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潘晓华 朱祖昌
(艾福表面处理技术（上海）有限公司，上海工程技术大学)
摘要:
应用钢的强韧化设计和金属学原理的相关理论,本文相当详尽地分析了H13钢的化学成分及其对钢的组织结构和性能的影响,同时阐明了近年来国内外对H13钢成分的改进和发展方面的工作,旨在促进人们能更进一步开展开发、制造和处理H13钢的研究。
关键词:H13钢,化学成分,显微组织,工具钢设计
On the Chemical Composition of H13 Hot Work Tool Steel and It’s Development
PAN Xiaohua, ZHU Zuchang
Astract:
In this paper the authors apply relative theories of alloy steel design for strengthening and toughening and principles of physical metallurgy to the analyses in some detail of the chemical compositions of H13 hot work tool steel and the effects of the ones upon the microstructures and properties. In the next place we explain the improvement and development on the chemical composition in recent years. The purpose is in order to better prompt an investigation into the development, manufacture as well as heat treatment of H13 steel.
Keyword: h13 steel, chemical composition, microstructure, tool steel design
1． 前言
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：铬热作模具 钢、钨热作模具钢和钼热作模具钢,都冠以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钢是使用最广泛和最具代表性的热作模具钢种,它的主要特性是[1]：（1）具有高的淬透性和高的韧性；（2）优良的抗热裂能力，在工作场合可予以 水冷；（3）具有中等耐磨损能力，还可以采用渗碳或渗氮工艺来提高其表面硬度，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℉）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）中等和高的切削加工性；（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[2],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 裂韧度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。
本文将结合钢的强韧化理论和金属学原理来对H13钢的化学成分进行分析,并阐明目前在国际上其发展的概況。由于篇幅所限,关于本文中涉及的更详尽技術资料可以登陆我们公司网站 www.hefchina.com.cn 搜索。
2. H13钢的化学成分的分析
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[2]。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。下面对H13钢的成分加以分析。
2．1 碳：美国AISI H13，UNS T20813，ASTM（最新版）的H13和FED QQ-T-570的H13钢的含碳量都规定为（0.32~0.45）%，是所有H13钢中含碳量范围最宽的。德國X40CrMoV5-1和1.2344的 含碳量为（0.37~0.43）%，含碳量范围较窄，德國DIN17350中还有X38CrMoV5-1的含碳量为（0.36~0.42）%[3]。 日本SKD 61的含碳量为（0.32~0.42）%[3,4]。我国GB/T 1299和YB/T 094中4Cr5MoSiV1和SM 4Cr5MoSiV1的含碳量为（0.32~0.42）%和（0.32~0.45）%，分别与SKD61和AISI H13相同。特别要指出的是：北美压铸协会NADCA 207-90[5]、207-97[6]和207-2003[7]标准中对H13钢的含碳量都规定为（0.37~0.42）%。
钢中含碳量决定淬火钢的基体硬度，按钢中含碳量与淬火钢硬度的关系曲线可以知道,H13钢的淬火硬度在55HRC左右[8]。 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C量不能太低。
含5%Cr的H13钢应具有高的韧度，故其含C量应保持在形成少量合金C化物的水平上。Woodyatt 和Krauss[9]指出在870℃的Fe-Cr-C三元相图上,H13钢的位置在奥氏体A和（A+M3C+M7C3）三相区的交界位置处较好。相应的含C量约0.4%(见图1)[9]。 图上还标出增加C或Cr量使M7C3量增多,具有更高耐磨性能的A2和D2钢以作比较。另外重要的是,保持相对较低的含C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C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的两次或三次回火过程中应 予以转变完全[2]。这儿顺便指出，H13钢淬火后得到的马氏体组织为板条M+少量片状M+少量残余A。经回火后在板条状M上析出的很细的合金碳化物的照片可见图2[9]，国内学者也作了一定工作[14]。
图1 Fe-Cr-C系870℃水平截面部分相图
图2 H13钢淬火回火的TEM组织
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。 学者在工具钢产品手册文献[11]中将各类H型钢的性能比较很明显证明了这个观点。通常认为导致钢塑性和韧度降低的含碳量界限为0.4%。为此要求人们在 钢合金化设计时遵循下述原则:在保持强度前提下要尽可能降低钢的含碳量,有资料已提出:在钢抗拉强度达1550MPa以上时,含C量在0.3%-0.4% 为宜[2]。H13钢的强度Rm，有文献介绍为1503.1MPa(46HRC时)和1937.5MPa(51HRC时)。
查阅FORD和GM公司资料[12，13]推荐的TQ-1、Dievar和ADC3等钢中的含C量都为0.39%和0.38%等，相应的韧度指标等列于表1，其理由可由此管窥所及。
对要求更高强度的热作模具钢，采用的方法是在H13钢成分的基础上提高Mo含量或提高含碳量，这将在后面还会论及，当然韧度和塑性的略为降低是可以预料的。
表1 FORD、 GM公司推荐的部分H13钢
2.2 铬： 铬是合金工具钢中最普遍含有的和价廉的合金元素。在美国H型热作模具钢中含Cr量在2%~12%范围。在我国合金工具钢（GB/T1299）的37个钢号 中,除8CrSi和9Mn2V外都含有Cr。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显著改善钢的耐蚀性 能，在H13钢中含Cr和Si会使氧化膜致密来提高钢的抗氧化性。再则以Cr对0.3C-1Mn钢回火性能的作用来分析，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Cr﹥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%[14]< /sup>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<>[14]，这种交互作用提高该钢耐热变形性能。
铬溶入钢奥氏体中增加钢的淬透性。Cr﹑Mn﹑Mo﹑Si﹑Ni都与Cr一样是增加钢淬透性的合金元素。人们习惯用淬透性因子加以表征,一般国 内现有资料[15]还只应用Grossmann等的资料,后来Moser和Legat[16,22]的更进一步工作提出由含C量和奥氏体晶粒度决定基本淬 透性直径Dic和合金元素含量确定的淬透性因子(示于图3中)来计算合金钢的理想临界直径Di,也可从下式作近似计算:
Di=Dic×2.21Mn×1.40Si×2.13Cr×3.275Mo×1.47Ni (1)
(1)式中各合金元素以质量百分数表示。由该式，人们对Cr﹑Mn﹑Mo﹑Si和Ni元素影响钢淬透性有相当明确的半定量了解。
图3 钢中常用合金元素的淬透性因子
Cr对钢共析点的影响，它和Mn大致相似，在约5%的含铬量时，共析点的含C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 C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C量的降低，将增加奥氏体化后组织中和最后组织中的合金碳化物含量。
钢中合金C化物的行为与其自身的稳定性有关，实际上，合金C化物的结构、稳定性与相应C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 [17]。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C化物由间隙相向间隙化合物变化，C化物的稳定性 减弱，其相应熔化温度和在A中溶解温度降低，其生成自由能的绝对值减小，相应的硬度值下降。具有面心立方点阵的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℃）[17]；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 碳化物具有密排和简单六方点阵，它们的稳定性较差些，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。M23C6(如 Cr23C6等)具有复杂立方点阵，稳定性更差，结合强度较弱，熔点和溶解温度较低（在1090℃溶入A中），只有在少数耐热钢中经综合合金化后才有较高 稳定性（如（CrFeMoW）23C6,可作为强化相。具有复杂六方结构的M7C3(如Cr7C3、 Fe4Cr3C3或Fe2Cr5C3)的稳定性更差，它和Fe3C类碳化物一样很易溶解和析出，具有较大的聚集长大速度，一般不能作为高温强化相 [17]。
我们仍从Fe-Cr-C三元相图可以简便了解H13钢中的合金碳化物相。按Fe-Cr-C系700℃[18~20]和870℃[9]三元等温 截面的相图,对含0.4%C钢中,随Cr量增加会出现（FeCr）3C（M3C）和（CrFe）7C3(M7C3)型合金碳化物。注意在870℃图上,只 有含Cr量大于11%才会出现M23C6）。另外根据Fe-Cr-C三元系在5%Cr时的垂直截面,对含0.40%C的钢在退火状态下为α相（约固溶1% Cr）和（CrFe）7C3合金C化物。当加热至791℃以上形成奥氏体A和进入（α+A+M7C3）三相区,在795℃左右进入（A+M7C3）两相 区,约在970℃时,（CrFe）7C3消失,进入单相A区。当基体含C量﹤0.33%时,在793℃左右才存在（M7C3+M23C6和A）的三相区, 在796℃进入（A+M7C3）区（0.30%Ｃ时），以后一直保持到液相。钢中残留的M7C3有阻止A晶粒长大的作用。Nilson提出，对1.5%C -13%Cr的成分合金，欠稳定（CrFe）23C6不形成[20]。当然,单以Fe-Cr-C三元系分析会有一些偏差,要考虑加入合金元素的影响。
提醒注意：国内有些作者对于这点的看法尚有不足[21]。
对H13改进型热作模具钢，含Cr成分有两种范围：低Si高Mo的 Cr5.0%型和Cr2.6%型，下面还会论述。
顺便提一下，较高含铬的钢淬火并在550～450℃回火后慢冷会具有第二类回火脆性，所以对回火后的冷却要予以充分注意。
2.3 Mn：几乎所有商业用钢都含一定数量的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,从而消除硫的有害影响,改善钢的热加工性能[18]。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、磷和硅,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是唯一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%(原子分数)）。
锰溶入奥氏体中能强烈增加钢的淬透性,同时强烈减低钢的Ms点。Andrewn[9]提出的Ms(℃)公式(适用于～0.6%C,～4.9%Mn,～5%Cr,～5%Ni和～5.4%Mo钢)为:
Ms(℃)=539-423C-30.4Mn-12.1Cr-17.7Ni-7.5Mo (2)
关于淬透性的提高,已在前节作了说明。降低Ms点和增加淬火钢中的残余奥氏体量相联系,从而 为设计微变形钢提供途徑。有报道,高精度冷作模具钢CrMn2SiWMoV中Mn的量为(2.10~2.40)%。
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类似有提高钢的韧度的作用。
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（如QRO90 super,Super Me和HOTVAR）含Mn在0.75%，处于较高的水平,与低Si高Mo型H13型钢Mn含量在(0.40~0.55)%范围(如ASSAB公司的 Dievar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,仅次于磷，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性交互作用，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。人们已经知道：置换固溶的抗拉强度增值ΔRm为[17]：
ΔRm = K×（X）n (3)
式中 X为溶质原子的质量百分数，n为系数，一般n≈0.75，K为强化系数，它反映合金元素的强化能力，对Si Ksi=75850 MPa；而KMn=48260MPa；KMo=61190MPa。
Si的固溶使铁素体基体的点阵常数变小，其原子半径0.118nm，α-Fe为0.126nm，由此可见，使点阵常数缩小的固溶合金元素具有较有效的强化作用。
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。第一类回火脆性与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 变便意味着提高第一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[17]。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 较合适的。
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。
美国H型热作模具钢中H21~26和H41~43以及H19的Si含量最大为0.40%或略高，而H10~14钢的含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，这在前面已有论述。
这儿应明确指出，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Mo量，便足以使珠光体转变和贝氏体转变的区域分开，（Cr﹥ 2%和 V﹥ 0.5%也有相类似的作用）。
Mo是作为使钢具有二次硬化的主要合金元素加入的，现在普遍认为，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M6C。具有密排六方点阵的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（separate nucleation）。TEM研究指出，析出的位向关系为：（1102）Mo2C∥（010）α，[1101]Mo2C∥[100]α,[1120] Mo2C∥[001]α 。Mo2C和基体共格，从而导致二次硬化。Honeycombe认为，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[2]。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为最佳的二次硬 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[17]。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。前已述，M7C3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（in-situ）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最大 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）。这三个条件是衡量二次硬化有效性的三个主要指标。
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和形成奥氏体圈的元素。它和C，N的亲和力强。人们已知过渡族金属与C的亲和力因为其d电子壳层电子未填满，碳原子将其价电子 填入过渡族金属d电子壳层。对VC，rc/rm =0.57（ ﹤0.59），形成间隙相化合物，具有FCC点阵结构，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ΔG298O为‐83.7kJ∕mol[25]，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的重要合金化元素,下文还有论述。
V和Mo，W一样溶入基体中提高 α–Fe的自扩散激活能，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，依籍V4C3的沉殿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殿硬化和在1150℃正火显示最佳的沉殿硬化，这点可籍以参考)。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），不增大点阵错配度，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℃ 早期沉殿阶段，碳化物与基体共格，在<010>α 和<110>vc之间的错配度仅为3%，位向关系为｛100｝VC∥｛110｝α（Baker/Nutting）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，人们对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。
日本田部博辅[4]明确指出SKD61（相当于H13钢）的发展的第一阶段是对该钢由常规熔炼方法向真空脱气，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，致在追求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C化物的析出和发生贝氏体转变以求得韧度的改善。发展的第二阶段是对SKD61钢进行成分改进，其主要是向低Si高Mo 方向发展。低Si化方向最初是从对大型钢块内部偏析大大改善的低Si-VCD炼钢技术受到启发；另一方面高Mo化方向是由德国X40CrMoV5-3 （1.2367）和3Cr型SKD61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。
对于Si量降低的作用有：1)∨形或∧形偏析减轻；2)宏观组织均匀化；3)微观凝固组 织的树枝晶细化；4)减少凝固时凝固界面上的成分过冷；5)共晶碳化物的减少6)奥氏体结晶细化；7)塑性和韧度提高；8)高温疲劳裂纹扩展速度减小； 9)蠕变裂纹扩展速度减低；10)淬火冷却抑制贝氏体转变；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。
对于高Mo的优点有：1)提高淬透性，抑制晶界碳化物的析出和贝氏体转变；2)提高回火抗力；3)提高高温强度和高温蠕变强度；4)提高抗热裂 能力；5)提高韧度；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，对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 SKD61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C化物和锻后可获得满意的碳化物分布很相似。
钢凝固中液相线与固相线之间温度区间的变窄能减小凝固时液固界面上的成分过冷。对合金凝固中的液固相界面前沿处不出现成分过冷的临界温度梯度Gc可用下式表示[23]：
Gc＝（-mR／D）（1-Ko）（CL）x （3）
式中D为液相中溶质原子的扩散系数，m为液相线斜率，R为液固界面移动速度，Ko为x处固相和液相中溶质的浓度Cs和CL的比值，即Ko= （Cs／CL）x，称为平衡分配系数，Cs和CL可以从平衡相图上查得，如果Cs＜CL则Ko＜1，对Fe-Si和Fe-Mo相图均属于Ko＜1的情况 [24]，这时液相线和固相线的斜率均为负数。因为要了解低Si高Mo型H13钢的液相线和固相线区间变窄对凝固组织和偏析的影响，我们在这儿可假设认为 原H13钢和低Si高Mo H13钢的液相线斜率和 CL 值相差不大，又将 R 看作为近似相等，仅只考虑变化的是 Ko 。由上述已知（Cs）Ⅱ＞（Cs）Ⅰ，则KoⅡ＞KoⅠ，按式（3）可知（Gc）Ⅱ＜（Gc）Ⅰ，其中Ⅰ和Ⅱ分别表示原H13型钢和低Si高Mo H13型钢相应的液固相凝固情况。人们已经知道，Gc小的话，这种合金在凝固时液固相界面附近不易出现成分过冷。根据这一观点显然可以推知：低Si高Mo 的H13型钢在凝固时不易出现成分过冷现象。它和原H13型钢的Gc和成分过冷范围的比较示意表示于图4中。液固界面上成分过冷区很小，则不易出现树枝晶 或会出现胞状柱晶，当然就可避免严重的枝晶偏析，而胞状晶的偏析程度是较轻微的。
图4 H13钢（Ⅰ）和低Si高MoH13钢(Ⅱ)凝固时的成分过冷示意图
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。这样，人们自然想到了Nb和Ti，依靠稳定性比V4C3高的NbC和TiC。又由于Ti有一定的弊病，面心立 方结构的NbC就作为首选，这是国内学者合金化设计的主要思路。俞德刚[17]指出：Nb的加入量达0.04％便表现出有效的晶粒细化能力。NbC合金碳 化物的有效程度首先取决Nb在奥氏体中的溶解度，Nb在奥氏体化温度下的溶解度用下式表示：
log［Nb］×［C］＝2.96－7510／T ⑷
奥氏体中NbC的溶解度比VC和TiC低。
其次取决于NbC的低的形成自由能值，我们可以查得NbC的形成标准自由能ΔG2980＝-139.2KJ／mol[25]。由金属学原理知道，随ΔG的降低（绝对值的增大），均匀形核r*或非均匀形核的临界核心尺寸r*非变小[23]：
r*非＝-2γ／ΔGv ⑸
式中γ为界面能，ΔGv这儿可看作为碳化物的形成自由能。请注意r*值小是弥散析出强化的前提要求。有报导，质点直径达10-10m数量级会有 制止变形后亚结构的恢复和奥氏体再结晶的作用[26]。同时NbC在奥氏体中的溶解终结温度为2876℃，即说明NbC在一般的奥氏体化温度（如 1070℃）是不会全溶解掉的，能确实起到制止A晶粒粗化的作用。
我国早在上世纪80年代开展研究，并列入航空部标准的 3Cr3Mo3VNb钢[27]中加入V的量为（0.60～0.80）％，加入Nb的量约 (0.08~0.15)%。该钢具有降低加热时的过热敏感性,高温强度高,热稳定性高,塑性韧度高,耐冷热疲勞性好和耐热磨损性优良特点,可用于制作铝合 金、铜合金压铸模、不锈耐热钢和高温合金精锻模具等。我们认为，上述的分析将提供了有力的说明。李麟和吴晓春[28]对新型模具钢合金成分设计中也考虑加 入铌，指出4Cr5Mo3SiVNb钢在650℃回火时仍保持45HRC硬度和能进一步提高综合机械性能。
Uddeholm公司为了开发耐温度达650℃时具有高寿命的热作模具钢，提出含碳含硅较高的低Cr高Mo的HOTVAR专利钢。该钢同时兼 具优良的耐热磨损性、高温强度和热态硬度，特别适用于制作易于在热磨损或塑性变形条件下失效的模具。这些模具有铝管挤压模具，热弯曲、热校正模，进级锻 打、摆锻、滚锻和温锻（在650℃~950℃范围内锻造）条件下工作的模具等。该钢相应的化学成分为：0.55C-1.0Si-0.75Mn-2.6Cr -2.25Mo-0.85V[29]。这也是具有特色的工作。
本文相当详尽从钢的强韧化设计和金属学原理相关理论出发分析H13钢的化学成分及其对钢的组织结构和性能的影响,阐明近年来国内外H13钢的 成分改进和发展,以使人们能更好研究开发、制造和处理H13钢,并生产出高质量、低成本的模具制成品,走向国际,创建名牌。为了更进一步提高模具使用寿 命,对模具的表面进行改性[30],已愈来愈得到人们的青睐。
4. 结束语
H13热作模具钢属于具有二次硬化效应的超高强度钢。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,国内外很多学者正在努力探 究和拓展H13钢,以获得具有较低冶煉成本、合金化最合理的、又具有最佳组织结构和优良性能的钢种。现在,低Si高Mo的合金化途径和加入Nb合金化的方 法是H13钢成分设计上的两种趋势。经合理合金化的高性能材料,采用优化的热处理方法和表面改性方法,一定能确保制造出高服役寿命的模具。
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