基本信息

H13[1]为热作模具钢，符合GB/T1299-2000标准。 统一数字代码T20502； 牌号4Cr5MoSiV1；

H13

合金工具钢简称合金钢，是在碳素工具钢中添加合金元素而形成的钢种。 其中，合成钢包括：量具刃具用钢、耐冲击工具用钢、冷作模具钢、热作模具钢、无磁模具钢、塑料模具钢等。

机械性能

硬度：退火245～205HB，淬火≥50HRC

交火状态

布氏硬度HBW10/3000(≤235))

2 主要特点

H13钢是应用最广泛、最具代表性的热作模具钢。 其主要特点是：[2]

(1)具有高淬透性和高韧性；

(2)优良的抗热裂性能，可在工作场所进行水冷；

(3)具有中等耐磨性，也可采用渗碳或渗氮工艺提高其表面硬度，但抗热裂性能会略有降低；

(4)由于其含碳量较低，回火时的二次硬化能力较差；

（5）在较高温度下具有抗软化的能力，但当工作温度高于540℃（1000°F）时硬度迅速下降（即其能承受的工作温度为540℃）；

(6)热处理变形小；

(7)中、高切削加工性；

(8)具有中等的抗脱碳能力。

更值得注意的是，它还可以用来制造航空工业的重要部件。

3个人生目标

其用途与9CRWMN模具钢基本相同，但由于含钒量较高，其中温（600度）性能优于4Cr5MoSiV钢。 是热作模具钢中用途广泛的代表性钢种。

H13模具钢用于制造大冲击载荷的锻模、热挤压模具、精密锻模； 铝、铜及其合金压铸模具。

4 化学成分

C：0.32~0.45，

硅：0.80~1.20，

锰：0.20~0.50，

铬：4.75~5.50，

钼：1.10~1.75，

V：0.80~1.20，

p≤0.030，

S≤0.030；

淬火：790度+-15度预热，1000度（盐浴）或1010度（炉内控制气氛）加热+-6度，保温5~15分钟空冷，550度+-6度回火； 退火和热处理；

H13钢是C-Cr-Mo-Si-V钢，在世界上广泛使用。 同时，各国许多学者对其进行了广泛的研究，并正在探索其化学成分的改进。 钢的广泛用途和优良性能主要是由其化学成分决定的。 当然，必须减少钢中的杂质元素。 有数据表明，当Rm为1550MPa时，材料的硫含量从0.005%降低到0.003%，将使冲击韧性提高约13J。 很明显，NADCA 207-2003标准规定优质H13钢的硫含量应小于0.005%，而优质H13钢的硫含量应小于0.003%S和0.015%P。下面进行分析。

H13

碳：美国AISI H13、UNS T20813、ASTM（最新版本）H13和FED QQ-T-570 H13钢的碳含量规定为（0.32~0.45）%，这是所有H13钢中最高的碳含量范围。 宽的。 德国X40CrMoV5-1和1.2344的含碳量为（0.37~0.43）%，含碳范围较窄。 德国DIN17350中X38CrMoV5-1的碳含量为（0.36~0.42）%。 日本SKD 61的含碳量为(0.32~0.42)%。 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。 特别需要指出的是，北美压铸协会NADCA 207-90、207-97和207-2003标准中规定H13钢的碳含量为(0.37~0.42)%。

钢中的碳含量决定了淬火钢的基体硬度。 根据钢中碳含量与淬火钢硬度的关系曲线可知，H13钢的淬火硬度在55HRC左右。 对于工具钢来说，钢中的部分碳进入钢的基体中，引起固溶强化。 另一部分碳会与合金元素中的碳化物形成元素结合，形成合金碳化物。 对于热作模具钢，除少量残余合金碳化物外，还要求在回火过程中在淬火马氏体基体上弥散析出，产生双重硬化现象。 因此，热作模具钢的性能由残余合金碳化合物的均匀分布和回火马氏体的组织决定。 可见钢中C含量不能太低。

含5%Cr的H13钢应具有高韧性，因此其C含量应保持在形成少量合金C化合物的水平。 Woodyatt和Krauss指出，在870℃的Fe-Cr-C三元相图上，H13钢的位置较好在奥氏体A和(A+M3C+M7C3)三相区的交界处。 相应的C含量约为0.4%。 图中还给出了通过增加C或Cr量来增加M7C3量而获得更高耐磨性的A2和D2钢，以进行比较。 保持C含量相对较低也很重要，以便将钢的Ms点设定在相对较高的温度水平（H13钢的Ms一般信息约为340°C），以便当钢淬火至室温得到以马氏体为主，含有少量残余A且残余物分布均匀的合金C化合物组织，回火后得到均匀的回火马氏体组织。 避免在工作温度下引起过多的残余奥氏体转变而影响工件的工作性能或变形。 这些少量的残余奥氏体应在淬火后的两次或三次回火过程中完全转变。 这里顺便指出一下，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。国内学者对极细合金碳化物也做了一些工作，回火后在板条状M上析出。

众所周知，增加钢中的碳含量会提高钢的强度。 对于热作模具钢来说，会提高高温强度、热硬性和耐磨性，但会导致韧性下降。 学者们通过比较工具钢产品手册文献中各类H型钢的性能，清楚地证明了这一点。 一般认为，引起钢的塑性和韧性下降的碳含量上限为0.4%。 为此，要求人们在设计钢合金时遵循以下原则：在保持强度的同时，尽可能降低钢的碳含量。 有资料提出，当钢的抗拉强度达到1550MPa以上时，C含量应以0.3%-0.4%为宜。 H13钢的强度Rm为1503.1MPa（46HRC时）和1937.5MPa（51HRC时）。

FORD和GM公司推荐的TQ-1、Dievar和ADC3等钢中C含量分别为0.39%和0.38%。 相应的韧性指标列于表1，由此可见原因。

对于要求较高强度的热作模具钢，采用的方法是在H13钢的成分基础上增加Mo含量或增加碳含量。 这些事会晚一些讨论。 当然，韧性和塑性略有降低也是可能的。 预期的。

2.2铬：铬是合金工具钢中最常含有且廉价的合金元素。 在美国，H型热作模具钢的Cr含量范围为2%～12%。 我国合金工具钢（GB/T1299）37个钢种中，除8CrSi、9Mn2V外均含有Cr。 铬对钢的耐磨性、高温强度、热硬性、韧性和淬透性具有有益的影响。 同时，它溶解到基体中会显着提高钢的耐腐蚀性能。 H13钢中含有Cr和Si会使氧化膜致密，提高钢的抗氧化能力。 此外，根据Cr对0.3C-1Mn钢回火性能的影响分析，添加<6%的Cr有利于提高钢的回火抗力，但不构成二次硬化； 当含Cr>6%的钢在550℃回火后，会产生二次硬化效应。 人们一般选择含铬5%的热作模具钢。

工具钢中的铬部分溶解到钢中起固溶强化作用，另一部分与碳结合，根据铬含量的不同，以(FeCr)3C、(FeCr)7C3和M23C6的形式存在，从而影响钢材的性能。 此外，还必须考虑合金元素的相互作用效应。 例如，当钢中含有铬、钼、钒，且Cr>3%时[14]，Cr可以阻止V4C3的生成，并延缓Mo2C的共格析出。 V4C3和Mo2C是一种强化相，可提高钢的高温强度和回火抗力[14]。 这种相互作用提高了钢的抗热变形能力。

铬溶解到钢的奥氏体中以增加钢的淬透性。 Cr、Mn、Mo、Si和Ni与Cr一样，都是提高钢淬透性的合金元素。 人们习惯于用淬透性系数来表征它。 一般而言，国内现有数据[15]仅采用Grossmann等人的数据。 后来Moser和Legat的进一步工作[16, 22]提出应由C含量和奥氏体晶粒来确定。 程度决定了基本淬透性直径Dic和由合金元素含量决定的淬透性系数（如图3所示）来计算合金钢的理想临界直径Di。 也可以用下面的公式来近似：

Di=Dic×2.21Mn×1.40Si×2.13Cr×3.275Mo×1.47Ni (1)

(1)式中各合金元素均以质量百分比表示。 从这个公式，人们对Cr、Mn、Mo、Si、Ni元素对钢淬透性的影响有了比较清晰的半定量认识。

Cr对钢共析点的影响与Mn大致相似。 当铬含量为5%左右时，共析点C含量下降至0.5%左右。 另外，Si、W、Mo、V、Ti的添加可显着降低共析点C含量。 由此可知，热作模具钢和高速钢都是过共析钢。 共析C含量的降低将增加奥氏体化后组织和最终组织中的合金碳化物含量。

合金C化合物在钢中的行为与其自身的稳定性有关。 事实上，合金C化合物的结构和稳定性与相应C化合物形成元素的d电子层和S电子层的缺电子程度有关[17]。 随着缺电子程度降低，金属的原子半径减小，碳与金属元素的原子半径比rc/rm增大，合金C化合物由间隙相转变为间隙化合物，C化合物的稳定性降低随着A中溶解温度的降低，其形成自由能的绝对值降低，相应的硬度值也降低。 VC硬质合金具有面心立方晶格，稳定性高。 约在900~950℃开始溶解，1100℃以上开始大量溶解（溶解终止温度为1413℃）[17]； 它在500~700℃开始溶解，在回火过程中析出，不易聚集和长大，可作为钢中的强化相。 由中等碳化物形成元素W和Mo形成的M2C和MC碳化物具有密排且简单的六方晶格。 它们稳定性较差，硬度、熔点和溶解温度较高。 它们仍可作为500～650℃范围内钢的强化相使用。 M23C6（如Cr23C6等）立方晶格复杂，稳定性较差，结合强度较弱，熔点和溶解温度较低（1090℃溶解于A），仅在少数耐热钢中存在。综合合金化 只有稳定性较高的(如(CrFeMoW)23C6)，才能作为强化相。复杂六方结构的M7C3(如Cr7C3、Fe4Cr3C3或Fe2Cr5C3)稳定性较差，与Fe3C碳化物一样容易溶解和析出，具有较大的聚集和生长速率，一般不能用作高温强化相[17]。

从Fe-Cr-C三元相图中我们仍然可以很容易地理解H13钢中的合金碳化物相。 根据Fe-Cr-C系700℃[18~20]和870℃[9]三元等温段的相图，对于含0.4%C的钢，随着Cr含量的增加，( FeCr)3C(M3C)和(CrFe)7C3(M7C3)型合金硬质合金。 请注意，在 870°C 图表上，仅当 Cr 含量大于 11% 时才会出现 M23C6。 另外，根据5%Cr的Fe-Cr-C三元系纵断面可知，退火状态下含0.40%C的钢为α相（固溶约1%Cr）和（CrFe）7C3合金碳化物。 当加热到791℃以上时，奥氏体A形成并进入(α+A+M7C3)三相区。 它在约795°C时进入(A+M7C3)两相区。 在约970°C时，(CrFe)7C3消失。 进入单相A区。 当基体含C<0.33%时，三相区（M7C3+M23C6和A）仅存在于793℃左右，在796℃（0.30%C时）进入（A+M7C3）区，然后保持直至液体相互。 钢中剩余的M7C3阻止A晶粒的生长。 Nilson 提出，对于成分为 1.5% C-13% Cr 的合金，不会形成稳定性较差的 (CrFe) 23C6 [20]。 当然，单独对Fe-Cr-C三元系进行分析会存在一些偏差，必须考虑添加合金元素的影响。