CN103097562A - 用于挤压工具的钢 - Google Patents

Abstract

本发明涉及用于挤压工具的钢，所述钢具有比常规H13钢更低的成本和提高的耐回火性，其化学组成如下（按重量百分比计）：0.4至0.6的碳；小于1的硅；小于0.03的磷；2.5至4.5的铬；0.5至0.7的钼，可用钨以2W/1Mo的比率替代钼；0.1至1的钒；小于1的锰；Fe和不可避免的杂质基本上构成余量。作为用于提供高的渗氮后表面硬度的选项，本发明的钢可具有至多1.0的Al含量；但是为了高韧性的目的，Al含量必须保持低于0.10。

Description

用于挤压工具的钢

本发明涉及意图用于各种热成形工具和模具中的钢，特别是用于挤压铝合金或其它非铁金属的热成形工具和模具中的钢。尽管初始设计用于挤压工艺，但是所述材料也能用于其中待成形的金属承受高于600℃的温度的其它热成形工艺，虽然所述钢能够被用于较低温度或甚至环境温度下的工艺。所考虑的钢的组成使其可被归类为热加工工具钢，其主要特征在于较低含量的高成本合金化元素例如钼和钒，但是具有比现有技术概念的常规钢更大的耐回火性（tempering resistance）（或硬度损失抵抗性）。提供了本发明钢的另外替代品以便增加渗氮后的硬度，并且可产生比常规钢甚至更高的性能水平，同时由于较简单的化学组成而保持低的成本。通过仔细设计合金并设定下述元素的最佳范围而可能实现这种效果：碳、铬、钼和铝。

术语热加工工具被应用于在工业中采用的且专注于生产用于机械应用的零件尤其是汽车零件的大量热成形操作中。最常见的热成形工艺是钢的锻造、以及非铁合金的挤压或铸造。在高温下（典型高于500℃/600℃）执行的其它应用也可被归类为热加工。在这些应用中，模子、模具、冲头、嵌块和其它成形装置可用如下通用术语进行归类：热加工工具。这些工具通常由钢制成，所述钢需要特殊的性能以便承受利用这些工具的工艺中的高温和机械作用力。

在热加工钢的关键性能中，下述性能引人关注：高温回火后的抵抗性、对硬度损失的抵抗性（称为耐回火性），韧性，淬硬性，和物理特性，诸如热导率和比热。

用于非铁合金特别是铝合金的挤压模具是利用本发明钢的主要热加工目标。这些典型的模具构成巴西和国外的工具钢市场的重要分部。在该应用中，这些钢是非常标准化的，基于诸如ABNT H13（参见表1）之类的钢，其品质要求不如其它应用例如压力模具铸造严格，而是强调较低的生产成本。

金属合金的成本增加（尤其是Mo和V）显著损害该分部，从而更渴望低成本的替代品。已经采用了低合金钢例如DIN 1.2714（表1中给出的化学组成）。但是，其由于减小的热强度和较低的渗氮后硬度而导致的较低耐磨性妨碍其得到应用。

最近的发展（例如US 2009/0191086）关注于通过减小的Cr、Mo和V含量而减少合金化元素。但是，减少Cr含量产生不利的影响。首先，合金的组成不足以实现高的回火后硬度（在600℃下回火后至少为45HRC）。其次，减小的Cr含量也可产生较低的渗氮后硬度，这不适合于挤压应用，考虑到在这些应用中通过渗氮产生的明显益处（目前几乎所有挤压模具均被渗氮）。

表1：现有技术概念的钢的典型化学组成。示出了总和Mo+V+Co，因为这些元素具有最高的成本且与工具钢的最终成本密切相关。含量按质量百分比计且Fe为余量。对于所有挤压应用，W含量为低，通常<0.1%。

发明US 2009/0191086的第三个问题涉及模具芯部的硬度，由于减小的Cr和Mo含量所导致的降低的淬硬性因此该硬度可能较小。为了避免这种情况，发明US 2009/0191086的合金具有较高的Mn含量，这导致较高的淬硬性、潜在的偏析问题（带状）以及过多的奥氏体残留。这两种效果可能损害最终的硬度和韧性，并且因此损害工具的寿命。也可提及最后的方面，关于高的Mn含量：这种钢的废料几乎不能被结合到常规的、低Mn含量的热加工钢的生产中。

鉴于所有这些缺点，发明US 2009/0191086被作者视为降低成本的解决方案，但是具有较差的性能。在该专利的文本中，作者对预期的效率损失进行了量化，其比钢H13的效率损失低约20%至30%。考虑与模具相关联的机加工和热处理的成本，这种效率损失可被认为是相当显著的，因此需要将材料的成本降低多于30%以弥补该替代。例如，考虑到最终模具成本的仅仅60%与所使用的工具钢相关，低30%的寿命仅在新材料成本为常规材料成本的一半的情况下是可行的。从2005年至2008年，当原材料的成本达到顶峰时，这可能是合适的（仍然难以发生，因为所需的成本差异太高）。但是，对于目前的情况，仅仅考虑Mo和Cr含量的减小，这种成本降低对于钢H13而言几乎不能实现。因此，与专利US2009/0191086的合金的效率损失相关联的成本降低目前被认为对于这种应用而言是不切实际的。

鉴于这种情况，显然需要一种工具钢，所述工具钢有效地具有对工具寿命的有利影响，具有同等的性能，但成本比钢H13的成本更低。这仅仅在所考虑的钢具有与钢H13同等的耐回火性和600℃下回火（典型的热处理条件）后的硬度但是具有较低的合金化元素含量和合适的渗氮后硬度的情况下才是可能的。另外，所使用的材料必须具有高的淬硬性，但是没有与高Mn含量相关联的问题，从而使其可被应用到比挤压模具更大的工具。

因此，本发明的钢将满足所有这些需要。

为了实现成本降低/零品质损失的目标，分别研究了与热强度相关的关键元素Cr和Mo的效果。除了明显的发现以外，该研究还表明这些元素的含量的变化不足以促成所需的热强度。因此，可增加C含量至不影响韧性的水平，尤其是伴随低的P和Si含量。最后，利用Al的效果来补偿Cr的减少，因此可能具有较低的渗氮后硬度。该工作也关注于这一问题，因为渗氮层对于向各种热成形工具（特别是挤压工具和热锻造工具）提供耐磨性而言是关键的。

因此，为了满足上述条件，本发明的钢具有下述的合金化元素的组成，按质量百分比计：

·0.40至0.60的C，优选0.45至0.55的C，典型0.50的C

·2.5至4.5的Cr，优选3.0至4.2的Cr，典型3.8的Cr

·0.30至0.90的Mo，优选0.50至0.70的Mo，典型0.60的Mo。鉴于Mo与W的化学相似性，可使用W以2W:1Mo的质量比替代Mo。

·0.1至1.0的V，优选0.3至0.8的V，典型0.4的V；可用Nb按照1Nb:0.50V的质量比部分地或完全地替代V。

·至多1.0的Si，优选至多0.50的Si，典型0.30的Si

·最大1.0的Mn，优选地最大0.80的Mn，典型地最大0.50的Mn。

如下所述，Al可被同时添加到本发明的合金中以便提供在渗氮后硬度方面的益处，但是也提供了在韧性和炼钢工艺的复杂性方面的不利影响。因此，必须如下配给Al含量，按质量百分比计：

-最大1.0的Al，优选最大0.80的Al，典型最大0.60的Al。对于不以Al的效果为目标的组成而言，该元素应被视为残留的杂质，限于0.10，典型地<0.05。

所述组成的特征应当在于，余量为Fe（铁）和炼钢工艺中不可避免的金属或非金属的有害物质，其中所述非金属的有害物质包括但不限于下列元素，按质量百分比计：

·最大0.030的P，优选最大0.015的P，典型最大0.010的P。

·最大0.10的S，优选最大0.030的S，典型最大0.008的S。

·最大1.5的Ni或Co，优选至多1.0Ni或Co，典型小于0.5的Ni和Co。

接下来，我们描述该新材料的组成规格的比率。所列的百分比指的是质量百分比。

C：碳主要负责在低温条件下的马氏体硬化。但是，与合金化元素一起，碳也在二次硬化中起作用，对高温下的硬化是重要的。在这些情形中，当硬度仍然取决于马氏体硬度或渗碳体或Cr碳化物的形成时，C含量对低于600℃的温度下的硬度而言是较为重要的。此外，碳是重要的淬硬性促进元素，并且不会导致成本的增加。还认为重要的是使硬度增加到45HRC以上，推荐至少0.40%、优选高于0.45%的碳含量。另一方面，很高的C含量在淬火时导致析出过多的粒状碳化物（特别是当Mo和V含量为高时），以及引起增大的硬度和二次碳化物量。因此，通常会损害韧性，C含量应被限于0.60%的最大值，优选低于0.55%。这种限制也在残余奥氏体量的减少中起作用，从而防止与尺寸不稳定和脆化相关联的问题。

Cr：铬含量应高于2.5%，优选大于3.0%，因为该元素有利于淬硬性，该淬硬性对于在大型工具中的应用是重要的。但是，Cr含量应当被限制。本发明已经包括了减少Cr含量从而改进耐回火性的概念。这种效果的机制并未得到完全理解，但是它们可能与二次Cr碳化物（M₇C₃型）的形成相关，其溶解Mo和V并且是首先形成的碳化物。因此，Cr含量越低，M₇C₃碳化物的量越低，并且因此，可用于形成细小碳化物M₂C和MC（它们对于二次硬化而言也是重要的）的Mo和V的量越大。最终结果是在具有较低Cr含量的钢中的显著较高的耐回火性，从而在与现有技术概念的钢进行比较时容许Mo含量的减小。

Mo和W：本发明中已利用了低浓度的Mo，不仅为了降低成本，而且也促进与Cr和C含量相关联的、等同或甚至大于钢H13的最高二次硬度和耐回火性。为此，本发明合金必须含有至少0.30%，优选高于0.50%。另一方面，极高的Mo含量可能由于在淬火阶段期间析出先共晶碳化物而损害韧性，并且可能显著增加合金成本，这处在与本发明的降低成本的目标的相反方向上。因此，Mo含量应被限于0.90%，优选低于0.70%。钨和钼在本发明的工具钢中产生类似的效果，形成M₂C或M₆C二次碳化物。因此，它们可通过由总和W+2Mo给出的钨等效关系（W_eq）来共同规定，所述关系使这两种元素之间的原子量的差异正规化。

V：钒对于MC二次碳化物的形成而言非常重要。由于它们很薄，因此这些碳化物阻挡位错线的移动，从而增加机械强度。V还改善晶粒生长，从而容许高的奥氏体化温度（高于1000℃）。为了这些效果，V必须高于0.1%，优选高于0.3%。但是，过高的V等级可能产生难以溶解的初级碳化物，从而降低韧性，并且也促进成本的显著增加。因此，V含量应当低于1.0%，优选低于0.6%。

Si：硅对二次硬化和韧性产生强烈影响。当使用低的Si浓度时，由于二次碳化物的较好分布从而韧性改善。因此，本发明材料中的Si含量必须低于1.0%，典型低于0.5%。

Mn：高的Mn含量可被认为是不期望的，因为会促进强烈的微偏析（其产生不同硬度水平的条带），并且因为会增加残余奥氏体的含量；由此，Mn在本发明中被认为是有害元素。因此，Mn含量应被限于1.0%，优选低于0.8%，典型低于0.50%。

Al：为了促进渗氮层的较大硬度，合金的Al含量可以高。但是，这些条件下的Al含量应被限于1.0%，因为它们导致降低的韧性。因此，对于该目的而言可能感兴趣的是介于0.40%与0.60%之间的Al含量。但是，对于其中渗氮层的硬度略低于H13钢的硬度但却需要高韧性的应用，本发明合金中的Al含量可<0.1%，典型低于0.05%。

残留元素：其它元素例如Ni和Co应当被视为与炼钢脱氧过程相关联或制造工艺所固有的有害物质。因此，Ni和Co的含量应被限于1.5%，优选低于1.0%。就夹杂物的形成而言，应当控制硫含量，因为此类夹杂物可能在操作期间导致开裂；由此，S含量应当保持低于0.050%，优选低于0.020%。此外，为了高韧性的目的，应当避免脆化元素例如P，期望P<0.030%，优选地P<0.015%，典型地P<0.010%。事实上，低的Cr含量在电弧炉炼钢工艺中也有助于减小P含量，从而导致与所期望的成本降低理念不矛盾的结论。

如上所述的合金可通过常规或特殊的工艺例如粉末冶金、喷射成形或连续铸造而生产为轧制产品或锻造产品，例如盘条（wire rod）、棒材、线材、板材和带材。

下面描述所执行的实验，并且参照下面的附图：

-图1A示出了Mo含量对600℃回火后的硬度的影响，而图1B和图1C示出了在0.60%Mo的情况下Cr含量的影响，对于常规C含量（图1B）以及较高C含量（图1C）；图1A、图1B和图1C的水平虚线表示对于该应用所期望的最小硬度。

-与图1相似，图2A、图2B和图2C示出了钼对耐回火性的影响（图2A）和铬对耐回火性的影响（图2B和图2C）。在高温下的硬度越高，合金的耐回火性越大。在所有情形中，合金首先在600℃退火。

-图3A和图3B示出了考虑两种Cr含量的情况下本发明的组成的CCT曲线。能够从形成的相（珠光体和贝氏体）的数量并且最重要地从每种速率所获得的最终硬度而获得定量的淬硬性结果。在表1、基体3中总结了组成，出于比较的目的考虑3%和4%的Cr含量。图3A图示了对于0.50%C、3.00%Cr的组成的CCT曲线，而图3B示出了对于0.50%C、4.00%Cr的组成的CCT曲线。

-图4示出了现有技术概念的H13钢的CCT曲线，可将该数据与本发明钢的结果进行比较。图3中所示的关于相数量和硬度的相同数据能够对于不同的冷却速率进行评估。

-在图5A和图5B中，在以下方面对具有本发明的最终组成的合金Pl 1至Pl 3进行比较：回火后的硬度（图5A），以及随600℃下的时间的硬度损失（图5B）（本文中称为耐回火性）。

-图6比较了对下述两种类型的横向测试样品所执行的冲击韧性测试的结果：无切口(7mm×10mm截面，按照NADCA）或具有10mm×10mm截面和V形切口的夏比V。根据图5a的参数将所有材料处理至45HRC的硬度。

-图7示出了合金Pl 1、Pl 2和Pl 3相对于钢H13的渗氮层的硬度分布。对钢H13执行等离子体渗氮工艺。在渗氮之前，所有样品合金经受淬火和回火处理以达到45HRC。

实施例1：钼、铬和碳的影响

对于该项工作，在实验VIM炉中收集约200g的样品，且从相同的炉料（heat）改变组成。因此，如下表1（详见：附件1）中所示，通过改变Cr、Mo和C的含量而产生三种炉料。钢H11用作这些合金的基体，因为其已经具有一半的V含量。总是在特定退火（在1010℃下奥氏体化、油增溶和在810℃过度退火）后对所述材料进行表征。在该工艺中，我们使用1020℃的退火以及介于400℃与650℃之间的回火。具有典型的工业组成的钢H13用作基体。

图1中示出了在600℃回火后的硬度，突出了减小的Mo和Cr含量的影响、以及较高C含量的影响。关于Mo含量，较低的Mo浓度导致较低的回火后硬度。但是，如果Cr含量下降，则回火后硬度升高。可能是由于较低的Cr含量减少M₇C₃的量，该M₇C₃进而使Mo溶解。因此，较高含量的游离Mo应当存在于较低Cr含量的合金中，这解释了对回火的更强响应。

尽管Cr具有这种重要影响，但仅仅减小其含量尚不足以促成所需的硬度（约45HRC）。可能地，通过在较低温度下回火能够获得所需的硬度。但是，这种操作有时候对于热加工是不可行的，因为理想的回火温度应当比加工温度高50℃至80℃以提供适当的耐回火性。因此，对于涉及挤压和铸造铝的热加工而言，典型的回火温度应当为600℃。

表1：来自相同炉料且改变单一元素的样品所采用的化学组成。下表的Cr和Mo区域中使用的星号表示使用该基体的若干组成是从相同炉料产生，其中增大该元素的含量但是保持炉料的基体组成。

	基体1	基体2	基体3	H13
					变化	Mo	Cr	C	-
C	0.36	0.36	0.48	0.37
					Si	0.32	0.32	0.32	0.92
Mn	0.26	0.28	0.27	0.31
					P	0.007	0.006	0.006	0.022
S	0.001	0.002	0.001	0.001
					Co	0.02	0.02	0.02	0.02
Cr	5.00	**	***	4.82
					Mo	*	0.65	0.6	1.17
Ni	0.15	0.06	0.06	0.11
					V	0.4	0.41	0.41	0.79
W	0.01	0.01	0.01	0.09
					Cu	0.02	0.03	0.03	0.03
Al	0.013	<0.005	<0.005	0.02

*Mo变化：0.05；0.30；0.60；0.90；1.22；1.51

**Cr变化，考虑0.36%的C：2.0；3.0；4.0、5.1；6.2；7.1；

***Cr变化，考虑0.48%的C：2.0；3.0；4.0；5.1；6.1；7.0；

因此，为了增加在600℃回火后的硬度，我们增加了C含量。如图1中所示，结果是有效的并且获得了甚至比H13更高的硬度。在该情形中，C的效果与增加的二次碳化物形成有关，并且当与较低Cr含量相关联时，其提供开始加工所需的硬度，即使在较低的Mo含量（钢H13的一半）的合金中也如此。在较高C含量的合金中，能够观察到类似的Cr效果。

除了回火后硬度以外，硬度损失也是用于促进所考虑的合金对它们所经受的高温的适当响应的关键因素。图2中所示的结果证实了Mo在这方面的效果（图2a），而且Cr含量的减少也是用于减小硬度损失的令人感兴趣的选项，这意味着使曲线重绘到较高的硬度水平（参见图2b）。在具有较高C含量的合金中（图2c），这种效果甚至更强。因此，低Cr/高C的组合看起来是令人感兴趣的。

另一方面，Cr含量不能太低，使得不会减小淬硬性。在图3的曲线中研究了这种效果并且与图4中的钢H13进行比较。定量而言，在0.3℃/s和0.1℃/s后达到的硬度对于钢H13而言为635HV和521HV（图4），而具有3%Cr的合金在相同条件下达到595HV和464HV（图3a）。对于4%Cr的合金，情形发生变化，其达到的硬度≥H13，即对于0.3℃/s和0.1℃/s的速率达到696HV和523HV（图3b）。因此，接近4%Cr的Cr含量看起来更令人感兴趣。显著低于该值时，即3%Cr以下，贝氏体的量和回火后硬度可能妨碍应用。因此，选择3.8%的Cr含量用于所有其它测试、中试规模坯料的生产以及机械性能的评价。

实施例2：Al含量的影响

在限定合金目标之后，生产四种炉料（50kg铸造坯料，140mm平均截面）并且锻造成尺寸为65mm×165mm的板（表2）。随后按照在实施例1中所述相同的工艺对所述材料进行退火，并且按下述对它们的性能进行评价。

结果证实了在图1和图2中所示的初步结果，如图5中所示。因此，如果与钢H13进行比较，所述新合金能够获得在600℃下的硬度方面相似的结果（图5a），或者在耐回火性方面甚至更好的结果（图5b）。

表2：对于本发明合金（Pl）和钢H13所生产的实验用50kg坯料。

	Pl 1	Pl 2	Pl 3	H13
					C	0.50	0.49	0.51	0.38
Si	0.32	0.31	0.32	0.99
					Mn	0.35	0.35	0.35	0.35
P	0.011	0.011	0.011	0.023
					S	0.003	0.003	0.004	0.004
Co	0.01	0.01	0.01	0.02
					Cr	3.76	3.78	3.81	5.25
Mo	0.62	0.64	0.61	1.32
					Ni	0.14	0.13	0.13	0.13
V	0.40	0.39	0.40	0.85
					W	0.01	0.01	0.01	0.02
Cu	0.05	0.05	0.05	0.05
					Al	0.037	0.51	1.02	0.031

另一要点能够在图6中进行比较，就韧性而言。本发明合金在含有低的Al含量时的韧性等同于钢H13的韧性。这证实合金Pl 1的低的Si和P含量弥补了当C含量相对于钢H13增加时可能发生的韧性损失。图6还表明了韧性与Al含量成反比。

如图7中所示，Al含量有助于渗氮后硬度的显著增加。因此，对于其中渗氮层的高硬度被视为比韧性更加相关的应用（例如，实心型材的挤压），合金Pl 2由于具有>200J的韧性和极高的渗氮层硬度（几乎1400HV）而变为令人感兴趣。合金Pl 3未显示出在渗氮层方面的益处，但是韧性低很多。

另一方面，在非常容易开裂的应用例如管材挤压模具中，韧性可被视为关键的性能。对于这些情形，合金P1 1似乎更合适，也显示了与钢H13相似的渗氮后硬度，在表面上达到超过1000HV，这是用于挤压工具的典型规格。此外，如先前在图5中所示，合金P1 1还呈现出改进的热强度性能。

由此，考虑到热加工应用所需的性能，本发明的合金显示出与钢H13同等或甚至更好的结果。这些结果与非铁合金（例如Al合金）挤压模具或热锻模具非常相关。合金P1 1具有改进的耐回火性，但是渗氮后硬度和韧性等同于钢H13，而合金Pl 2具有比钢H13低的韧性，但是耐回火性和渗氮后硬度显著高于钢H13。应当基于应用所需的最关键性能来选择合金。但是在所有情形中，由于本发明合金中的低的Mo和V含量，因此能够获得显著的成本降低。

Claims (16)

1.用于挤压工具的钢，其特征在于，合金化元素的组成按质量百分比基本由如下构成：0.40至0.60的C、低于1.0的Si、低于0.030的P、2.5至4.5的Cr、0.5至0.7的Mo、0.10至1.0的V、低于1.0的Mn、至多1.0的Al，其余由Fe和不可避免的有害物质构成。

2.用于挤压工具的钢，其特征在于，合金化元素的组成按质量百分比基本由如下构成：0.40至0.60的C、低于0.50的Si、低于0.030的P、3.0至4.2的Cr、0.55至0.65的Mo、0.30至0.8的V、低于0.8的Mn、至多0.80的Al，其余由Fe和不可避免的有害物质构成。

3.用于挤压工具的钢，其特征在于，合金化元素的组成按质量百分比基本由如下构成：0.45至0.55的C、低于0.5的Si、低于0.030的P、3.5至4.2的Cr、0.55至0.65的Mo、0.30至0.50的V、低于0.50的Mn、至多0.60的Al，其余由Fe和不可避免的有害物质构成。

4.根据权利要求1至3中任一项所述的用于挤压工具的钢，其特征在于，Al含量限于0.10，按质量百分比计。

5.根据权利要求1至3中任一项所述的用于挤压工具的钢，其特征在于，铝含量≤0.05，按质量百分比计。

6.根据权利要求1至5中任一项所述的用于挤压工具的钢，其特征在于，钴和镍的含量<1.0，按质量百分比计。

7.根据权利要求1至6中任一项所述的用于挤压工具的钢，其特征在于，磷和硫的含量<0.030，按质量百分比计。

8.根据权利要求1至7中任一项所述的用于挤压工具的钢，其特征在于，磷含量<0.010，按质量百分比计。

9.根据权利要求1至8中任一项所述的用于挤压工具的钢，其特征在于，以1Mo=2W的比率用W替代Mo。

10.根据权利要求1至9中任一项所述的用于挤压工具的钢，其特征在于，以1V=2Nb或1Ti的比率用Nb或Ti替代V。

11.根据权利要求1至10中任一项所述的用于挤压工具的钢，其特征在于，在淬火和回火以实现30HRC至60HRC的硬度之后使用，接着进行渗氮热处理以获得800HV至1500HV的表面硬度至0.50mm的最大厚度。

12.根据权利要求1至11中任一项所述的用于挤压工具的钢，其特征在于，所述钢被应用于模子、模具和通用工具中，用于在室温或至多1300℃的温度下对固体材料和液体材料进行成形。

13.根据权利要求1至11中任一项所述的用于挤压工具的钢，其特征在于，在铁合金或非铁合金的锻造、挤压或铸造的应用中，所述钢被应用到用于在300℃至1300℃的温度下使金属成形的工具。

14.根据权利要求1至11中任一项所述的用于挤压工具的钢，其特征在于，所述钢被应用到非铁合金特别是铝合金的热挤压工具，以及被应用到实心型材或管材的挤压模具。

15.根据权利要求1至14中任一项所述的用于挤压工具的钢，其特征在于，生产所述钢以便用于涉及坯料铸造以及热成形和冷成形的工艺，或者甚至与熔融的总体结构一起使用。

16.根据权利要求1至14中任一项所述的用于挤压工具的钢，其特征在于，生产所述钢以便用于涉及液态金属的破碎的工艺，例如粉末冶金、粉末注射或通过喷射成形的工艺。

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