表1   ford、 gm公司推薦的部分h13鋼
公司名 鋼號(hào) c% s% si% mn% cr% mo% v% 沖擊韌度（平均）     (min)
kind&co tq-1 0.33/0.40 ≤0.002 0.10/0.50 0.30/0.50 5.00/5.50 1.70/2.00 0.50/0.70 13.6 j 9.5 j
uddeholm dievar 0.32/0.38 ≤0.002 0.10/0.50 0.40/0.55 4.80/5.30 2.20/2.50 0.50/0.70 10.8 j 8.1 j
thyssen e38k 0.33/0.38 ≤0.002 0.20/0.40 0.20/0.40 4.75/5.25 1.25/1.45 0.30/0.50 10.8 j 8. 1 j
aubert&duval adc3 0.34/0.39 s≤0.002p≤0.009 0.20/0.40 0.20/0.40 4.75/5.25 1.20/1.40 0.40/0.60 16.3 j  8.1 j
 smv4 0.37/0.42 s≤0.002p≤0.015 0.80/1.00 0.30/0.50 5.00/5.45 1.20/1.40 0.80/1.00 16.3 j 8.1 j

2.2   鉻： 鉻是合金工具鋼中Zui普遍含有的和價(jià)廉的合金元素。在美國(guó)h型熱作模具鋼中含cr量在2%~12%范圍。在我國(guó)合金工具鋼（gb/t1299）的37個(gè)鋼號(hào)中,除8crsi和9mn2v外都含有cr。鉻對(duì)鋼的耐磨損性、高溫強(qiáng)度、熱態(tài)硬度、韌度和淬透性都有有利的影響，同時(shí)它溶入基體中會(huì)顯著改善鋼的耐蝕性能，在h13鋼中含cr和si會(huì)使氧化膜致密來提高鋼的抗氧化性。再則以cr對(duì)0.3c-1mn鋼回火性能的作用來分析，加入﹤6% cr對(duì)提高鋼回火抗力是有利的，但未能構(gòu)成二次硬化；當(dāng)含cr﹥6%的鋼淬火后在550℃回火會(huì)出現(xiàn)二次硬化效應(yīng)。人們對(duì)熱作鋼模具鋼一般選5%鉻的加入量。

    工具鋼中的鉻一部分溶入鋼中起固溶強(qiáng)化作用，另一部分與碳結(jié)合,按含鉻量高低以(fecr)3c、(fecr)7c3和m23c6形式存在，從而來影響鋼的性能。另外還要考慮合金元素的交互作用影響，如當(dāng)鋼中含鉻、鉬和釩時(shí)，cr>3%[14]時(shí)，cr能阻止v4c3的生成和推遲mo2c的共格析出，v4c3和mo2c是提高鋼材的高溫強(qiáng)度和抗回火性的強(qiáng)化相[14]，這種交互作用提高該鋼耐熱變形性能。

    鉻溶入鋼奧氏體中增加鋼的淬透性。cr﹑mn﹑mo﹑si﹑ni都與cr一樣是增加鋼淬透性的合金元素。人們習(xí)慣用淬透性因子加以表征,一般國(guó)內(nèi)現(xiàn)有資料[15]還只應(yīng)用grossmann等的資料,后來moser和legat[16,22]的更進(jìn)一步工作提出由含c量和奧氏體晶粒度決定基本淬透性直徑dic和合金元素含量確定的淬透性因子(示于圖3中)來計(jì)算合金鋼的理想臨界直徑di,也可從下式作近似計(jì)算:
di=dic×2.21mn×1.40si×2.13cr×3.275mo×1.47ni (1)式中各合金元素以質(zhì)量百分?jǐn)?shù)表示。由該式，人們對(duì)cr﹑mn﹑mo﹑si和ni.元素影響鋼淬透性有相當(dāng)明確的半定量了解。

圖3 鋼中常用合金元素的淬透性因子

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    cr對(duì)鋼共析點(diǎn)的影響，它和mn大致相似，在約5%的含鉻量時(shí)，共析點(diǎn)的含c量降到0.5%左右。另外si﹑w﹑mo﹑v﹑ti的加入更顯著降低共析點(diǎn)含c量。為此可以知道：熱作模具鋼和高速鋼一樣屬于過共析鋼。共析含c量的降低，將增加奧氏體化后組織中和Zui后組織中的合金碳化物含量。

    鋼中合金c化物的行為與其自身的穩(wěn)定性有關(guān)，實(shí)際上，合金c化物的結(jié)構(gòu)、穩(wěn)定性與相應(yīng)c化物形成元素的d電子殼層和s電子殼層的電子欠缺程度相關(guān)[17]。隨著電子欠缺程度下降，金屬原子半徑隨之減小，碳和金屬元素的原子半徑比rc/rm增加，合金c化物由間隙相向間隙化合物變化，c化物的穩(wěn)定性減弱，其相應(yīng)熔化溫度和在a中溶解溫度降低，其生成自由能的值減小，相應(yīng)的硬度值下降。具有面心立方點(diǎn)陣的vc碳化物，穩(wěn)定性高，約在900~950℃溫度開始溶解，在1100℃以上開始大量溶解（溶解終結(jié)溫度為1413℃）[17]；它在500~700℃回火過程中析出，不易聚集長(zhǎng)大，能作為鋼中強(qiáng)化相。中等碳化物形成元素w 、mo形成的m2c和mc 碳化物具有密排和簡(jiǎn)單六方點(diǎn)陣，它們的穩(wěn)定性較差些，亦具較高的硬度、熔點(diǎn)和溶解溫度，仍可作為在500~650℃范圍使用鋼的強(qiáng)化相。m23c6(如cr23c6等)具有復(fù)雜立方點(diǎn)陣，穩(wěn)定性更差，結(jié)合強(qiáng)度較弱，熔點(diǎn)和溶解溫度較低（在1090℃溶入a中），只有在少數(shù)耐熱鋼中經(jīng)綜合合金化后才有較高穩(wěn)定性（如（crfemow）23c6,可作為強(qiáng)化相。具有復(fù)雜六方結(jié)構(gòu)的m7c3(如cr7c3、 fe4cr3c3或fe2cr5c3)的穩(wěn)定性更差，它和fe3c類碳化物一樣很易溶解和析出，具有較大的聚集長(zhǎng)大速度，一般不能作為高溫強(qiáng)化相[17]。
   我們?nèi)詮膄e-cr-c三元相圖可以簡(jiǎn)便了解h13鋼中的合金碳化物相。按fe-cr-c系700℃[18~20]和870℃[9]三元等溫截面的相圖,對(duì)含0.4%c鋼中,隨cr量增加會(huì)出現(xiàn)（fecr）3c（m3c）和（crfe）7c3(m7c3)型合金碳化物。注意在870℃圖上,只有含cr量大于11%才會(huì)出現(xiàn)m23c6）。另外根據(jù)fe-cr-c三元系在5%cr時(shí)的垂直截面,對(duì)含0.40%c的鋼在退火狀態(tài)下為α相（約固溶1%cr）和（crfe）7c3合金c化物。當(dāng)加熱至791℃以上形成奧氏體a和進(jìn)入（α+a+m7c3）三相區(qū),在795℃左右進(jìn)入（a+m7c3）兩相區(qū),約在970℃時(shí),（crfe）7c3消失,進(jìn)入單相a區(qū)。當(dāng)基體含c量﹤0.33%時(shí),在793℃左右才存在（m7c3+m23c6和a）的三相區(qū),在796℃進(jìn)入（a+m7c3）區(qū)（0.30%c時(shí)），以后一直保持到液相。鋼中殘留的m7c3有阻止a晶粒長(zhǎng)大的作用。nilson提出，對(duì)1.5%c-13%cr的成分合金，欠穩(wěn)定（crfe）23c6不形成[20]。當(dāng)然,單以fe-cr-c三元系分析會(huì)有一些偏差,要考慮加入合金元素的影響。

     提醒注意：國(guó)內(nèi)有些作者對(duì)于這點(diǎn)的看法尚有不足[21]。對(duì)h13改進(jìn)型熱作模具鋼，含cr成分有兩種范圍：低si高mo的 cr5.0%型和cr2.6%型，下面還會(huì)論述。順便提一下，較高含鉻的鋼淬火并在550～450℃回火后慢冷會(huì)具有第二類回火脆性，所以對(duì)回火后的冷卻要予以充分注意。

2.3  mn：幾乎所有商業(yè)用鋼都含一定數(shù)量的mn。鋼中含有mn可以改變鋼在凝固時(shí)所形成的氧化物的性質(zhì)和形狀。同時(shí)它與s有較大的親合力,可以避免在晶界上形成低熔點(diǎn)的硫化物fes，而以具有一定塑性的mns存在,從而消除硫的有害影響,改善鋼的熱加工性能[18]。在美國(guó)熱作模具鋼中h21~26和h41~43的含錳量均在(0.15~0.40)%范圍內(nèi),h10~19的含錳量高于該范圍。

    mn具有固溶強(qiáng)化作用,從而提高鐵素體和奧氏體的強(qiáng)度和硬度,雖然其固溶強(qiáng)化效果不及碳、磷和硅,但其對(duì)鋼的延展性幾乎沒有影響。在鐵素體-珠光體型鋼中mn是唯一可使屈服強(qiáng)度增加又使冷脆轉(zhuǎn)變溫度變化Zui小的合金元素。

    錳是弱碳化物形成元素,它可溶入滲碳體中形成合金滲碳體(fe,mn)3c,其形成可降低系統(tǒng)的自由能,即取于更穩(wěn)定狀態(tài)（注意fe3c中的fe可全部為mn所取代,而cr只可在fe3c中固溶18%~20%(原子分?jǐn)?shù)）。

    錳溶入奧氏體中能強(qiáng)烈增加鋼的淬透性,同時(shí)強(qiáng)烈減低鋼的ms點(diǎn)。andrewn[9]提出的ms(℃)公式(適用于～0.6%c,～4.9%mn,～5%cr,～5%ni和～5.4%mo鋼)為:

    ms(℃)=539-423c-30.4mn-12.1cr-17.7ni-7.5mo        (2)

    關(guān)于淬透性的提高,已在前節(jié)作了說明。降低ms點(diǎn)和增加淬火鋼中的殘余奧氏體量相聯(lián)系,從而 為設(shè)計(jì)微變形鋼提供途徑。有報(bào)道,高精度冷作模具鋼crmn2siwmov中mn的量為(2.10~2.40)%。
mn加入鋼中使ac1、ac3、ar1和ar3降低，這與細(xì)化鐵素體和珠光體相聯(lián)系，又會(huì)減薄碳化物片, 對(duì)f-p型鋼的強(qiáng)化起積極作用。同時(shí)有資料介紹mn和ni類似有提高鋼的韌度的作用。

    h13型二次硬化型模具鋼，其含mn量在(0.20～0.60)%范圍。對(duì)改進(jìn)型熱作模具鋼（如qro90 super,super me和hotvar）含mn在0.75%，處于較高的水平,與低si高mo型h13型鋼mn含量在(0.40~0.55)%范圍(如assab公司的dievar鋼)成明顯對(duì)照。

2.4  si: 硅是一個(gè)對(duì)鐵素體進(jìn)行置換固溶強(qiáng)化非常有效的元素,僅次于磷，但同時(shí)在一定程度上降低鋼的韌度和塑性。一般都將si限制在鋼脫氧需要的范圍內(nèi)。如果將si作為合金元素加入鋼中,其量一般≮0.40%。

    置換固溶強(qiáng)化一般引起鐵的球面對(duì)稱畸變,它能與刃形位錯(cuò)產(chǎn)生彈*互作用，一般不與螺形位錯(cuò)產(chǎn)生交互作用而阻止其運(yùn)動(dòng)。這樣它與c、n原子的間隙固溶強(qiáng)化相比屬于弱強(qiáng)化。人們已經(jīng)知道：置換固溶的抗拉強(qiáng)度增值δrm為[17]：
                 δrm = k×（x）n    (3)

    式中 x為溶質(zhì)原子的質(zhì)量百分?jǐn)?shù)，n為系數(shù)，一般n≈0.75，k為強(qiáng)化系數(shù)，它反映合金元素的強(qiáng)化能力，對(duì)si ksi=75850 mpa；而kmn=48260mpa；kmo=61190mpa。

    si的固溶使鐵素體基體的點(diǎn)陣常數(shù)變小，其原子半徑0.118nm，α-fe為0.126nm，由此可見，使點(diǎn)陣常數(shù)縮小的固溶合金元素具有較有效的強(qiáng)化作用。

    si也為提高回火抗力的有效元素。si降低碳在鐵素體中的擴(kuò)散速度，使回火時(shí)析出的碳化物不易聚集，增加回火穩(wěn)定性。另外，si雖然不推遲ε碳化物的生成，但它可固溶于ε碳化物，并提高其穩(wěn)定性，延遲ε→θ轉(zhuǎn)變。第一類回火脆性與ε→θ轉(zhuǎn)變和沿馬氏體條間界分布形成連續(xù)薄膜有關(guān)，延遲ε→θ轉(zhuǎn)變便意味著提高第一類回火脆性發(fā)生溫度或抬高回火溫度-硬度曲線，可使回火馬氏體的ε碳化物與基體保持共格和均勻分布，使回火馬氏體保持有良好的強(qiáng)韌性配合[17]。有資料表明，含1%si相應(yīng)可提高回火溫度30～50℃，對(duì)0.45c-5cr-2mn鋼，si量從0.07%提高至1.0%可在(550~650)℃回火時(shí)獲得較高硬度。但是，si加入量過多，會(huì)使碳化物聚集的過時(shí)效速度增大，以至于難以控制，這樣，其加入量限制在0.75%是比較合適的。

    另外，si易使鋼呈現(xiàn)帶狀組織，使鋼的橫向性能比縱向性能差，也使鋼的脆性轉(zhuǎn)折溫度升高；si還具有促進(jìn)鋼的脫碳敏感性；但si有利于高溫抗氧化性的提高。

    美國(guó)h型熱作模具鋼中h21~26和h41~43以及h19的si含量Zui大為0.40%或略高，而h10~14鋼的含si量為（0.80～1.25）%，屬含較高si量的鋼。

2.5  mo：mo溶于fe中也具固溶強(qiáng)化的作用，mo溶解于a中能提高鋼的淬透性，這在前面已有論述。
這兒應(yīng)明確指出，mo明顯推遲珠光體轉(zhuǎn)變，但對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變的影響不大，具體表現(xiàn)為：在鋼中只要加入0.25~1.0%的mo量，便足以使珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變的區(qū)域分開，（cr﹥ 2%和 v﹥ 0.5%也有相類似的作用）。

    mo是作為使鋼具有二次硬化的主要合金元素加入的，現(xiàn)在普遍認(rèn)為，這是由于在回火時(shí)馬氏體中析出mo2c造成。mo可與c形成mo2c和moc合金碳化物，還可隨回火溫度升高轉(zhuǎn)變?yōu)閙6c。具有密排六方點(diǎn)陣的mo2c在馬氏體板條內(nèi)，亞晶界上以平行的細(xì)針狀（二維為層片狀）析出，顯然，這種析出必須按單獨(dú)形核機(jī)制（separate nucleation）。tem研究指出，析出的位向關(guān)系為：（1102）mo2c∥（010）α，[1101]mo2c∥[100]α,[1120]mo2c∥[001]α 。mo2c和基體共格，從而導(dǎo)致二次硬化。honeycombe認(rèn)為，mo2c形成初期是mo和c原子沿馬氏體的﹛100﹜面偏聚，形成象al-cu合金時(shí)效時(shí)出現(xiàn)的g-p區(qū)相似的組織[2]。鋼中加入w和v形成w2c，vc的合金碳化物，也會(huì)具有二次硬化作用。另外再加入cr和co可以強(qiáng)化二次硬化效應(yīng)。但要注意，為使鋼中w和v的碳化物溶解進(jìn)入a中，需要采用較高的奧氏體化溫度，易引起奧氏體晶粒粗化而帶來不良影響。所以常以優(yōu)選mo為的二次硬化合金化元素。一般為了產(chǎn)生二次硬化效應(yīng)，要求mo的加入量不低于1.0%，加入3%mo時(shí)可取得接近極值的效果。當(dāng)加入量為2.0%～2.5%時(shí)，可獲得Zui合經(jīng)濟(jì)和有效的效果[17]。mo具有比cr更強(qiáng)烈的碳化物形成傾向，在5%cr的熱作模具鋼中，mo2c先于cr7c3形成。前已述，m7c3不能作為二次硬化的高溫強(qiáng)化相，而且它在回火馬氏體中的形成是以原位析出（in-situ）機(jī)制，不會(huì)發(fā)生彌散析出。為此，mo的二次硬化的硬化強(qiáng)度和其Zui大硬化強(qiáng)度對(duì)應(yīng)的溫度皆高于cr的相應(yīng)值，同時(shí)，mo2c的過時(shí)效速度亦較低（即不易聚集長(zhǎng)大）。這三個(gè)條件是衡量二次硬化有效性的三個(gè)主要指標(biāo)。
mo會(huì)提高鋼的脫碳氧化敏感性，一般認(rèn)為含3% mo是使鋼發(fā)生脫碳敏感的臨界加入量。
對(duì)含（2~3）% mo的鋼，為了提高鋼的淬透性，常常還得加入（1～2）%的鉻。

2.6  v：v是置換固溶強(qiáng)化鐵素體和形成奧氏體圈的元素。它和c，n的親和力強(qiáng)。人們已知過渡族金屬與c的親和力因?yàn)槠鋎電子殼層電子未填滿，碳原子將其價(jià)電子填入過渡族金屬d電子殼層。對(duì)vc，rc/rm =0.57（ ﹤0.59），形成間隙相化合物，具有fcc點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)，但在點(diǎn)陣的正八面體間隙并不都有碳原子，即存在碳原子缺位，這樣，碳化釩并不嚴(yán)格按化學(xué)式，一般表示為v4c3（vc0.98～0.75），所以其點(diǎn)陣常數(shù)和硬度在一定范圍內(nèi)變化。vc的δg298o為‐83.7kj∕mol[25]，熔點(diǎn)為2830℃,硬度為2400hv，其殘留在鋼內(nèi)將有利于耐磨性提高。其全部溶于a的溫度為1413℃。

    v在工具鋼中的主要作用是細(xì)化鋼的晶粒和組織，增加鋼的回火穩(wěn)定性和增強(qiáng)二次硬化效應(yīng)。一般介紹，v加入0.05%可細(xì)化晶粒，隨加入量增加，細(xì)化效果加強(qiáng)。因?yàn)榧仁箿囟融吔?00℃ ，v的碳化物穩(wěn)定性仍高，仍能保持細(xì)小,所以v是有效阻止a晶粒粗化的元素，也是在高溫下服役的鋼的重要合金化元素,下文還有論述。

    v和mo，w一樣溶入基體中提高 α–fe的自擴(kuò)散激活能，另外它偏聚在位錯(cuò)線附近形成氣團(tuán)，與位錯(cuò)產(chǎn)生交互作用阻止其滑移，阻止位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)的重新排列形成胞狀亞結(jié)構(gòu)，增加馬氏體的回復(fù)再結(jié)晶抗力，增加回火穩(wěn)定性。再則，加入0.5%v，依籍v4c3的沉殿亦可產(chǎn)生二次硬化效應(yīng)，且隨v量增加有向高溫推移的趨勢(shì)，硬化強(qiáng)度提高，過時(shí)效速度亦較低，但要使v4c3溶入a中，加熱溫度要較高,(有介紹對(duì)含v的低合金及微合金低碳f-p型鋼在950 ℃奧氏體化后正火便能產(chǎn)生有效的沉殿硬化和在1150℃正火顯示的沉殿硬化，這點(diǎn)可籍以參考)。需要采用高的奧氏體化溫度會(huì)引起a晶粒粗化，及鋼的缺口沖擊韌度降低，如v在0.5%附近時(shí)。在2%mo鋼中加入0.5%v尚不足構(gòu)成v4c3，而v會(huì)固溶于mo2c。v原子半徑為0.135nm（mo為0.145nm），不增大點(diǎn)陣錯(cuò)配度，但因?yàn)関和c的親和力大，會(huì)提高mo2c的穩(wěn)定性，即增加二次硬化的有效性，使二次硬化的峰值溫度提高。

    v的碳化物形成為小的細(xì)片,起始片寬﹤5nm，厚不大于1nm，在550~650℃ 范圍析出于f晶粒內(nèi)的位錯(cuò)線上，產(chǎn)生明顯的二次硬化作用，在550℃ 早期沉殿階段，碳化物與基體共格，在<010>α 和<110>vc之間的錯(cuò)配度僅為3%，位向關(guān)系為｛100｝vc∥｛110｝α（baker/nutting）然而在700℃回火，碳化物片迅速粗化和開始球化，但馬氏體片仍保持著，待700℃長(zhǎng)時(shí)間回火后才變?yōu)榈容S狀鐵素體晶粒[22]。

    在鋼中加入高于0.5％ v可形成穩(wěn)定v4c3,并引起二次硬化,其峰值溫度約為(600～625)℃,（mo的二次硬化峰值溫度約為570℃～580℃）,對(duì)0.40％c-2cr-2mo-0.5v鋼的回火，由于mo量較高Zui終會(huì)形成m6c（如fe3mo3c）,m6c為原位形核機(jī)制析出,二次硬化作用不明顯。

3.h13鋼的發(fā)展

    由上面的分析，人們對(duì)0.4％c-5％cr-1％mo-1％si-v的h13鋼的化學(xué)成分會(huì)有較明確的認(rèn)識(shí)，同時(shí)也對(duì)目前國(guó)際上對(duì)其成分向低si高mo的發(fā)展有進(jìn)一步了解。

    日本田部博輔[4]明確指出skd61（相當(dāng)于h13鋼）的發(fā)展的第一階段是對(duì)該鋼由常規(guī)熔煉方法向真空脫氣，爐外精煉和電渣重熔(esr)發(fā)展，并采用均勻化處理方法來改善鋼材內(nèi)部質(zhì)量，減少偏析，致在追求h13鋼材質(zhì)和性能的提高；同時(shí)在熱處理方法上改進(jìn)來提高工具和模具制品的性能和減少變形，采用真空高壓氣淬（如10bar 氮?dú)猓┖陀屠浠螂A段淬火等防止晶界c化物的析出和發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變以求得韌度的改善。發(fā)展的第二階段是對(duì)skd61鋼進(jìn)行成分改進(jìn)，其主要是向低si高mo方向發(fā)展。低si化方向Zui初是從對(duì)大型鋼塊內(nèi)部偏析大大改善的低si-vcd煉鋼技術(shù)受到啟發(fā)；另一方面高mo化方向是由德國(guó)x40crmov5-3（1.2367）和3cr型skd61鋼具有優(yōu)良的高溫強(qiáng)度和淬透性來確定的。在這兩種技術(shù)背景下進(jìn)行研究開發(fā)低si（＜0.25％）高mo（2～3.5％）的h13改進(jìn)的熱作模具鋼。

    對(duì)于si量降低的作用有：1)∨形或∧形偏析減輕；2)宏觀組織均勻化；3)微觀凝固組織的樹枝晶細(xì)化；4)減少凝固時(shí)凝固界面上的成分過冷；5)共晶碳化物的減少6)奧氏體結(jié)晶細(xì)化；7)塑性和韌度提高；8)高溫疲勞裂紋擴(kuò)展速度減小；9)蠕變裂紋擴(kuò)展速度減低；10)淬火冷卻抑制貝氏體轉(zhuǎn)變；11)