1． 简述
热作模具钢要求材料具有高的淬透性、高的高温强度、高的耐磨性、高的韧度、高的抗热裂能力和高的耐熔损性能等。在美国,热作模具钢分为三种：{dy}种是铬热作模具钢；第二是钨热作模具钢；第三种是钼热作模具钢；以H字母,分别表示为H10～H19、H21～H26和H42～H43等。其中前两种钢的含碳量在0.30～0.50﹪范围,后种钢的含碳量在0.50～0.70﹪范围内,三种钢的Cr、W、Mo和V合金元素的总含量在(6～25)﹪范围。
H13钢是使用最广泛和{zj1}代表性的热作模具钢种,它的主要特性是：
（1）具有高的淬透性和高的韧性；
（2）优良的抗热裂能力；
（3）具有中等耐磨损能力，还可以采用碳氮共渗、渗氮、BRN表面改性技术、软氮化等工艺来提高其表面硬度及耐磨性，但要略为降低抗热裂能力；
（4）因其含碳量较低，回火中二次硬化能力较差；
（5）在较高温度下具有抗软化能力，但使用温度高于540℃（1000℉）时硬度出现迅速下降（即能耐的工作温度为540℃）；
（6）热处理的变形小；
（7）中高等的切削加工性；
（8）中等抗脱碳能力。更为令人注意的是,它还可用于制作航空工业上的重要构件。
航空及宇航工业发展要求其构件采用具有高强度、高韧度和高屈强比的材料,人们已经知道,钢铁材料要能与钛合金相竞争,其拉伸强度必须达到1600～1700MPa,其断裂韧性KIC≥125MPa√m 的水平。对飞行器,随飞行速度与音速的比值(称为马赫数,Ma,)的增加,要求构件能承受500℃或更高温度的能力,为此须采用具有二次硬化能力的钢材。人们正是从热作模具钢受到启发,将之作为一种超高强度钢加以应用和开展相当类型的超高强度钢的研究。
H13钢是C-Cr-Mo-Si-V型钢,在世界上的应用极其普遍,同时各国许多学者对它进行了广泛的研究,并在探究化学成分的改进。钢的应用广泛和具有优良的特性,主要由钢的化学成分决定的。当然钢中杂质元素必须降低,有资料表明,当Rm在1550MPa时,材料含硫量由0.005%降到0.003%,会使冲击韧度提高约13 J。十分明显,NADCA 207-2003标准就规定:优级(premium)H13钢含硫量小于0.005%,而超级(superior)的应小于0.003%S和0.015%P。
2、国相应材料对应H13材料的化学成份对照及各元素的作用
2.1、国产相应材料对应H13材料的化学成份对照表


2.2、碳：钢中含碳量决定淬火钢的基体硬度， H13钢的淬火硬度在55HRC左右。对工具钢而言，钢中的碳一部分进入钢的基体中引起固溶强化。另外一部分碳将和合金元素中的碳化物形成元素结合成合金碳化物。对热作模具钢,这种合金碳化物除少量残留的以外，还要求它在回火过程中在淬火马氏体基体上弥散析出产生两次硬化现象。从而由均匀分布的残留合金碳化合物和回火马氏体的组织来决定热作模具钢的性能。由此可见，钢中的含碳量不能太低。
另外，合理的含碳量是使钢的Ms点取于相对较高的温度水平(H13钢的Ms一般资料介绍为340℃左右)，使该钢在淬冷至室温时获得以马氏体为主加少量残余A和残留均匀分布的合金碳化物组织，并经回火后获得均匀的回火马氏体组织。避免使过多残余奥氏体在工作温度下发生轉变影响工件的工作性能或变形。这些少量残余奥氏体在淬火以后两次或三次回火过程中应予以转变xx。
{zj0}推荐模具强度、硬度与碳含量的关系：
（1）、抗拉强度达1550MPa以上时,含碳量在0.3%-0.4%为宜。
（2）硬度与强度的取值：强度在1503.1MPa，硬度在46HRC左右为宜；强度在1937.5MPa，硬度在51HRC左右为宜。
（3）、实践证明，钢塑性和韧度降低的含碳量界限为0.4%。
 众所周知，钢中增加碳含量将提高钢的强度，对热作模具钢而言，会使高温强度、热态硬度和耐磨损性提高，但会导致其韧度的降低。所以，在保持强度前提下要尽可能降低钢的含碳量。
2.3 铬： 铬是合金工具钢中最普遍含有的和价廉的合金元素。铬对钢的耐磨损性、高温强度、热态硬度、韧度和淬透性都有有利的影响，同时它溶入基体中会xxxx钢的耐蚀性能，在H13钢中含碳r和Si会使氧化膜致密来提高钢的抗氧化性。加入﹤6% Cr对提高钢回火抗力是有利的，但未能构成二次硬化；当含碳r﹥6%的钢淬火后在550℃回火会出现二次硬化效应。人们对热作钢模具钢一般选5%铬的加入量。
 工具钢中的铬一部分溶入钢中起固溶强化作用，另一部分与碳结合,按含铬量高低以(FeCr)3C、(FeCr)7C3和M23C6形式存在，从而来影响钢的性能。另外还要考虑合金元素的交互作用影响，如当钢中含铬、钼和钒时，Cr>3%时，Cr能阻止V4C3的生成和推迟Mo2C的共格析出，V4C3和Mo2C是提高钢材的高温强度和抗回火性的强化相，这种交互作用提高该钢耐热变形性能。
 Cr对钢共析点的影响，它和Mn大致相似，含铬量在约5%时，共析点的含碳量降到0.5%左右。另外Si﹑W﹑Mo﹑V﹑Ti的加入更显著降低共析点含碳量。为此可以知道：热作模具钢和高速钢一样属于过共析钢。共析含碳量的降低，将增加奥氏体化后组织中和{zh1}组织中的合金碳化物含量。
钢中合金碳化物的行为与其自身的稳定性有关，实际上，合金碳化物的结构、稳定性与相应碳化物形成元素的d电子壳层和S电子壳层的电子欠缺程度相关。随着电子欠缺程度下降，金属原子半径随之减小，碳和金属元素的原子半径比rc/rm增加，合金碳化物由间隙相向间隙化合物变化，碳化物的稳定性减弱，其相应熔化温度和在奥氏体中溶解温度降低，其生成自由能的{jd1}值减小，相应的硬度值下降。具有立方点阵的VC碳化物，稳定性高，约在900～950℃温度开始溶解，在1100℃以上开始大量溶解（溶解终结温度为1413℃）；它在500～700℃回火过程中析出，不易聚集长大，能作为钢中强化相。中等碳化物形成元素W 、Mo形成的M2C和MC 碳化物具有六方点阵，亦具较高的硬度、熔点和溶解温度，仍可作为在500～650℃范围使用钢的强化相。
2.3、 Mn：几乎所有钢都含一定数量的Mn。钢中含有Mn可以改变钢在凝固时所形成的氧化物的性质和形状。同时它与S有较大的亲合力,可以避免在晶界上形成低熔点的硫化物FeS，而以具有一定塑性的MnS存在,从而xx硫的有害影响,改善钢的热加工性能。在美国热作模具钢中H21～26和H41～43的含锰量均在0.15～0.40%范围内,H10～19的含锰量高于该范围。
Mn具有固溶强化作用,从而提高铁素体和奥氏体的强度和硬度,虽然其固溶强化效果不及碳、和硅,但其对钢的延展性几乎没有影响。在铁素体-珠光体型钢中Mn是{wy}可使屈服强度增加又使冷脆转变温度变化最小的合金元素。
锰是弱碳化物形成元素,它可溶入渗碳体中形成合金渗碳体(Fe,Mn)3C,其形成可降低系统的自由能,即取于更稳定状态（注意Fe3C中的Fe可全部为Mn所取代,而Cr只可在Fe3C中固溶18～20%）。锰溶入奥氏体中能强烈增加钢的淬透性,同时强烈降低钢的Ms点。
Mn加入钢中使Ac1、Ac3、Ar1和Ar3降低，这与细化铁素体和珠光体相联系，又会减薄碳化物片, 对F-P型钢的强化起积极作用。同时有资料介绍Mn和Ni类似有提高钢的韧性的作用。H13型二次硬化型模具钢，其含Mn量在0.20～0.60%范围。对改进型热作模具钢成明显对照。
2.4、 Si: 硅是一个对铁素体进行置换固溶强化非常有效的元素,但同时在一定程度上降低钢的韧度和塑性。一般都将Si限制在钢脱氧需要的范围内。如果将Si作为合金元素加入钢中,其量一般≮0.40%。
 置换固溶强化一般引起铁的球面对称畸变,它能与刃形位错产生弹xx互作用，一般不与螺形位错产生交互作用而阻止其运动。这样它与C、N原子的间隙固溶强化相比属于弱强化。
 Si也为提高回火抗力的有效元素。Si降低碳在铁素体中的扩散速度，使回火时析出的碳化物不易聚集，增加回火稳定性。另外，Si虽然不推迟ε碳化物的生成，但它可固溶于ε碳化物，并提高其稳定性，延迟ε→θ转变。{dy}类回火脆性与ε→θ转变和沿马氏体条间界分布形成连续薄膜有关，延迟ε→θ转变便意味着提高{dy}类回火脆性发生温度或抬高回火温度-硬度曲线，可使回火马氏体的ε碳化物与基体保持共格和均勻分布，使回火马氏体保持有良好的强韧性配合。有资料表明，含1%Si相应可提高回火温度30～50℃，对0.45C-5Cr-2Mn钢，Si量从0.07%提高至1.0%可在550～650℃回火时获得较高硬度。但是，Si加入量过多，会使碳化物聚集的过时效速度增大，以至于难以控制，这样，其加入量限制在0.75%是比较合适。另外，Si易使钢呈现带状组织，使钢的横向性能比纵向性能差，也使钢的脆性转折温度升高；Si还具有促进钢的脱碳敏感性；但Si有利于高温抗氧化性的提高。热作模具钢H13钢中含Si量为0.80～1.25%，属含较高Si量的钢。
2.5、 Mo：Mo溶于Fe中也具固溶强化的作用，Mo溶解于A中能提高钢的淬透性， Mo明显推迟珠光体转变，但对贝氏体转变的影响不大，具体表现为：在钢中只要加入0.25～1.0%的钼，便足以使珠光体转变和贝氏体转变的区域分开。Mo是作为使钢具有二次硬化的主要合金元素加入的，普遍认为，这是由于在回火时马氏体中析出Mo2C造成。Mo可与C形成Mo2C和MoC合金碳化物，还可随回火温度升高转变为Mo6C。具有六方点阵的Mo2C在马氏体板条内，亚晶界上以平行的细针状（二维为层片状）析出，显然，这种析出必须按单独形核机制。Mo2C和基体共格，从而导致二次硬化。Mo2C形成初期是Mo和C原子沿马氏体的﹛100﹜面偏聚，形成象Al-Cu合金时效时出现的G-P区相似的组织。钢中加入W和V形成W2C，VC的合金碳化物，也會具有二次硬化作用。另外再加入Cr和Co可以强化二次硬化效应。但要注意，为使钢中W和V的碳化物溶解进入A中，需要采用较高的奥氏体化温度，易引起奥氏体晶粒粗化而带来不良影响。所以常以优选Mo为{zj0}的二次硬化合金化元素。一般为了产生二次硬化效应，要求Mo的加入量不低于1.0%，加入3%Mo时可取得接近极值的效果。当加入量为2.0%～2.5%时，可获得最合经济和有效的效果。Mo具有比Cr更强烈的碳化物形成倾向，在5%Cr的热作模具钢中，Mo2C先于Cr7C3形成。Mo7C3不能作为二次硬化的高温强化相，而且它在回火马氏体中的形成是以原位析出机制，不会发生弥散析出。为此，Mo的二次硬化的硬化强度和其{zd0}硬化强度对应的温度皆高于Cr的相应值，同时，Mo2C的过时效速度亦较低（即不易聚集长大）。Mo会提高钢的脱碳氧化敏感性，一般认为含3% Mo是使钢发生脱碳敏感的临界加入量。对含2～3% Mo的钢，为了提高钢的淬透性，常常还得加入1～2%的铬。
2.6、 V：V是置换固溶强化铁素体的元素。它和C，N的亲和力强。人们已知过渡族金属与C的亲和力是因为其d层电子电子未填满，碳原子将其价电子填入过渡族金属d层电子。对VC，rc/rm =0.57（ ﹤0.59），形成间隙相化合物，但在点阵的正八面体间隙并不都有碳原子，即存在碳原子缺位，这样，碳化钒并不严格按化学式，一般表示为V4C3（VC0.98～0.75），所以其点阵常数和硬度在一定范围内变化。VC的熔点为2830℃,硬度为2400HV，其残留在钢内将有利于耐磨性提高。其全部溶于A的温度为1413℃。V在工具钢中的主要作用是细化钢的晶粒和组织，增加钢的回火稳定性和增强二次硬化效应。一般介绍，V加入0.05%可细化晶粒，随加入量增加，细化效果加强。因为既使温度趋近700℃ ，V的碳化物稳定性仍高，仍能保持细小,所以V是有效阻止A晶粒粗化的元素，也是在高温下服役的钢材的重要合金化元素。V、Mo、W一样溶入基体中提高 α–Fe的自扩散xx能，另外它偏聚在位错线附近形成气团，与位错产生交互作用阻止其滑移，阻止位错网絡的重新排列形成胞状亚结构，增加马氏体的回复再结晶抗力，增加回火稳定性。再则，加入0.5%V，依据V4C3的沉淀亦可产生二次硬化效应，且随V量增加有向高温推移的趋势，硬化强度提高，过时效速度亦较低，但要使V4C3溶入A中，加热温度要较高,(有介绍对含V的低合金及微合金低碳F-P型钢在950 ℃奥氏体化后正火便能产生有效的沉淀硬化和在1150℃正火显示{zj0}的沉淀硬化)。需要采用高的奥氏体化温度会引起A晶粒粗化，及钢的缺口冲击韧度降低，如V在0.5%附近时。在2%Mo钢中加入0.5%V尚不足构成V4C3，而V会固溶于Mo2C。V原子半径为0.135nm（Mo为0.145nm），不增大点阵错位度，但因为V和C的亲和力大，会提高Mo2C的稳定性，即增加二次硬化的有效性，使二次硬化的峰值温度提高。V的碳化物形成为小的细片,起始片宽﹤5nm，厚不大于1nm，在550～650℃ 范围析出于F晶粒内的位错线上，产生明显的二次硬化作用，在550℃ 早期沉淀阶段，碳化物与基体共格，在<010>α 和<110>vc之间的错位度仅为3%，位向关系为｛100｝VC∥｛110｝α然而在700℃回火，碳化物片迅速粗化和开始球化，但马氏体片仍保持着，待700℃长时间回火后才变为等轴状铁素体晶粒[22]。在钢中加入高于0.5％ V可形成稳定V4C3,并引起二次硬化,其峰值温度约为(600～625)℃,（Mo的二次硬化峰值温度约为570℃～580℃）,对0.40％C-2Cr-2Mo-0.5V钢的回火，由于Mo量较高最终会形成M6C（如Fe3Mo3C）,M6C为原位形核机制析出,二次硬化作用不明显。
3、 H13钢的发展
由上面的分析，对0.4％C-5％Cr-1％Mo-1％Si-V的H13钢的化学成分会有较明确的认识，同时也对目前国际上对其成分向低Si高Mo的发展有进一步了解。
3.1、发展的{dy}阶段是对该钢由常规熔炼方法向真空、炉外精炼和电渣重熔(ESR)发展，并采用均匀化处理方法来改善钢材内部质量，减少偏析，追求H13钢材质和性能的提高；同时在热处理方法上改进来提高工具和模具制品的性能和减少变形，采用真空高压气淬（如10bar 氮气）和油冷或阶段淬火等防止晶界碳化物的析出和发生贝氏体转变以求得韧度的改善。
3.2、发展的第二阶段是对H13钢进行成分改进，其主要是向低Si高Mo方向发展。低Si化方向是从对大型钢坯内部偏析的改善；另一方面高Mo化方向是钢具有优良的高温强度和淬透性来确定的。在这两种技术背景下进行研究开发低Si（＜0.25％）高Mo（2～3.5％）的H13改进的热作模具钢。
3.3、对于Si量降低的作用有：
3.3.1、∨形或∧形偏析减轻；
3.3.2宏观组织均匀化；
3.3.3微观凝固组织的树枝晶细化；
3.3.4减少凝固时凝固界面上的成分过冷；
3.3.5共晶碳化物减少；
3.3.6奥氏体结晶细化；
3.3.7塑性和韧度提高；
3.3.8高温疲劳裂纹扩展速度减小；
3.3.9蠕变裂纹扩展速度减低；
3.3.10淬火冷却抑制贝氏体转变；
3.3.11抗热裂性提高，但带来的不足是切削性能降低，有关改良的方法在继续研究中。
3.4、对于高Mo的优点有：
3.4.1提高淬透性，抑制晶界碳化物的析出和贝氏体转变；
3.4.2提高回火抗力；
3.4.3提高高温强度和高温蠕变强度；
3.4.4提高抗热裂能力；
3.4.5提高韧度；
3.4.6共晶碳化物细化和碳化物分布均匀。关于抑制贝氏体转变有资料报道（如：
610×203×500mm的H13模块经3bar（约3atm）氮气气淬后心部和表面的贝氏体量达70％和40％，而对低Si高Mo钢相应仅有2％和1％。）。
共晶碳化物的细化和碳化物分布均匀与Mo加入钢中可降低钢的结晶温度以及使钢的凝固温度区间变窄有关，这与W高速钢改成Mo高速钢不出现鱼骨状共晶碳化物和锻后可获得满意的碳化物分布很相似。
以合金元素Cr，Mo和V加入钢中，对钢二次硬化峰值温度来看，相应为500℃，(570～580)℃和(600～625)℃。为此，为了让H13钢的使用温度进一步提高，必须以V进行合金化，让原来以Mo2C引起的二次硬化作用改变为以V4C3引起的二次硬化。但前面的分析已明确指出，虽然高于0.5％V可形成高稳定性的V4C3合金碳化物，依赖V4C3在回火马氏体基体上的共格弥散析出产生明显的二次硬化，但要让V4C3合金碳化物溶入A中，需采用1050℃以上的奥氏体化温度，这会导致A晶粒的粗化，不利于工件的塑性和韧度的提高。为了克服A晶粒粗化的弊病，必定要使钢内存在稳定性更高的细小颗粒的碳化物来足以阻止A晶界的迁移。
4、常用工艺规范
4.1、退火
常用的退火工艺见图一所示。



4.2、淬火与回火
常用的淬火与回火广泛工艺见图二所示。



4.3硬度一般控制在HRC46－53；
4.4为了提高模具寿命，通常进行表面改性处理，采用渗氮（应用较少）、BRN表面改性技术、软氮化等工艺来提高其表面硬度及耐磨性。
5、 结束语
H13热作模具钢属于具有二次硬化效应（较弱）的超高强度钢。应用钢的强韧化设计和金属学原理相关理论可以相当完善的分析和确定H13钢的化学成分,并了解化学成分对钢的组织结构和性能的影响。在此基础上,通过优化热处理工艺及应用表面改性技术，以获得{zj0}组织结构和优良性能。
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