模具被譽為“工業(yè)之母”，其制備是現(xiàn)代制造業(yè)的核心，模具技術水平的高低已成為衡量一個國家制造業(yè)水平高低的重要標志。中國的大型、精密、復雜、長壽命的高品質(zhì)模具自給率僅為30%左右，絕大部分依賴進口。導致中國高品質(zhì)模具自給率低的絕大部分原因是所需模具鋼的部分性能達不到使用要求，或者說是部分性能遠低于國外同類型產(chǎn)品，同時材料的熱處理工藝存在一些問題。增材制造作為一種近凈成型技術，能夠?qū)碗s的三維立體結構轉(zhuǎn)化成二維平面結構，然后通過材料逐層堆積方式進行實體累加制造，這種方式在實現(xiàn)形狀控制的同時也能夠?qū)M織和成分進行精細調(diào)控。該技術正在改變著傳統(tǒng)模具設計和材料設計的思路，但目前國內(nèi)外對于模具鋼增材制造方面的研究相對比較匱乏，這也導致了其工業(yè)化應用進程較慢。

國內(nèi)外關于本領域的研究主要集中于增材制造專用模具鋼粉末材料設計和其制備技術，以及模具鋼增材制造過程中的控形、控性研究。模具因其服役環(huán)境復雜，常需在具有沖擊載荷、冷熱交替或者腐蝕的環(huán)境下持續(xù)工作，所以對模具鋼增材件綜合力學性能的要求比較高，除需具有較高抗拉強度外，還要具有一定的塑韌性，尤其是沖擊韌性。使用的粉末一般要求具有高的球形度和松裝密度、較窄的粒徑分布范圍以及極低的雜質(zhì)元素含量等特點。制粉過程中要嚴格控制空心粉的數(shù)量，過量的空心粉會增大增材體中氣孔或孔隙出現(xiàn)的概率，降低其致密度；雜質(zhì)元素含量超過極限值后，如過量的氧、氮會降低晶界結合強度、增大脆性。目前球形粉末制備方法主要有等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化(PREP)法和氣霧化(GA)法等。

當前增材技術在模具制造方面的應用主要集中在具有隨形冷卻流道的高端注塑模具上，該新型模具解決了傳統(tǒng)直孔冷卻水道冷卻不均這一瓶頸問題。目前已經(jīng)成功地將增材制造技術應用到隨形冷卻模具加工過程的公司主要有國外的EOS和3D Systems。EOS公司采用激光選區(qū)熔化技術制造的隨形冷卻流道模具，表面溫度分布均勻，型腔表面溫度由120 ℃降至90 ℃，產(chǎn)品生產(chǎn)周期縮短了17%，且產(chǎn)品質(zhì)量得以提升，經(jīng)370 000次循環(huán)之后，總成本節(jié)約高達2萬歐元。此外，德國SLM Solutions公司、美國Honeywell公司、英國University of Central Lancashire公司和德國Technische Universitat Dortmund公司等也對增材制造隨形冷卻流道模具進行了大量研究。國內(nèi)模具鋼增材制造工藝技術起步較晚，武漢華科三維、大連美光速造、上海悅?cè)鹑S等公司對增材制造隨形冷卻流道模具進行了部分應用探索，但是增材制造成形件與傳統(tǒng)方法制造的零件在組織和成形性能等方面存在顯著差異，同時也容易出現(xiàn)微裂紋、孔隙、氧化等缺陷，嚴重影響了增材制造成形模具的質(zhì)量和工藝推廣。因此關于模具鋼的增材制造及其性能方面的研究受到了學術界和工業(yè)界的廣泛關注。本文將從以下2個方面進行簡要的論述：(1)模具鋼粉末制備方法；(2)典型模具鋼的增材制造及其力學性能。

1、模具鋼粉末制備方法

目前模具鋼用的球形粉末制備方法主要有等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化(PREP)法和氣霧化(GA)法等。不同制粉方法的效率、粉末的品質(zhì)存在一定的差異，下面將進行簡要的論述。

1.1  等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化法

等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化(PREP)法是將金屬或合金制成的金屬棒料放在轉(zhuǎn)動裝置中充當自耗電極，再將電極放在惰性保護氣下使其高速旋轉(zhuǎn)，同時由同軸等離子體電弧將其加熱熔化，形成的液膜受離心力作用分散飛離電極棒端面，當液膜與霧化中的惰性保護氣體摩擦后，在切應力的作用下進一步粉碎，最終在表面張力作用下快速冷卻凝固形成球形粉末的一種技術，其制粉示意圖如圖1所示。

電極轉(zhuǎn)速、電弧功率、保護氣體種類和材料的物性都會直接影響PREP所制備粉末的純凈度和球形度，其中電極轉(zhuǎn)速的影響最為關鍵。劉軍等通過調(diào)節(jié)電極轉(zhuǎn)速，獲得了不同粒度的TC4粉末，隨著轉(zhuǎn)速增大，粉末粒徑減小，如圖2所示。此外，隨著粒徑增大，粉末中氧元素質(zhì)量分數(shù)逐漸降低，而氮元素質(zhì)量分數(shù)均低于0.005 5%，并無明顯變化；且在轉(zhuǎn)速達到25 000 r/min時，發(fā)現(xiàn)多數(shù)粉末為規(guī)則的球形，且球形率達到95%，如圖3所示。楊鑫等通過PREP制備Ti-47Al-2Cr-2Nb球形粉末，當電極棒直徑為70 mm、轉(zhuǎn)速為18 000 r/min時，球形率較高，達到99.6%，粉末中氧質(zhì)量分數(shù)隨著粒徑的變小急劇增大，但未超過0.1%。氮元素質(zhì)量分數(shù)幾乎無變化，約為0.004%。圖4所示為楊鑫等采用PREP方法制備所得粉末的掃描電鏡照片，從圖4中可以看出粉末均為球形且無衛(wèi)星粉。

PREP所得粉末球形度較好、粒徑分布范圍較窄、氧含量低、表面潔凈、顆粒大小容易控制，是金屬增材制造用粉末制備的理想方法，但PREP的加工效率低，設備運行成本高，導致生產(chǎn)成本居高不下，這也是該方法工業(yè)化應用程度較低的主要原因。該方法對于不同材料的適用性較好，所以可以用其加工制備一些有色金屬、難熔金屬等市場需求量比較小的粉末，也適合于科研院所進行小批量粉末的生產(chǎn)和加工制造。

1.2  氣霧化法

氣霧化法是借助高速氣流直接破碎金屬和合金液流形成金屬熔體的方法，其本質(zhì)是經(jīng)過霧化噴嘴噴出高速、高壓介質(zhì)流將熔體破碎成細小液滴，緊接著冷卻成粉末的過程，因為常用的介質(zhì)為氣體，所以又被稱為氣霧化。粉末顆粒的形狀主要由熔融金屬表面張力、冷卻能力、密度、流量和霧化介質(zhì)的活性決定。一般來說，氣體霧化的冷卻速度較慢，所制備的粉末通常是球形或類球形，而與之對應的水霧化由于具有相對較高的冷卻速度，粉末往往呈多角形或不規(guī)則形。氣霧化制粉技術早期研究采用的大多是“自由下落式噴嘴”，但這種霧化效率低，僅可用于制備50~300 μm的粉末。因氣霧化制作工藝復雜，影響因素眾多，李鑫等通過試驗得出隨著霧化溫度的改變，粉末的平均粒徑與質(zhì)量分數(shù)的變化曲線，如圖5所示，即當霧化溫度升高時，所得粉末平均粒度降低，但當溫度升高到一定程度時，粉末的粒徑變化很小。王琪等的試驗結果表明隨著霧化壓力的增大，鈦合金平均粒徑也逐漸降低，同時還發(fā)現(xiàn)在不同的霧化介質(zhì)中，氮氣和氬氣的效果相差不大，氦氣的效果較好，但后兩者的價格較高，所以選擇氮氣更為經(jīng)濟。

綜上所述，對比PREP和GA方法，影響PREP制粉質(zhì)量的因素數(shù)量要少于GA，說明PREP對于不同材料的適用性更強，所得粉末質(zhì)量可控性也更高一些，但是其生產(chǎn)效率較低、生產(chǎn)成本較高，所以GA方法更適合于工業(yè)化大批量生產(chǎn)，而PREP更適合于滿足稀有金屬、有色金屬和部分難熔金屬的個性化生產(chǎn)需要。

2、典型模具鋼的增材制造及性能

模具鋼的種類繁多，而且不同類型模具所對應的模具鋼性能要求也相差較大。常見的模具鋼類型有馬氏體不銹鋼、高合金低碳鋼、優(yōu)質(zhì)碳素鋼等。本文以目前增材制造領域研究和使用最多的2種典型鋼種H13和18Ni300為例，對模具鋼增材制造的工藝、微觀組織、力學性能進行簡要論述。

2.1  H13 鋼的增材制造及其性能

H13鋼是一種熱作模具鋼，其相對應的國標GB/T1299—2014中的牌號為4Cr5MoSiV1。H13鋼母材在中溫(約600 ℃)下的綜合性能好，淬透性高，熱處理變形率較低，使用壽命高，其具體成分見表1。H13鋼常被用于模鍛錘鍛模、鋁合金壓鑄模、熱擠壓模具、高速精鍛模具及鍛造壓力機模具等。H13鋼增材制造常用的方法有激光選區(qū)熔化(SLM)、激光能量沉積(DED)和電弧增材等。這些方法由于成型熱源的不同，導致其增材工藝、微觀組織和力學性能存在一定的差異。

H13鋼增材件的微觀組織中能夠明顯觀察到胞狀和樹枝狀的組織，并且在枝晶之間還分布有殘余奧氏體組織。不同增材方法所得的枝晶和胞狀晶形貌也略有差別，這主要是由不同的熱輸入(按照線能量密度進行比較)導致的。對于SLM來說，其熱輸入較小，胞狀組織的直徑一般為0.5~2 μm，如圖6所示。而熱輸入較大的DED增材(其熱輸入是SLM的5～8倍)中胞狀組織直徑一般為2~30 μm，如圖7所示，同時DED增材件中的二次枝晶要明顯比SLM的粗大。學者研究還發(fā)現(xiàn)，在枝晶間即殘余奧氏體位置多的區(qū)域Cr、Mo、V元素的含量明顯較高。胞狀組織是凝固過程中微觀偏析的結果。熱輸入更大的電弧增材體(其熱輸入為DED的3~6倍)中則能夠觀察到塊狀的鐵素體組織。在H13鋼中富集的碳能夠起到穩(wěn)定奧氏體的作用，但H13鋼增材體中奧氏體的形成目前還沒有一個明確的解釋。Holzweissig M J等認為奧氏體的形成是由于增材過程中自回火引起的碳擴散。Krell J等還發(fā)現(xiàn)了枝晶之間的δ鐵素體和γ相。SLM增材件的晶體織構可能非常弱，強度與冷加工態(tài)相當，塑性是冷加工態(tài)的3倍，如圖8所示，但是沖擊吸收功只有14.4 J。

一般軋制態(tài)H13鋼板的平均硬度值約為540HV，退火態(tài)的平均硬度值為250HV。采用SLM制備的H13鋼增材體平均硬度值可達680HV；而DED增材件的硬度稍有降低，其平均值為600HV；電弧增材件的平均硬度為470HV。隨著熱輸入的增大，增材體的平均硬度值降低，其中SLM和DED增材體的平均硬度值高于軋制態(tài)H13鋼，電弧增材件的硬度值低于軋制態(tài)H13鋼，但都高于退火態(tài)母材。

在1 038 ℃下固溶、482 ℃下時效后所得H13鋼母材的抗拉強度平均值為1 900 MPa，屈服強度平均值為1 500 MPa。XUE L等采用DED所得的H13鋼增材體的抗拉強度平均值為2 000 MPa，屈服強度平均值為1 200 MPa。Mertens R等的試驗結果表明，SLM增材制造所得H13鋼的屈服強度為1 236 MPa，抗拉強度為1 712 MPa，同時發(fā)現(xiàn)對粉床進行預熱能夠降低屈服強度并提高抗拉強度，但強度值均低于所對應母材。王庭庭采用電弧增材方法所得H13 鋼薄壁件的最大抗拉強度為1 187 MPa，屈服強度為800 MPa。以上結果表明，H13鋼增材體的抗拉強度和屈服強度都要低于固溶時效處理后的母材，所以增材體的后續(xù)熱處理就顯得尤為關鍵。H13鋼增材體的熱處理方法同母材一致，都是固溶時效，部分增材體也可以只進行時效處理。熱處理后增材體的抗拉強度和屈服強度都有明顯的提高，但還略低于母材。對增材件進行退火或時效處理后，增材件的強度可以與軋制態(tài)母材相當，但是伸長率還是會明顯降低，這主要是由其內(nèi)部的孔洞等缺陷造成的，如圖9所示。

2.2  18Ni300鋼的增材制造及其性能

18Ni300是一種低碳馬氏體時效鋼，具有強度高、韌性好及耐磨性高的優(yōu)點，常被用于制作塑料模具。由于其優(yōu)異的焊接性，18Ni300常被用來進行增材制造。18Ni300增材體的組織與傳統(tǒng)鑄造或軋制方法所得母材的組織差異比較大。增材體的組織中同樣能夠明顯觀察到胞狀組織和枝晶組織。Campanelli S L等采用激光能量直接沉積法所得胞狀晶組織的尺寸在幾十微米左右，如圖10所示，其原奧氏體晶粒的尺寸可以達到1 mm左右，在如此粗大組織中發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，導致其組織形態(tài)與通常條件產(chǎn)生的馬氏體組織形貌和性能上存在明顯的差異。而Jagle E A等采用SLM方法所得增材件胞狀晶組織的尺寸在幾微米左右。18Ni300的增材組織中能夠明顯觀察到殘余奧氏體(該奧氏體的產(chǎn)生可能與過快的冷速、元素偏析或者殘余應力有關)，其是凝固過程中合金元素在枝晶間(胞間)區(qū)域通過微偏析富集的結果(圖11)。鎳的富集可以使奧氏體穩(wěn)定到室溫，因此，增材制造所制備的馬氏體時效鋼中含有大量奧氏體(6%~11%) 。

通過優(yōu)化增材工藝參數(shù)和熱處理參數(shù)，可以使18Ni300增材體的屈服強度和抗拉強度達到固溶時效態(tài)母材的強度。SONG J等采用SLM方法制備的18Ni300增材體的抗拉強度為1 000 MPa，屈服強度為850 MPa，隨后在840 ℃固溶2 h、在480 ℃時效6 h后，接頭抗拉強度提高至1 600 MPa，屈服強度提高至1 800 MPa。Félix-Martínez C等采用DED方法所制備的18Ni300增材體抗拉強度為900 MPa，屈服強度為800 MPa，略低于上述SONG J等采用SLM方法所制備的增材。增材體隨后的熱處理主要為固溶時效或者只進行時效處理，熱處理后增材體的屈服強度和抗拉強度明顯增大。目前采用電弧增材制造方法制備18Ni300的研究相對比較少。

結論

(1)目前模具鋼增材制造比較常用的方法是激光選區(qū)熔化、直接能量沉積和電弧增材，其中激光選區(qū)熔化方法應用案例最多，研究的學者相對也較多。

(2)增材制造技術已逐步成為模具制造方法的有力補充，為復雜模具的制造奠定了技術基礎。但增材體的最大抗拉強度和屈服強度相對于軋制或者固溶時效后母材的還是偏低，尤其是屈服強度；同時其抗沖擊和疲勞性能與傳統(tǒng)方法所制造的模具相比還存在較大的差距。

(3)后續(xù)的研究應該多關注如何提高模具鋼的抗沖擊和疲勞性能方面，同時還應優(yōu)化熱處理制度，現(xiàn)有的方法更多地傾向于固溶時效，而對于近凈成形的增材制造來說，如何選擇合適的熱處理制度、在提高強韌性的同時降低對增材件尺寸精度的影響顯得非常重要。

來源：《中國冶金》2022年第3期

作者：張亮亮1，周陽1，劉世鋒1，楊鑫2，王巖1 (1. 西安建筑科技大學冶金工程學院， 陜西 西安 710055；2. 西安理工大學材料科學與工程學院， 陜西 西安 710055)

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http://www.zgyj.ac.cn/CN/Y2022/V32/I3/1