在这项研究中，一种新型的Fe-Cr-Mo-V-Mn热加工工具钢粉末专门用于基于激光的增材制造，目标是在热冲压工具中创建保形冷却通道，以提高汽车行业钢板成型过程中的冷却效率。所提出的工具钢的样品通过激光金属沉积打印并表征，以证明其与工具工业中常用的热加工工具钢的兼容性。利用铣削和激光金属沉积相结合的混合工艺，在一个简单的几何演示器上制造了冷却通道，证明了所开发材料的适用性。最后，在中试工厂测试了混合制造的热冲压刀具段，以评估所研究材料对冷却性能的影响，并将其与由H13热加工工具钢加工的传统刀具进行比较。结果表明，Fe-Cr-Mo-V-Mn工具钢具有与H13钢相似的热物理性能，可以有效地用于混合激光金属沉积含有保形冷却通道的工具，而不需要中间结构，以提高基体与沉积体之间的相容性。
轻量化是白车身设计的主要趋势之一，因为它转化为原材料使用和燃料消耗的综合减少[1]，因此突出了车辆制造和使用过程中的环境效益[2,3]。热冲压是一种广泛应用于汽车工业的成形技术，它可以制造出具有高强度和高碰撞性能的轻量化汽车部件，如b柱和车门冲击梁[4,5]，从而既节省燃料又保证乘客安全。热冲压是将钢坯加热到奥氏体化温度以上，然后在封闭工具中同时成形和淬火[4]。在高冷却速率下(约几十℃s?1[1])，钢组织转变为马氏体，使成形零件具有较高的硬度和强度。毛坯和刀具的快速冷却是通过内部通道网络实现的，其中冷却流体(通常是水)流动。在传统的制造工艺中，直接的冷却通道是通过钻孔在工具中加工出来的[4]。然而，这种设计显示出一些局限性。由于直线冷却通道并不总是与刀具的表面曲率相匹配，因此无法保证热毛坯的均匀散热，这可能会导致成形零件的应力状态不均匀而导致翘曲[6]，并且在局部冷却速度不足的区域马氏体转变不完全，从而导致机械性能不佳[4]。此外，较低的冷却效率会增加工艺周期时间，从而影响生产率，并减少工具在较高使用温度下的使用寿命。
已提出使用保形冷却通道作为提高热冲压工具冷却效率的一种方法[5]。然而，拓扑优化的冷却通道通常具有复杂的弯曲形状，使用传统技术很难甚至不可能制造[7]。对于含有保形冷却通道的模具和工具，已提出用槽铣代替直钻[8]。每个工具面被设计成两半。根据刀具的预期表面曲率在一个面上铣削凹槽，而另一个面用于覆盖凹槽并获得通道网络[8]。尽管易于制造，但在螺栓连接中需要几个垫片和o型圈，或者，甚至需要更复杂的粘合技术来实现良好的密封并避免冷却剂泄漏[7,9]。
金属增材制造(AM)提高了打印已经包含保形冷却通道的模具、工具和模具的可能性，而不会浪费任何加工时间和材料[10,11,12,13,14]。增材制造提供的设计自由度可以进一步利用，以制造包含保形冷却通道和工具成型表面的体积，而主体仍然可以使用减法制造，以限制整体生产时间和成本。Muvunzi等人[1,15]利用机械加工和激光粉末床融合(LPBF)相结合的混合技术，成功地制造了具有保形冷却通道的热冲压工具。然而，在LPBF机器中实现表面的完美对准以正确启动打印过程是具有挑战性的。设计一种适用于加工和沉积部分的通用热处理，由两种不同的材料制成，也是折衷的来源。LPBF的一个固有限制是粉末床成功沉积对平面的严格要求[16]，在处理复杂的工具几何形状时，这可能并不总是可能的。Liu等人[17]也表明，通过LPBF制造的冷却通道内表面相对较高的粗糙度阻碍了冷却流体的流动，导致与具有相同几何形状的钻孔通道系统相比，性能较低。
直接沉积增材制造技术，如激光金属沉积(LMD)，能够在几乎没有几何限制的情况下进行自由形状制造，特别适合在不需要平坦基面的情况下为现有零件添加功能，因为在加工过程中，原料材料在沉积时立即熔化[18]。与LPBF相比，LMD可以制造更大的零件，因为原则上它不需要封闭的工作室，并且可以更容易地与加工工具结合，对通道的内表面进行机械加工，因为它们是逐层构建的[7]，从而获得更好的表面质量。此外，在加工过程中，基底可以方便地定向，以便始终在垂直方向上沉积材料，避免了与悬垂结构制造相关的问题。Cortina等人[19]采用铣削和LMD相结合的混合工艺制作了一种具有保形冷却通道的热冲压模具。首先，他们在刀架表面加工了一个由CR7V-L热工工具钢制成的管道的下半部分，以45°v形缺口结束，以方便后续的LMD操作。然后，他们通过沉积初始的316L不锈钢中间层，然后是H13热加工工具钢盖，增加了通道的上部拱顶。316L缓冲层可以避免在两种热加工工具钢的界面上出现的裂纹的形成。Hong等人[20]也采用混合制造策略制造了具有保形冷却通道的热冲压工具。他们在S45C结构钢的基板上加工半球形通道，并用HTCS-150热加工工具钢半球形夹片封闭。最后用LMD沉积HTCS-150表层。在这两个案例中，都需要一种中间结构来提高刀具加工部分和增材制造部分之间的兼容性，这增加了整个制造过程的复杂性。
尽管在制造具有保形冷却通道的热冲压工具方面取得了可喜的成果，但LMD尚未完全建立在工业应用中。其中一个主要原因是具有合适的机械和热性能以及良好的LMD可加工性的材料有限[21]。本研究研究了一种新型的Fe-Cr-Mo-V-Mn热加工工具钢，特别是为增材制造量身定制的，并与传统热加工工具钢结合使用。目标应用是通过将传统加工和LMD相结合的混合技术制造具有保形冷却通道的热冲压工具。首先，对Fe-Cr-Mo-V-Mn合金LMD的工艺参数进行了优化，并对打印材料的热物理性能进行了表征，以证明其与刀具和模具制造中使用的钢种的兼容性。然后，在不添加任何中间层材料的情况下，使用该合金通过LMD将冷却通道集成到加工后的H13热加工工具钢体上。最后，通过中试工厂的测试，对混合制造的热冲压工具段的性能进行了评估。
H?gan?s AB公司研制并提供了一种Fe-Cr-Mo-V-Mn气雾化工具钢粉末，所研究粉末的化学成分如表1所示，并与ASTM标准H13热工工具钢进行了比较[22]。与H13合金相比，开发的粉末中铬和钼的含量分别增加了约15%和30%。图1显示了粉末颗粒的球形形态和Sympatec粒度分析仪测量的尺寸分布。粉末的表观密度、霍尔缺陷率和粒度特性见表2。
表1 Fe-Cr-Mo-V-Mn和H13热加工工具钢牌号的化学成分(重量%
图1
(1) Fe-Cr-Mo-V-Mn粉末的SEM显微照片和(2)粉末粒度分布
表2 Fe-Cr-Mo-V-Mn粉末特性
在采用316L不锈钢衬底的DMG Mori Lasertec 65 DED Hybrid系统中，对所提出的钢进行了LMD工艺优化。在制造过程中使用了Laserline的光纤耦合二极管激光源，其最大功率为4 kW，光斑尺寸为1.6 mm。粉末从外部给料器(GTV PF 2/2型)输送到COAX14V5喷嘴，该喷嘴的粉末斑尺寸为1.6 mm，距离基材12.5 mm。用Fraunhofer IWS的LIsec系统对粉末锥体进行扫描，并测量了86%吹散粉末通过的最小区域的粉末斑点大小。
首先调整激光功率、沉积速度和粉末进给量以沉积稳定的单轨。然后，通过小体积沉积对几何参数(孵化距离和层厚)进行优化，如图2所示。表3列出了最佳工艺参数，可获得无裂纹、残余孔隙率有限的镀层。每一层都采用双向沉积策略，激光在轨道之间断开。每层扫描后，扫描方向旋转90°。这种策略涉及到纵向和横向交替轨迹的沉积，可以防止材料中产生定向残余应力，从而促进LMD沉积物中裂纹的形成[19]。每层沉积后不使用保温时间。
图2
单轨、单层、立方体和薄壁的试验运行，以优化几何工艺参数
表3 LMD工艺优化后的参数集
对一组打印样品进行多阶段热处理，如图3所示。首先在850℃下退火60分钟，然后在1020℃下退火30分钟。之后，试样在油中淬火，并在570℃下进行60分钟的二次回火处理，循环之间进行空气冷却。该热剖面是根据H13热工工具钢的推荐热处理实践[23,24]定义的，并考虑了热力学模拟所预测的相变温度，该模拟使用ThermoCalc AB软件，依赖于所研究材料的平衡TCFE 9.2数据库，以及表1中报告的具有标准化学成分的H13钢。如表4所示，Fe-Cr-Mo-V-Mn合金的转变温度略高于H13钢。这是由于所提出的合金中铬和钼含量较高，这扩大了铁素体的稳定范围[25]，从而提高了奥氏体和马氏体的转变温度。
图3
lmd加工试样的热处理时间表
表4利用ThermoCalc AB软件预测Fe-Cr-Mo-V-Mn和H13热作工具钢的相变温度(℃)
图4a为LMD构建的一个立方试件的图片。样品的轮廓和填充区域之间可以看到不匹配。这是因为工艺参数只对内部区域进行了调整，因为没有采用轮廓策略来制造演示器。根据阿基米德浮力原理，采用浸没法测定成品的密度，使用梅特勒-托莱多标尺，以20°C的蒸馏水作为基准液体进行测量。下面报告的值是七次测量的平均值。采用尼康Eclipse LV150NL光学显微镜和蔡司Sigma 500场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)观察试样的显微结构，分别在平行于侧面(YZ)和垂直于建造方向(Z)的平面上进行切片，切片后按标准金相程序制备试样，并抛光至1 μm金刚石悬浮液。用2%的硝酸溶液(2 vol%硝酸和98 vol%乙醇)蚀刻270 s，观察其微观结构。热处理后的试样浸泡时间缩短至120 s。采用HP-Mikromat 1硬度计，按照HV0.3 (ISO 6507?1:2018)的测试程序，沿着建筑方向，从沉积层顶部向下到316L不锈钢基材，以1毫米的台阶测量LMD加工材料的维氏硬度。
图4
用于微观结构分析、膨胀测量和热扩散试验的LMD试样的视图
通过电火花加工(EDM)从成品和热处理样品中提取用于膨胀测试和激光闪光分析(LFA)的样品，如图4b所示。膨胀测量实验在氩气气氛(1.2 bar压力;使用Linseis L75垂直膨胀计，应用图5所示的热廓线。在~ 1.2?10-2 mbar的动态真空环境下，采用350 V激光电压、1 ms脉冲持续时间和5°C min - 1标称加热速率，利用Linseis LFA 1000进行LFA实验。对LFA试样的两个表面进行了6 μm金刚石悬浮液的磨削和抛光。然后，在表面喷涂一层薄薄的石墨层，以增加对激光能量的吸收，这对于具有较高反射率的金属材料是必不可少的。从室温到500°C，以25°C为增量收集热扩散系数值，每步进行三次测量，允许±7°C。实验程序参照ASTM E228-17和E1461-13标准。
图5
膨胀实验中使用的加热剖面
采用所研究的Fe-Cr-Mo-V-Mn合金和开发的LMD工艺参数，首先制造了一个具有平面几何形状的简化演示器，以评估热冲压工具中共形冷却通道的可加工性。演示器的主体由H13热加工工具钢制成，首先在冷却通道的下半部分加工出凹槽(图6a)，并在上半部分加工出45°v形切口，以方便LMD后续的材料沉积。然后，使用图6b所示的方法进行5轴LMD以创建导管的上部拱顶。在此过程中，基片连续倾斜±40°，通过在v型缺口的左右两侧交替包覆纵向轨迹，使沉积物沿垂直方向生长(图6c)。最后，将附加层沉积到整个表面以获得所需的轮廓。使用Fe-Cr-Mo-V-Mn粉末可以在H13热加工工具钢基体上直接沉积双金属冷却通道，而无需插入任何中间缓冲层。
图6
a机械加工的演示体，b混合LMD策略用于冷却通道的创建，c LMD制造冷却通道拱顶
为了评估所建议的钢材在实际使用下的实际性能，根据与上述类似的程序制作了一个包含冷却通道的热冲压模具段，并在海斯坦普Hardtech SA提供的中试工厂进行了测试。
大型冲压工具通常是通过连接多个部分来制造的(图7)，这些部分在组装前被单独加工[5]。因此，设计了一个单独的工具段(图8c)来对图8b所示的板料型材进行热冲压。工件的一侧仅采用常规加工，从热处理的H13热工工具钢坯料开始加工。采用混合工艺制造具有相同几何形状的另一侧(图8d)。通过钻孔制造直冷却通道，通过铣削产生凹表面，以便通过5轴LMD沉积Fe-Cr-Mo-V-Mn钢盖，以实现设计的刀具几何形状。在最后的表面处理操作中，保持1毫米的偏移量。刀具段在LMD加工后没有进行额外的淬火和回火处理，以避免由不同材料制成的两侧可能产生的变形。需要强调的是，对于这个原型来说，只有工具部分的顶部是由LMD生产的，而冷却通道则是传统的钻孔，以简化该部分的制造。该简化刀具设计的目的是评估Fe-Cr-Mo-V-Mn工具钢对混合LMD工艺制造的热冲压刀具冷却效率的影响，并与传统的H13热加工工具钢加工的刀具进行比较。
图7
热冲压刀段组装示意图
图8
设计的刀段的a上模和c下模的模型，b热冲压后期望的板料几何形状，d混合制造的刀段表面精加工前的视图
用于冲压试验的工具段的上模(图8a)通常由H13热加工工具钢毛坯加工而成。
使用便携式DYNATEST SCX电子硬度计进行洛氏硬度测试(DIN 50157)以比较刀具段两侧的硬度。
在液压机上验证了刀具段的使用性能，以模拟其在实际热冲压过程中的使用情况。图9a显示了测试设置，而冲压过程中使用的主要参数如表5所示。压力机配备了4个50千牛的测压元件。在成形前，将待冲压钢板在高于奥氏体化温度的炉中加热，并在每次冲压试验期间使用水歧管将水注入冷却通道(图9b)。使用四个热电偶(图9c)和一个定时摄像机来测量每次冲程测试期间刀具段不同区域所经历的温度峰值。采用铝箔保护热电偶免受热钢板辐射的影响。用FLIR T1020热像仪对成形钢件冲压后的温度分布进行定性测定。由于没有进行特定的校准，热像仪记录的绝对温度值只能用于比较目的，考虑到每个成型片的不同区域以及不同成型片之间的不同。
图9
a用于工具段性能验证的中试工厂的视图，b连接到冷却通道的水歧管，以及c连接到工具段的热电偶
表5中试装置试验参数集
使用维氏硬度计测量热冲压钢零件的硬度，测试程序为HV10 (ISO 6507?1:2018)。
摘要。
1 介绍
2 材料与方法
3 结果与讨论
4 结论
数据可用性
参考文献。
致谢。
作者信息
道德声明
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表6给出了构建试样的实测密度和Fe-Cr-Mo-V-Mn合金在20℃时的理论密度(根据实际成分用ThermoCalc AB软件估算)。在低放大率下观察抛光后的样品，可以发现沿衬底界面和前两层之间等间距排列的残余孔隙，如图10a所示。这种工序间孔隙度可归因于沉积过程中能量输入不足或进料过多导致原料未完全熔化[26,27]，孔隙内存在残余未熔化粉末颗粒也证实了这一点(图10b)。此外，与在上层观察到的较小孔径相比，在前几层中存在明显较大的孔隙，这表明该过程的低热量输入进一步加剧了靠近冷基体的相对较高的散热，这起到了散热的作用，减少了实际可用于熔化的热量[28]。由于已经沉积的材料温度较高，这些缺陷在沉积的上部位置趋于褪色，这部分补偿了低能量输入。
表6 LMD成品零件密度
图10
a层间孔隙率和b未发现熔合缺陷。原理图显示了样品收集显微照片的区域
在建成试样的横向(图11a)和顶部(图11b)截面的光学显微图中，可以分别清晰地观察到熔池边界和扫描轨迹。
图11
a熔池边界和b扫描轨迹在建成的LMD样品中观察到。原理图显示了样品收集显微照片的区域
沉积后材料的微观结构如图12所示。如图12b的高倍FE-SEM显微图所示，熔池边界存在细小的胞状结构，而内部区域以柱状枝晶为主。这些细胞形态是由熔池不同区域所经历的不同凝固条件造成的。由于在相对较低的温度下与已经凝固的材料直接接触，熔池的边界在凝固过程中经历了更高的热梯度。根据凝固图[29]，在LMD过程中，高热梯度与快速冷却速率相结合导致在熔池边界一致观察到精细的细胞微观结构。另一方面，熔池内部区域受到较低的温度梯度，导致柱状枝晶优先生长。可以观察到，枝晶大多垂直于熔池边界方向，表明优先生长的方向与已经凝固的材料的热流方向相反。最后，假设马氏体和残余奥氏体是构建组织的主要成分(图12b)，这与Chen等人[30]在LMD制造的H13热加工工具钢试样中观察到的情况相似。
图12
a光学显微图和b FE-SEM显微图描绘了Fe-Cr-Mo-V-Mn合金的LMD结构
在奥氏体化阶段，枝晶组织消失，经常规调质处理后，形成回火马氏体组织，如图13所示。此外，沿试样的整个横截面观察到均匀的微观组织。因此，所形成的材料组织与H13热工工具钢类似，经过标准的淬火和回火处理，形成以回火马氏体为主的细小组分[31]。热钙模拟也预测了Mo2C, V6C5和M23C6 (M=Cr, Fe, Mo)碳化物的析出，但在本研究中无法通过SEM精确验证。
图13
a光学显微图和b FE-SEM显微图显示热处理后LMD试样的微观结构
图14显示了成品样品的代表性纵向截面，以及沿着指示的垂直线测量的相应硬度分布图。该矿床沿高度呈现均匀的硬度，平均在600 HV0.3左右。与LMD加工的H13热加工工具钢(~ 540 HV0.3[30])相比，硬度更高可归因于碳化物形成合金元素的含量较高。硬度的提高是有益的，因为它可以提高抗磨损和热疲劳的能力[32]，从而有可能延长混合制造的热冲压工具的使用寿命。与上层相比，前两层的硬度(分别为543和557 HV0.3)略低，可能是由于316L不锈钢基体(~ 180 HV0.3)稀释了Fe-Cr-Mo-V-Mn合金。
图14
a成品LMD试样的横截面，显示测量线和b与LMD加工的H13热加工工具钢硬度比较的测量硬度分布图[30]
图15显示了研究钢在原状和热处理条件下的膨胀曲线和计算的热膨胀系数(CTE)。在500°C左右的加热过程中观察到的非线性可以归因于残余奥氏体的分解，这是热力学不稳定的。尽管预测Fe-Cr-Mo-V-Mn合金的相变温度相对较高，但由于LMD的高冷却速度阻碍了碳化物的析出和生长，残余奥氏体可能在沉积过程结束时仍然存在[30]。因此，在奥氏体相中有更多的合金元素以固溶体形式存在，从而降低了材料的实际马氏体起始温度[30]。在图15b中没有观察到冷却过程中马氏体转变的证据，表明残余奥氏体在加热阶段完全分解。热处理后的材料表现出更稳定的行为，因为残余的奥氏体在回火过程中完全转变为马氏体。
图15
a加热和b冷却时记录的LMD试样的膨胀曲线和CTE变化趋势
线性CTE计算为膨胀曲线对加热部分温度的一阶导数(图15a)，步长为25℃，按下式[33]计算:
式中为温度变化对试样长度的影响。在200 ~ 700℃的温度范围内，膨胀曲线近似为线性，计算得到的平均CTE为:成品材料为12.50±1.16 × 10-6°C?1，热处理材料为12.85±0.91 × 10-6°C?1。这些数值与H13热加工工具钢(12.6 × 10-6°C?1[34])的CTE相当，表明Fe-Cr-Mo-V-Mn合金适合通过LMD直接沉积在H13热加工工具钢基体上。事实上，当通过增材制造连接不同金属材料时，其CTE的低差异对于避免可能在界面处诱发裂纹和分层等缺陷的大热应力至关重要[35]。此外，在热冲压过程中，由于加热和冷却循环，刀具不同区域的CTE的大不匹配会导致波动应变的产生，使其更容易发生热疲劳失效。由于实验所用的相对较高的加热速率(10°C min - 1)下材料的惯性所引起的热瞬态影响了所收集数据的质量，因此未报告温度低于200°C时计算的CTE值。
图16为LFA实验中采集的竣工试样的热扩散系数数据。图中报告了热扩散率和温度值的误差条。热扩散系数值的不确定性主要归因于试样中残余孔隙率的数量和分布的不同，而温度值的偏差是由于为测量设置的±7°C的余量。对于LPBF加工的H13热加工工具钢，温度依赖性与D?ugan等[36]报道的相同。室温下的平均热扩散系数为6.16±0.19 mm2 s?1，这与Arrizubieta等[37]报道的激光沉积H13热工工具钢的数值一致。这个值与H13热作工具钢的热扩散率(6.86 mm2 s?1)相当，但略低，根据文献[38,39,40]中的数据，使用以下公式[37]计算得出:
式中为热扩散系数，为导热系数，为密度，为材料的比热。由于热扩散系数与导热系数成正比，这进一步表明所提出的合金是直接沉积在H13热加工工具钢基体上的良好候选材料。实际上，在连接不同金属材料时，导热系数的差异是需要考虑的关键因素，因为在沉积过程中，较大的不匹配会导致双金属结构的不均匀冷却。在这种情况下，热导率较高的材料冷却速度更快，但其收缩受到对应材料的约束，产生热应力，可能促进裂纹的形成[38]。相反，两种材料之间相似的导热系数确保了在热冲压操作的加热和冷却循环过程中工具的温度变化更加均匀，从而减弱了热疲劳的有害影响。与H13热作工具钢相比，Fe-Cr-Mo-V-Mn合金的热扩散率略有降低，这主要归因于残余孔隙率[41,42]，以及在构建试样中观察到的柱状枝晶尺寸较小(图12)，这导致大量的界面减少了电子的平均自由程，因此，与锻造钢组织相比，电子对热传导的贡献减少了[37]。与标准H13热加工工具钢相比，这种降低还可以归因于所研究材料中合金元素(如铬、钼和锰)的含量更高。这些合金元素降低了钢的导热性[43,44]，因为它们引入晶格畸变，从而阻碍了晶格波的热能传递[45]。
图16
成品部件的热扩散系数作为温度的函数
图17显示了在制造的刀具段表面测量的洛氏硬度值图。由于没有经过特定的淬火和回火处理，混合制造的刀具部分的硬度略低于常规加工的侧面。然而，一旦对整个工具进行热处理，以满足热冲压工具的技术要求(> 50 HRC硬度[5])，在真正的混合制造组件中，这一差距应该被减少或消除。刀具段原型的硬度仍然被认为足够高，可以承受中试工厂测试的短期使用条件。
图17
在刀具段的热处理加工面和未经处理的混合加工面表面测量HRC硬度分布
图18a显示了在中试工厂测试期间记录图18b所示温度曲线的工具段区域。每个温度峰值对应一次冲程试验，即一次钢坯成形和淬火。由于LMD沉积材料从热毛坯中提取热量的效率较低，与H13热加工工具钢相比，混合制造侧的温度峰值较低。因此，在每个热冲压循环中，与刀具加工侧形成的区域相比，由刀具段的混合制造侧形成的钢毛坯部分在从模具中取出时受到较低的冷却速度，并且经历略高的温度分布(图19a)。因此，在每次冲程试验中，钢板在由刀具段的混合制造侧形成的区域显示出较低的硬度(图19c)。
图18
在中试工厂测试期间，在热冲压工具部分的混合制造和加工侧记录测量区域和b热剖面
图19
热冲压试验后立即成形零件的热图(a 3和b 6)，以及分别在用混合制造和刀具段的加工侧成形的钢零件区域测量的硬度，作为执行热冲压循环次数的函数
随着热冲压循环次数的增加，成形零件的硬度下降(图19c)，这是由于刀具段与前一个循环相比仍然相对热，导致冷却速度较慢。图19a、b中的定性热图像显示，与第三次冲压成形的零件相比，第六次冲压成形的零件从模具中取出时整体温度更高。在执行三次以上的热冲压循环时，由刀具部分的加工侧形成的空白部分的硬度只有轻微的降低。另一方面，由于热导率较低的Fe-Cr-Mo-V-Mn材料制成的LMD沉积层冷却较慢，混合制造侧形成的部分硬度从第二次循环开始就明显下降。
虽然混合制造的刀具部分的热性能低于机械加工的对应部分，但应该注意的是，在LMD工艺之后，刀具部分没有进行热处理，以避免两个不同侧面之间的变形。这可能会对LMD镀层的热性能产生负面影响，因为人们认为回火处理可以通过碳化物析出提高工具钢的导热性，从而减少晶格畸变[46]。此外，混合制造的冷却通道的保形轮廓在提高冷却系统效率方面的潜力尚未在这个原型版本中得到充分利用。利用LMD制造提供的机会，在工具部分实施专门设计的通道后，预计将实现更高的冷却效率。
根据实验结果，本研究的主要结论可以概括如下。
（1）
LMD试样的显微组织观察表明，Fe-Cr-Mo-V-Mn合金经过热处理后，形成与调质后的H13热加工工具钢相似的细回火马氏体组织。此外，材料表现出与H13热加工工具钢相当的膨胀行为和热扩散率。在热物理性能上的相似性使所开发的合金成为直接沉积在工具钢体上用于制造保形冷却通道的有希望的候选者，同时减轻了热冲压过程中加热和冷却循环引起的热疲劳问题。
（2）
与LMD加工的H13热加工工具钢相比，沉积态材料的硬度略有提高。与使用H13热加工工具钢制作的混合LMD热冲压工具相比，使用Fe-Cr-Mo-V-Mn钢制作的混合LMD热冲压工具的耐磨性和抗热疲劳性有潜在的提高，从而使工具使用寿命更长。
（3）
采用传统加工与5轴LMD相结合的复合制造工艺，在加工后的H13热加工工具钢基体上直接沉积Fe-Cr-Mo-V-Mn材料，成功制备了双金属冷却通道。不需要放置中间材料来改善加工基板和增材制造部件部分之间的兼容性，与文献中报道的先前研究相比，这降低了制造过程的复杂性。
（4）
由于Fe-Cr-Mo-V-Mn材料的导热系数略低于H13热加工工具钢，因此在中试工厂测试的混合制造刀具段的热性能低于均匀加工的刀具段。然而，通过适当的淬火和回火热处理，以增加Fe-Cr-Mo-V-Mn沉积层的导热性，并通过实施更有效的保形冷却通道，从而充分利用增材制造提供的设计灵活性，可以进一步提高混合lmd加工部件的冷却效率。
该原型的改进版本将在未来的研究中进行设计和评估，该原型具有优化的保形冷却通道网络和最终热处理条件。考虑到所提出的合金的不同化学成分和LMD工艺产生的特殊显微组织，还可以开发一种改进的热处理工艺。
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