積產生徑向拉應變，隨后進入旋輪下方受壓產生反向壓應變；周向上，材料進入旋輪下方時產生的剪應變使其繞筒坯軸線扭轉，而材料離開旋輪時則發生反向剪切應變。

在筒體流動旋壓過程中，材料變形主要集中發生在旋輪/管材接觸區域，這一區域的材料變形對于理解旋壓過程及失效機理至關重要。Gur和Tirosh［31］認為：筒形件旋壓成形是軋制和擠壓兩者的結合，具體哪一種方式占主導主要取決于旋輪幾何參數，不同幾何輪廓將產生不同的接觸區形狀，進而影響旋壓變形和失效機理。當旋輪作用區周向尺寸大于軸向時，材料沿軸向流動變形起主導作用，類似于平面應變擠壓成形，此時旋輪前方材料易于沿軸向發生堆積，可能引起外表面材料隆起或材料抬高離開芯模產生波紋，這種堆積進一步加劇會引起折疊現象。在材料沿軸向堆積的最后階段筒坯自由末端可能產生擴徑現象。另一方面，當旋輪作用區沿軸向尺寸比周向更大時，旋輪經過后材料沿周向流動變形占主導，類似于管材環軋產生擴徑/縮徑，從而增加旋壓筒體的橢圓度。

在內筋筒段材料流動規律方面，基于縱向內筋筒段滾珠反向旋壓成形工藝［15］，Jiang 等［32］分析了縱向內筋筒段旋壓應變分布特征，無筋區在徑向承受壓應變，在軸向和周向承受拉應變，這有助于金屬流入筋槽；內筋區在周向承受壓應變，在徑向和軸向承受拉應變，導致金屬在滾珠前產生堆積趨勢。許春停等［33］探明了滾珠反旋工藝中出現的橢圓形端口、表面鱗狀剝離等缺陷形成機制。另外，Xu 等［26］指出縱橫內筋筒段旋壓時存在擴徑現象，成形件圓度誤差從底部向口部呈現出逐漸增大的趨勢。

除了上述缺陷以外，筒體旋壓成形過程中也易于發生筒壁斷裂缺陷，或者沿厚度方向的非均勻塑性變形引起內表面裂紋，這種斷裂失效在厚度減薄率過大時尤為突出。受交叉筋的幾何限制，旋制交叉筋筒段多為大壓下量一道次成形，這更易產生坯料斷裂、筋條填充不均勻和不飽滿等質量缺陷［3］。因此，亟需開展薄壁筒形件可旋性評價研究，準確判斷帶筋筒段旋壓過程中的斷裂部位和發生時刻，以便改進薄壁筒段結構設計和優化旋壓工藝。

對于帶筋筒段，按照內筋結構走向可分為縱向筋、橫向筋、螺旋筋和交叉筋等。按照內筋的寬度和高度比值的級別，又可分為單一筋筒段和多級筋筒段。筋條走向和多級筋形式影響著旋壓筋槽材料填充。Lyu 等［27，34］探明了螺旋內筋填充兩種非對稱變形行為：螺旋筋分布與材料局部流動的交互作用導致成形早期內筋形狀非對稱，旋輪作用力的周期性減小導致后期內筋形狀非對稱；內筋走向對材料轉移的阻力不同，導致不同旋向的內筋填充高度有差異。夏琴香等［35］揭示出縱筋形狀和數量等參數對材料流變特性的影響，并進行了鎂合金縱筋筒段旋壓實驗驗證。

2.1.2 內筋筒段旋壓成形性評價

內筋筒段流動旋壓是典型的板材體積成形，斷裂現象是一種主要的成形缺陷形式。通常，將單道次旋壓條件下不發生斷裂所能獲得的最大厚度減薄率作為筒形件可旋性評價指標，并且這一指標與單向拉伸試驗獲得的最大斷面收縮率具有對等關系。然而，這一指標無法適用于復雜形狀筒段旋壓成形斷裂的評估。近年來，基于斷裂模型的旋壓成形斷裂預測研究受到越來越多的學者關注［36-43］。在探索現有模型對旋壓成形斷裂預測適用性的過程中發現：計及負應力三軸度和坯料各向異性是旋壓成形斷裂精確預測的必要條件。通過對低應力三軸度邊界的擴展，現有模型準確地預報了傳統強力旋壓成形斷裂問題［37-41］。可見，斷裂準則正確的選擇是決定流動旋壓成形性預測精度的一個重要方面。內筋筒段流動旋壓主要特征包括剪切-拉伸應力狀態和材料各向異性等。這些方向也是韌性斷裂準則建模研究的熱點問題。

文獻［44］列舉了常用韌性斷裂模型，可分為非耦合型和耦合型模型。隨著對金屬成形斷裂行為的深入研究，Bao 和Wierzbicki［45］指出：只含有應力三軸度的斷裂模型無法準確預測金屬在較寬應力狀態下的斷裂行為，原因是斷裂模型中忽視了剪應力或羅德角對斷裂的影響。因此，將Mohr-Coulomb 準則從主應力空間轉換到等效塑性應變、應力三軸度、羅德角參數空間中，Bai 和Wierzbicki［46］創建了Modified Mohr-Coulomb（MMC）模型。隨后，針對不同研究成形工況條件，其他學者也相繼提出改進型非耦合模型［47-49］，實現了斷裂行為的準確預報。廣泛應用的耦合型GTN（Gurson-Tvergaard-Needleman）模型也被引入低應力三軸度下剪切變形損傷機制，例如Hahshon 和Hutchinson［50］、Xue［51］以及Nielsen 和Tvergaard［52］等學者先期從事GTN 模型改進工作，使其適用于低應力三軸度條件下金屬成形斷裂預測。隨著微觀觀測技術的發展，通過微觀觀測得到剪切孔洞和拉伸孔洞相異的擴展機理以及第二相粒子的影響，對GTN 模型提出了進一步改進［53-54］。

通常，金屬板材呈現各向異性力學性能，進而影響成形斷裂預測精度。早期，Chow 和Wang［55］將Lemaitre 模型中標量形式的損傷變量替換成具有各向異性的損傷張量；Benzerga 等［56］將GTN 模型中Mises 應力替換成Hill’48 應力，建立了各向異性的Gurson 模型。同樣，非耦合斷裂模型可以轉換為預測各向異性斷裂現象的模型，方法可分為兩類：一類是對等效塑性應變進行各向異性轉換，如Beese 等［57］和Dong 等［58］分別采用Hill′48 等效塑性應變；Luo 和Yoon［59］對塑性應變增量張量進行線性變換。另一類是采用應力空間線性變換，Li 等［60］提出了基于應力不變量的板材各向異性斷裂準則，并通過非關聯本構模型［61-62］，實現各向異性斷裂行為精確描述。

在韌性斷裂準則應用前，需要針對使用材料和加工條件進行待定參數標定。斷裂標定試樣需滿足模型所需的應力狀態或者材料方向。標定試驗越接近于應用工況條件，預測精度將會越高。近年來，為了準確標定斷裂模型，標定試樣創新設計得到了廣泛的關注。Wierzbick 等［63］總結歸納了系列標定試驗方法（圖3（a）），包含從拉伸、剪切到壓縮的斷裂行為特征。同時，為了可以實現多種應力狀態組合條件下斷裂應變測試，開發出一種蝴蝶型試樣［64］（圖3（b）），得到廣泛應用。

圖3 斷裂模型參數標定經典試樣Fig. 3 Classic samples for fracture criteria calibration

除了選擇合適的一組標定試樣外，另一個參數標定難點是如何準確獲得斷裂應變。隨著數字圖像相關測量技術的廣泛應用，可以準確直接地從標定試驗獲得斷裂應變，擺脫了傳統實驗測量和有限元反求等方法的局限性，為待定參數高保真標定提供了先進技術手段。然而，現有數字圖像相關測量技術的顆粒散斑主要適用于大面積變形區，如單向拉伸試樣，而對于較小變形區的斷裂應變測量，存在精度不高現象。

2.1.3 鋁合金旋壓組織演變與預測

強力旋壓成形時，材料尤其構件外表面產生劇烈的變形，為此室溫旋壓加工可引起材料晶粒細化現象，這強化了構件性能。通常，室溫旋壓主要以晶粒變形引起晶粒細化的機制為主。Zhan 等［65］在鋁合金剪切旋壓試驗中發現：材料主要通過產生變形帶的方式細化晶粒，且厚向晶粒細化存在明顯的不均勻性。Molladavoudi 和Djavanroodi［66］也報道：室溫強力旋壓時，隨壁厚減薄率的增大，7075 鋁合金組織由等軸晶粒逐漸轉變為纖維狀晶粒，晶粒被明顯細化。熱旋壓成形中，由于熱激活能增加使材料在變形中發生再結晶、晶粒長大等微觀組織演變行為。Homber等［67］研究結果顯示：在摩擦旋壓中，塑性變形區鋁合金晶粒出現顯著細化，晶粒尺寸降低約一個數量級，構件硬度也顯著提高。Hu 等［68］利用攪拌摩擦焊鋁合金筒坯開展多道次熱流動旋壓，旋壓試驗發現：基體和焊縫區的晶粒均得到顯著細化，熱處理強化后筒坯表現出優異的力學性能。

實驗手段可以快速清晰地獲得形狀規則構件的旋壓組織演變規律。然而，對于內筋筒段熱旋壓過程，復雜幾何結構和非均勻變形溫度場都增加了材料組織演變研究的難度，無法僅憑試驗獲得清晰的組織演化規律。為此，采用宏微耦合多尺度仿真技術，對強力旋壓過程宏觀流變和微觀組織演變進行耦合仿真建模，是目前旋壓組織預測和形性協同調控的一個重要研究方向。

探明熱變形過程中鋁合金再結晶機制，建立可靠的數學模型，是實現旋壓過程宏微耦合數值仿真建模的一個重要基礎性工作。按新晶粒的產生方式，熱加工中金屬動態再結晶機制主要分為不連續動態再結晶（Discontinuous Dynamic Recrystallization， DDRX）、連續動態再結晶（Continuous Dynamic Recrystallization， CDRX）和幾何動態再結晶（Geometric Dynamic Recrystallization， GDRX ）［69］。通過晶界弓出形核和晶界遷移長大形成再結晶晶粒的方式被稱為DDRX，常發生在低層錯能材料中；通過晶粒破碎和亞晶粒轉動形成大角度晶界產生新晶粒，且無明顯的形核長大過程的方式稱為CDRX［70-71］。由晶粒的幾何變形產生新晶粒的方式稱為GDRX，常發生在純金屬、具有溶質阻力以及包含第二相粒子的合金中［69］。純鋁和鋁鎂合金熱變形中DDRX 現象較早地被發現［72-73］。Dougherty 等［74］通過原位透射電子顯微鏡觀測發現：鋁鎂合金CDRX 機制是亞晶粒轉動引起的；而Mazurina 等［75-76］指出：熱等徑角擠壓鋁銅合金的超細晶粒是由變形帶誘導的晶粒破碎機制。最近，Zhang 等［77］報道：在高溫大變形過程中，鋁鋰合金變形晶界附近出現了GDRX 晶粒。包括上述工作在內的組織演變實驗成果為再結晶數學建模提供了重要的依據。

目前，塑性成形再結晶組織預測建模方法主要有以下幾種：經驗公式型、基于物理機制的內變量型、神經網絡型、元胞自動機型和晶體塑性方法等等。內變量模型考慮了更多變形組織和工藝參數之間的復雜協調關系，模型的物理意義明確，將內變量型本構模型與有限元技術相結合，可以實現復雜變形條件下全局微觀組織的預測，既能獲得微觀組織的演變規律，又可兼顧計算效率［78］。基于內變量型本構模型的塑性變形組織演變行為研究，得到眾多學者的青睞［79-83］，圖4 是基于內變量模型的鈦合金筒形件旋壓組織預測［83］。在熱旋壓組織預測方面，研究工作還比較少。盡管鋁合金變形組織演變模型很多，然而，旋壓成形溫度條件和應力狀態等工況與傳統熱鍛有著明顯差異，需要有針對性地建立合適的內變量型本構模型，實現旋壓變形組織的精確預報與形性協同工藝調控。此外，內筋筒段具有明顯的多向變形特征，材料織構對熱旋壓鋁合金再結晶組織演變行為的影響也有待明確。

圖4 鈦合金強力旋壓組織預測［83］Fig. 4 Microstructure prediction in titanium alloy spinning［83］

因具有良好的承載性能，交叉筋薄壁結構是航空航天領域的重要殼體類構件。然而，與單一方向內筋筒段旋壓成形技術相比，交叉筋筒段研究最近才開展起來。深入理解交叉筋筒段旋壓變形機制、探索形性調控技術、明確成形工藝能力以及相適應的輕量化筋條結構形式，是后續技術發展需要重點關注的方向。

2. 2 等材-增材復合制造技術

通常，增材制造支撐基板與成形構件是切割分離的，然而，復合制造基材在增材制造后將成為構（零）件重要部分而保留下來［9］。后續增材制造階段，涉及增材加工與基材界面的冶金反應以及基體所受到的周期性劇烈熱循環作用。為此，復合成形界面結合性能和構件熱變形是備受關注的兩個話題。

2.2.1 復合制造界面組織性能

增材制造循環熱作用與隨沉積高度變化的熱行為導致了界面冶金缺陷和不均勻微觀組織形成，影響著構件力學性能［84-85］。針對鍛造-增材制造工況特征，馬健凱等［86］利用激光熔化沉積技術研究了鍛造-增材復合制造結合性能，結果顯示：熱源影響下的Ti6Al4V 界面處形成非均勻組織，從鍛造基體依次為基體的雙態組織—等軸和層片混合形態α 相組織—增材區的層片α 相魏氏組織，如圖5 所示。Cui 等［87］數值仿真發現：復合制造界面至增材制造區域，鈦合金凝固和相轉變與熱歷史相關；通過優化增材工藝參數可獲得高抗拉強度的結合區組織。Bambach 等［88］利用電弧熔絲增材制造在鍛造Ti6Al4V 基體上進行復合制造，結果表明：增材沉積的Ti6Al4V 微觀結構為外延生長且貫穿沉積層的β 柱狀晶，通過工藝策略優化可獲得良好的界面結合性能。Merklein 等［89］運用激光粉末床熔融工藝在316L 薄鋼板坯料上生長出預制齒形，隨后采用體積成形從復合制造板坯上壓制出外輪齒零件，解決了現有輾擺方法難以加工出帶高齒形的預制板坯的問題，同時指出：激光增材后板坯融合區的金相組織呈梯度分布，增材部分、融合區以及熱影響區的硬度均高于基材。

圖5 復合制造Ti6Al4V 合金顯微組織［86］Fig. 5 Microstructure of Ti6Al4V alloy in hybrid manufacturing［86］

此外，鑄造-增材復合制造也被學者們關注。Yu 等［90］采用激光熔化沉積對缺陷鑄件FC300 進行了修復，結果表明：使用AISI-P21 粉末修復的構件在復合制造界面上微裂紋較少，與傳統焊接方法相比，構件抗拉強度顯著提高。Ghoncheh等［91］在AA2618 鑄態基材頂部通過激光熔化沉積AlSi10Mg 材料實現了復合制造，結果表明：鋁合金AlSi10Mg/2618 界面顯示出良好結合性能。

表1 列出了部分學者報道的等材-增材復合制造力學性能［88，92-97］。從表1 中看出，無論哪種增材制造工藝，基于鍛造基材的復合制造界面抗拉強度基本上均高于基體的，但塑性指標被降低，以至于材料斷裂大多數發生在增材一側。目前，復合制造組織性能研究還是以高性能鈦合金材料為主，而關于鋁合金復合制造界面結合性能研究少有文獻報道。

表1 等材增材復合制造力學性能Table 1 Mechanical properties of hybrid manufacturing

2.2.2 復合制造殘余應力演變與控制

由于增材制造高能束輻照熱量積聚、復雜相變、熔池底部約束、快熱快冷交替及其交互耦合作用，等材-增材界面殘余應力演變更為復雜，對力學性能產生顯著影響［98］。Ma 等［99］提出激光增材制造介觀有限元方法研究了TiC-TiAl 復合材料界面應力演化行為，如圖6 所示，結果表明：隨著激光束靠近與遠離TiC 顆粒，顆粒兩側界面經歷了由壓應力向拉應力轉變，但TiC 顆粒頂部邊緣總呈現拉應力。激光增材制造工藝掃描路徑影響成形件熱作用行為，進而決定構件殘余應力與變形。針對316L 不銹鋼粉末激光熔覆研究，吳俁等［100］報道：與單向掃描路徑相比，往復掃描路徑產生較大的熱累積，進而沉積層殘余應力更大；構件拉應力位于沉積層及沉積層相鄰基體處，而壓應力位于基體界面處，且拉壓應力分布位置呈相對垂直關系。在激光-冷金屬過渡復合增材制造的殘余應力研究中，Li 等［101］指出：與單向路徑相比，運用往復路徑可以使等效應力分布更為對稱。Tebaay 等［102］探索了激光定向能量沉積路徑對薄壁成形件變形行為的影響規律，得出：薄壁件變形歸因于冷成形和激光沉積過程殘余應力疊加效應，并獲得工藝路徑與成形件變形的相互關系。

圖6 增材制造殘余應力數值仿真［99］Fig. 6 Residual stress simulation in additive manufacturing［99］

此外，Liu 等［103］基于鍛造成形和增材制造復合工藝，研究了鍛造基體結構（凹槽、平臺和凸臺）對激光熔融成形溫度場及應力場的影響規律，鍛造基體結構對熔池溫度峰值及熱影響區無明顯差異，而帶凹槽構件具有較大的殘余應力。工藝掃描路徑和基體結構影響著成形中構件殘余應力場分布，對弱剛性構件將產生明顯的變形，造成尺寸超差。在薄壁成形件上開展增材加工，殘余應力管控是一個需要解決的技術難題。

在復合制造殘余應力主動調控方面，Hong和Kim［104］指出：殘余應力可通過基板主動加熱方法進行調控，研究報道：與25 ℃基板溫度相比，當基板加熱到250 ℃時，增材制造殘余應力降低57%。鞠洪濤等［105］報道：電弧熔絲增材制造中，層間輥軋成形可顯著降低沉積層殘余應力，這對復合制造殘余應力調控具有借鑒意義。復合制造過程產生殘余應力影響構件成形精度與服役性能。后續消減復合制造構件殘余應力，可通過時效處理和深冷處理等成熟工藝方法［84-85］。

等材-增材復合制造研究是當前研究熱點，復合制造界面微觀組織及其性能、增材殘余應力與管控等基礎問題已開始被關注。然而，鋁合金等材-增材及其薄壁成形件復合制造變形調控目前還少有人問津，基于鋁合金薄壁筒段的曲面結構復合制造理論與技術還尚未系統研究。

3 鋁合金筒段旋壓-增材復合制造進展

本部分介紹鋁合金筒段旋壓-增材復合制造理論研究與工藝技術探索的初步研究結果。針對旋壓成筋難的問題，建立了計及板材各向異性和拉-剪復合應力狀態的斷裂模型，揭示出縱橫筋筒段旋壓流變規律和缺陷形成機制，提出促進內筋填充的工藝調控方法。針對旋壓-增材復合制造過程旋壓組織演變問題，建立了鋁合金旋壓再結晶預報方法，闡釋了內筋筒段旋壓組織演變規律。針對旋壓-增材復合制造過程筒壁內增材界面組織調控難題，通過探明筒壁內激光熔化沉積加工界面熱力學行為，建立了提高復合界面性能的材料調控方法。基于上述理論研究，初步研發出旋壓-增材復合制造工藝原型與自主研發的軟硬件，并完成了復合制造工藝技術驗證。

3. 1 內筋筒段旋壓斷裂評價方法及機制

針對鋁合金板成形各向異性斷裂問題，通過引入一個與應力三軸度和歸一化的第三不變量相關的多項式函數，建立了基于應力不變量的各向同性斷裂模型；通過對應力張量進行線性變換，將各向同性斷裂模型進一步拓展成了各向異性斷裂模型，準確描述了在應力空間中材料各向異性斷裂面［60，106］。對于各向異性斷裂模型，涉及板材面外剪應力狀態的斷裂應變測試。如圖7（a）所示，一種面外剪切測試方法被開發［107］，解決了金屬板材面外材料性能測量問題。與此同時，針對剪切試樣較小變形區的斷裂應變精確測量難題，提出兩種精確測試方法：超小顆粒散斑噴涂測量技術［108］（圖7（b））和基于超小標記點的高分辨率測量技術［109］，后者將應變測量精度從傳統方法的數百微米提升至幾十微米。各向異性斷裂模型應用于2219 鋁合金縱橫內筋筒段流動旋壓成形仿真中，如圖8 所示［109］，預測斷裂位置與實驗結果相一致。

圖7 面外剪切應變測試方法Fig .7 Test method for out-of-plane shear strain

圖8 鋁合金內筋筒段旋壓斷裂預測[109]Fig. 8 Fracture prediction of aluminum stiffened cylinder during flow spinning[109]

同時，考慮流動旋壓變形包含剪切和拉伸復合應力狀態，提出了拉伸損傷優先的斷裂預測模型，進而基于GTN 模型建立了耦合拉伸和剪切損傷的材料本構方程，實現了內筋筒段斷裂行為的預測。對2219 鋁合金縱橫筋筒段斷裂特征進行歸納，典型斷裂位置如圖9 所示，分別出現在腹板、縱筋、橫筋及縱橫內筋交叉處等區域。結合數值仿真分析表明：大壁厚減薄率下，成形件表層斷裂主要是旋輪前方堆積材料受到剪切作用導致的；旋輪的剪切作用及未成形區的軸向拉伸作用導致腹板處易于斷裂；軸向拉伸為主的變形導致了縱筋斷裂；橫筋與腹板交界的裂紋主要是受剪切和拉伸共同作用，但剪切是主導的［110］。

圖9 縱橫筋筒段旋壓斷裂模式［110］Fig. 9 Fracture mode of spun stiffened cylinder［110］

3. 2 鋁合金內筋筒段旋壓組織演變規律

熱壓縮試驗證實：2219 鋁合金表現出晶粒破碎和亞晶粒轉動兩種晶粒細化機制共存現象。在較低溫成形時，形成新晶粒的機制為晶粒破碎；而較高溫成形時，由于不同取向晶粒激活滑移系的難易程度差異，晶粒破碎和亞晶粒轉動兩種機制共存［111］。受2219 鋁合金初始織構的影響，沿不同方向加載時再結晶機制發生改變，即沿晶粒短軸方向加載時主要為幾何動態再結晶，沿晶粒長軸方向加載時為不連續動態再結晶［112］。

針對2219 鋁合金旋壓成形溫度范圍內變形組織演變的復雜性，引入與晶粒破碎機制相關的硬化行為，建立了耦合晶粒破碎和亞晶粒轉動的宏微觀本構模型，實現了2219 鋁合金內筋筒段旋壓變形組織的準確預報［111］。數值仿真研究表明：縱橫內筋筒段旋壓時，與旋入側相比，旋出側變形晶粒較大，且厚向梯度明顯；并隨著內筋寬度的增加，內筋處晶粒尺寸更為粗大［113］，如圖10所示。

圖10 內筋寬度對鋁合金晶粒的影響［113］Fig. 10 Effect of rib width on grain size of aluminum alloy［113］

與此同時，2219 鋁合金內筋筒段旋壓試驗發現：腹板、縱筋和橫筋位置的變形模式引起旋壓組織演變存在差異性。腹板處的晶粒被強烈的剪切變形所細化；縱筋處沿晶粒長軸方向的軸向拉伸變形難以細化晶粒，但周向和徑向壓縮導致了變形帶的產生；橫筋處垂直于晶粒長軸方向較小的徑向拉伸變形不能有效地細化大晶界間距的條帶狀晶粒［114］。固溶處理時，2219 鋁合金旋壓件外層材料的劇烈變形組織被不連續靜態再結晶等軸化（圖11 所示），而內層組織細化主要是連續靜態再結晶機制［115］。通過固溶處理階段再結晶轉變，可以調控內筋筒段組織的厚向梯度，達到力學性能均勻化。

圖11 熱處理筋部小變形區組織均勻化［115］Fig. 11 Microstructure homogenization at rib zone in heat treatment［115］

3. 3 筒壁內增材界面熱動力學與組織調控

筒壁內粉末匯聚行為與利用率直接影響增材成形質量，為揭示內壁空間約束下粉體匯聚行為，基于計算流體力學，建立了筒壁基體特征約束的內壁激光增材制造數值仿真模型，分析表明：與平面基板相比，粉末在圓柱筒壁基板上的流動濃度比在平板基板上的要高，這改善了增材過程中粉末聚集性能，如圖12 所示；由于顆粒吸收了更高的激光能量，筒壁基板的流動粉末溫度場高于平面基板的［116］。等材-增材復合制造經歷不同熱歷史，為建立復合制造界面組織調控方法，針對等材構件等軸晶與增材胞狀晶在界面處組織不均勻性問題，建立了激光定向能量沉積熔池動態生長與熱力耦合物理模型，并獲得了溫度梯度、凝固速度與熔池凝固時晶粒生長分布作用機制。研究發現：筒壁基體上激光定向能量沉積熔池冷卻速率G×R（G為溫度梯度，R為凝固速度）與凝固特征參數G/R在法向上分別呈逐漸增加和減小的分布規律（圖13）。內壁空間約束下熔池熱動力學行為與成形缺陷有密切聯系，針對內壁半封閉環境下熔池流體流動及熱行為難控制，建立了基于動網格法的熔池熱動力學行為預測模型，發現了隨基體曲率增大，激光能量密度梯度與徑向熔體輸運阻力增大，徑向潤濕性能下降；探明了基體曲率對熔池熱動力學行為的影響規律，明晰了筒段內壁基體曲率對熔體鋪展行為的影響機制［117］。

圖13 旋壓-增材復合制造凝固行為Fig. 13 Solidification behavior in spinning-additive hybrid manufacturing

此外，激光增材成形稀土改性Al-Mg 合金，納米增強相Al3（Sc，Zr）傾向于熔池底部沉淀析出并作為界面異質形核點［118］，有效抑制了沉積體枝晶生長模式，并促進了等軸晶形成，消除了界面處組織不均勻特性，實現了界面微觀結構均勻化（圖14）。

圖14 成分控制的柱狀晶-等軸晶轉變EBSD［118］Fig. 14 EBSD of columnar-equiaxed crystal transition composition control［118］

3. 4 旋壓-增材復合制造工藝

針對交叉筋結構的復雜性，闡釋了內筋筒段旋壓材料流動規律，研究表明：在腹板軸向變形誘導下縱筋處材料發生了較大的拉伸變形，這不利于其筋槽填充；而材料在旋輪前堆積導致了軸向壓縮效應，增加了橫筋填充率，這使縱橫筋筒段旋壓過程縱筋高度低于橫筋［119］。從多級內筋筒段旋壓仿真結果看出：隨著內筋寬度的增加，旋壓變形不均勻性增加，這可能導致寬大筋槽內材料填充不足現象出現。

筒段流動旋壓中，常見的內筋幾何缺陷有局部填充不足、內筋不對稱等，如圖15 所示［120］。填充不足經常發生在縱向和橫向內筋的交叉區域，主要是軸向變形大于周向變形導致的；內筋不對稱主要是由于旋輪單向加載造成的，且筋條走向也影響其不對稱性［120］。

圖15 內筋筒段旋壓件常見幾何缺陷［120］Fig. 15 Common geometric defects of spun stiffened cylinder［120］

提高內筋高度是筒段整體旋壓加工的核心指標。與傳統縱筋筒段相類似，在縱橫內筋筒段流動旋壓工藝中，較大的減薄率和進給比有利于提高鋁合金筒段內筋填充高度［120-121］，同時，升高變形溫度也是促進內筋填充的有效手段［122］。鑒于傳統流動旋壓筒坯端口處于自由狀態，不利于材料徑向流動。通過在筒坯端口增設合理軸向阻力，促進材料流向芯模筋槽，也可增加縱橫筋筒段筋條高度［123］。

旋輪數量對流動旋壓內筋筒段影響分析表明：更多的旋輪數量改善了變形區材料流動方向，使筒段壁板處的軸向應變減小，周向應變增大，更多的材料流入筋槽，提升了旋壓內筋高度［124］，如圖16 所示。

圖16 旋輪數量對旋壓筒段筋條飽滿度影響［124］Fig. 16 Influence of roll number on rib filling of spun cylinder［124］

縱橫筋筒段斜軋式旋壓試驗發現：在合理的旋輪偏置角度范圍內，斜軋式旋壓能夠提高內筋填充高度，其原因是：該布置可有效增加旋輪接觸面積，進而促進材料堆積和旋輪接觸區均勻變形［125］，如圖17 所示。

圖17 內筋筒段斜軋式旋壓試驗［125］Fig. 17 Test of spinning with oblique rolls for stiffened cylinder［125］

在內筋筒段旋壓中引入超聲能場，利用超聲軟化效應可促進鋁合金向筋槽內流動。建立了縱橫筋鋁合金筒段超聲輔助旋壓數值仿真模型和實驗裝置［126-127］。數值仿真和旋壓試驗證實：與傳統流動旋壓相比，超聲輔助旋壓工藝可以有效提升交叉內筋高度［128］，如圖18 所示。

圖18 內筋筒段超聲波輔助旋壓試驗［128］Fig. 18 Test of ultrasonic assisted spinning for stiffened cylinder［128］

此外，提出了一種基于剖切變形的旋壓殘余應力預測模型與驗證方法，揭示出帶筋筒段各區域變形路徑和筋條結構對殘余應力的影響規律［129］。在交叉筋筒段旋壓成形精度控制方面，上述方法除了提高內筋高度外，也能改善筒段輪廓精度［124］和內筋均勻性［120，123］。這些方法為交叉筋筒段成形質量控制提供了技術手段。

面向筒段復合制造方向，提出了在成形薄壁筒段上電弧熔絲增材制備空間點陣結構的制造技術，獲得了點陣桿件直徑與液滴尺寸和數量、支柱角與電弧炬層間升力和偏移量的關系。電弧熔絲增材實驗顯示：通過調控熔滴尺寸和過渡頻率，可以調整桿件直徑；而通過調整焊炬層間抬升距離和偏移量，可以控制桿件角度。目前可成形最小桿件直徑2.5 mm，誤差≤2.0%；桿件夾角在15°～90°之間可控，誤差≤4.0%［130］。圖19 是采用電弧熔絲增材制造方法完成的2319 鋁合金空間點陣樣件（桿件夾角45°），三層金字塔點陣樣件抗壓強度達到58.5 MPa。

圖19 點陣結構電弧增材制造Fig. 19 Wire and arc additive manufacturing for lattice structure

針對外筒壁上點陣結構增材制造，提出了一種復雜幾何結構的分區切片處理方法，大幅度降低了切片及路徑規劃算法的時空復雜度，提高了大尺寸復雜模型的分層效率；同時，發明了基于交線環+內部面片的復雜點陣結構曲面路徑規劃方法，如圖20 所示，解決了大尺寸點陣結構規劃難的問題，開發了點陣結構電弧熔絲增材工藝軟件，可以完成空間點陣電弧增材制造曲面工藝路徑的高效規劃。

圖20 點陣結構曲面路徑規劃Fig. 20 Surface path planning for lattice structure

3. 5 旋壓-增材復合制造技術初步驗證

為了驗證上述研究結果的適用性和工藝技術可行性，分別研發出內筋筒段旋壓、筒壁增材制造試驗裝置及其工藝軟件，如圖21 所示。面向鋁合金薄壁筒段整體制造目標，分別完成了多種交叉筋筒段整體旋壓和基于筒壁增材制造試驗研究，如圖22 所示，包括整體旋壓成形的縱橫內筋筒段［120］、斜置交叉筋筒段［3］；復合制造的高內筋筒段、復雜點陣結構筒段［131］，獲得了可接受的試驗示范件和工程樣件。可見，采用旋壓技術整體成形內筋鋁合金筒段及在其成形件內筒壁上開展激光熔化沉積和外筒壁上電弧熔絲增材制造是可行的，為今后高筋薄壁鋁合金筒段旋壓-增材復合制造應用奠定了技術基礎。

圖21 旋壓-增材復合制造試驗裝置Fig. 21 Test setup for spinning-additive hybrid manufacturing

圖22 薄壁筒段復合制造試驗件［3，120，131］Fig. 22 Workpieces of thin-walled cylinder by hybrid manufacturing［3，120，131］

4 總結與展望

針對復雜高筋薄壁筒段等難成形構件的整體制造，提出旋壓-增材復合制造思路，采用旋壓技術成形內筋薄壁筒段，在旋壓筒內/外壁實施激光熔化沉積和電弧熔絲增材制造，實現高筋、凸臺和點陣結構等局部特征復合制造。根據旋壓-增材復合制造涉及的技術范圍，回顧了內筋筒段旋壓技術和等材-增材制造技術現狀。針對具有高筋和點陣結構等特征的鋁合金筒段，對旋壓-增材復合制造技術當前理論和技術成果進行了介紹，成果對復雜薄壁件等材-增材復合制造的理論研究和技術研發具有重要意義。

復雜高筋筒段旋壓-增材復合制造技術處于起步階段，還存在較多技術難題。未來仍需在以下幾個方面重點開展工作：

1）基于耦合損傷的多能場成形數值仿真模型，分析內筋截面形式對旋壓材料流動的影響規律和成形極限，同時，研究旋壓內筋截面幾何形狀對激光增材制造熔道成形性能的影響，基于此，建立適用于旋壓-增材復合制造的筋條結構形式，發展帶筋薄壁筒段構件旋壓成形技術。

2）基于彈塑性熱應力應變模型，考慮激光工藝參數、內壁環境約束及材料硬化函數對構件力學性能影響規律，開展高筋薄壁筒段旋壓-增材復合制造殘余應力演變規律研究，建立旋壓內筋高度、增材工藝及路徑規劃與構件成形精度之間的關系。

3）基于定量KARMA 相場模型，考慮激光工藝參數（掃描速度、溫度梯度、相圖）等影響，開展多材質高筋薄壁筒段旋壓-增材復合制造顯微組織形成與演變規律研究，建立材料特性、工藝參數、跨尺度顯微組織特征及多層級界面結構與構件性能的映射關系。

4）完善旋壓-增材復合制造形性精確調控方法，實現材料-結構一體化制造，建立高性能薄壁筒段構件復合制造工藝標準。