模具材料及热处理技术

Ｈ１３热作模具钢的化学成分及其改进和发展的研究

艾福表面处理技术（上海）有限公司

上海工程技术大学（上海

２０００３０）潘晓华朱祖昌

【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

ＴｈｅＳｔｕｄｙｏｆｔｈｅＣｈｅｍｉｃａｌＣｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎａｎｄＩｍｐｒｏｖｅｍｅｎｔａｎｄ

ＤｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｆｏｒｔｈｅＨ１３ＨｏｔＷｏｒｋＤｉｅ＆ＭｏｌｄＳｔｅｅｌ

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ａｎｄｔｏｕｇｈｅｎｉｎｇａｎｄｐｒｉｎｃｉｐｌｅｓｏｆｐｈｙｓｉｃａｌｍｅｔａｌｌｕｒｇｙｔｏｔｈｅａｎａｌｙｓｅｓｉｎｓｏｍｅｄｅｔａｉｌｏｆｔｈｅｃｈｅｍｉｃａｌｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｓｏｆＨ１３ｈｏｔｗｏｒｋｔｏｏｌｓｔｅｅｌａｎｄｔｈｅｅｆｆｅｃｔｓｏｆｔｈｅｏｎｅｓｕｐｏｎｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓａｎｄｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ．Ｉｎｔｈｅｎｅｘｔｐｌａｃｅｗｅｅｘｐｌａｉｎｔｈｅｉｍｐｒｏｖｅｍｅｎｔａｎｄｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｏｎｔｈｅｃｈｅｍｉｃａｌｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｉｎｒｅｃｅｎｔｙｅａｒｓ．Ｔｈｅｐｕｒｐｏｓｅｉｓｉｎｏｒｄｅｒｔｏｂｅｔｔｅｒｐｒｏｍｐｔａｎｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎｉｎｔｏｔｈｅｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ，ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｅａｓｗｅｌｌａｓｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｏｆＨ１３ｓｔｅｅｌ．Ｋｅｙｗｏｒｄ：Ｈ１３ｓｔｅｅｌ；ｃｈｅｍｉｃａｌｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ；ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ；ｔｏｏｌｓｔｅｅｌｄｅｓｉｇｎ

１前言

热作模具钢要求材料具有高的淬透性、高的高温

２Ｈ１３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

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３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％，３种钢的Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ和Ｖ合金元素的总含量在６％￣２５％。

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。下面对Ｈ１３钢的成分加以分析。

２．１碳

美国ＡＩＳＩＨ１３，ＵＮＳＴ２０８１３，ＡＳＴＭ（最新版）的

Ｈ１３和ＦＥＤＱＱ－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。

德国Ｘ４０ＣｒＭｏＶ５－１和１．２３４４的含碳量为０．３７％￣

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℉）时硬度出现迅速下降（即最高工作温度为５４０℃）；

０．４３％，含碳量范围较窄，德国ＤＩＮ１７３５０中还有

日本ＳＫＤＸ３８ＣｒＭｏＶ５－１的含碳量为０．３６％￣０．４２％［３］。

６１的含碳量为０．３２％￣０．４２％［３，４］。我国ＧＢ／Ｔ１２９９和ＹＢ／Ｔ０９４中４Ｃｒ５ＭｏＳｉＶ１和ＳＭ４Ｃｒ５ＭｏＳｉＶ１的含碳

量为０．３２％￣０．４２％和０．３２％￣０．４５％，分别与ＳＫＤ６１和

ＡＩＳＩＨ１３相同。特别要指出的是：北美压铸协会ＮＡＤＣＡ２０７－９０［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

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，它还可用于制造航空工业上的重要构件。

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期

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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转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］。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

，国内学者也作了一定工作。

［９］

［１４］

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）。

图２Ｈ１３钢淬火回火的ＴＥＭ组织

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，加入小于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大于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％Ｃｒ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］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

图１

Ｆｅ－Ｃｒ－Ｃ系８７０℃水平截面部分相图

耐热变形性能。

铬溶入钢奥氏体中增加钢的淬透性。Ｃｒ﹑Ｍｎ﹑Ｍｏ﹑

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

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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

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模具材料及热处理技术

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（见图３）来计算合金钢的理想临界直径Ｄｉ，也可从下式作近似计算：

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］。

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

Ｍｏ

ＭｎＣｒ

Ｄｉ＝Ｄｉｃ×２．２１Ｍｎ×１．４０Ｓｉ×２．１３Ｃｒ×３．２７５Ｍｏ×１．４７Ｎｉ（１）

式（１）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。

５．０４．０因子

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℃～

３．０２．０１．０

０

ＮｉＳｉ

０．４

０．８

１．２

１．６

２．０

合金元素含量（％）

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

另外５％的含铬量时，共析点的含Ｃ量降到０．５％左右。

Ｓｉ﹑Ｗ﹑Ｍｏ﹑Ｖ﹑Ｔｉ的加入更显著降低共析点含Ｃ量。由

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，

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。

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

２．３锰

几乎所有商业用钢都含一定数量的锰（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

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、

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￣Ｈ２６和Ｈ４１￣Ｈ４３的含锰量均在０．１５％￣０．４０％，Ｈ１０￣Ｈ１９的含锰量高于该范围。

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

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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，

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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

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碳化物的碳化物，并提高其稳定性，延迟生成，但它可固溶于ε

转变。第一类回火脆性与ε转变和沿马氏体ε→θ→θ转变便意条间界分布形成连续薄膜有关，延迟ε→θ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，

（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

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

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％。对改进型热作模具钢（如ＱＲＯ９０ｓｕｐｅｒ，ＳｕｐｅｒＭｅ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。

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钼

Ｍｏ溶于Ｆｅ中也具固溶强化的作用，Ｍｏ溶解于Ａ

２．４硅

硅是一个对铁素体进行置换固溶强化非常有效

中能提高钢的淬透性，这在前面已有论述。

这里应明确指出，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

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，其量一般不小于

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）。

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］：

（Ｘ）ｎΔＲｍ＝Ｋ×

（３）

式中，Ｘ为溶质原子的质量百分数，ｎ为系数，一般ｎ≈

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（ｓｅｐａｒａｔｅｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ）。ＴＥＭ研究指出，析出的位向关系为：（）Ｍｏ２Ｃ∥（０１０）α，Ｍｏ２Ｃ∥［１００］α，Ｍｏ２Ｃ。Ｍｏ２Ｃ和基体共格，从而导致二次硬化。∥［００１］α

０．７５，Ｋ为强化系数，它反映合金元素的强化能力，对ＳｉＫｓｉ＝７５８５０ＭＰａ；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

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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－钢中加入Ｗ和Ｖ形成Ｗ２Ｃ，ＶＣ的合金Ｐ区相似的组织［２］。

８１

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碳化物，也会具有二次硬化作用。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。所以常以优一般为了产生二选Ｍｏ为最佳的二次硬化合金化元素。

次硬化效应，要求Ｍｏ的加入量不低于１．０％，加入３％

生交互作用阻止其滑移，阻止位错网络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

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。

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Ｒ０．１３５ｎｍ（Ｍｏ

为Ｒ０．１４５ｎｍ），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的碳化物形成微小的细片，起始片宽小于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－

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钒

钒（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

０

范围内变化。ＶＣ的Δ为－８３．７ｋＪ∕ｍｏｌ［２５］，熔点为Ｇ２９８

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。

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℃。

３Ｈ１３钢的发展

由上面的分析，人们对０．４％Ｃ－５％Ｃｒ－１％Ｍｏ－１％

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。

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

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

８２

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

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模具材料及热处理技术

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

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，可假设认为原Ｈ１３钢和低Ｓｉ高ＭｏＨ１３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

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；

Ｓｉ高ＭｏＨ１３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如图４所示。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。

温度℃

固

相

温度℃

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６１０ｍｍ×２０３ｍｍ×

ＧＣ１

温度梯度

凝固点温度

固

相

ＧＣ１

温度梯度

凝固点温度

液相液相

ＸＸ

（ａ）图４

（ｂ）

凝固时的成分过冷示意图

——低Ｓｉ高ＭｏＨ１３钢ｂ—

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

——Ｈ１３钢ａ—

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］：

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％

８３

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

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模具材料及热处理技术

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：

［Ｃ］＝２．９６－７５１０／Ｔｌｏｇ［Ｎｂ］×

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

０

查得ＮｂＣ的形成标准自由能ΔＧ２９８＝－１３９．２ＫＪ／ｍｏｌ［２５］。由

产出高质量、低成本的模具制成品，走向国际，创建名牌。

（４）

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地分析和确定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，以获得具有较低冶炼成本、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

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（５）

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

［２８］

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，才能制造出高服役寿命的模具。详情请登录网站：ｗｗｗ．

ｈｅｆｃｈｉｎａ．ｃｏｍ．ｃｎ。

５参考文献

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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高该钢同时兼具优良的耐热磨Ｍｏ的ＨＯＴＶＡＲ专利钢。

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－

１９９０．

［６］ＮＡＤＣＡＲｅｃｏｍｍｅｎｄｅｄＰｒｏｃｅｄｕｒｅｓｆｏｒＨ－１３ＴｏｏｌＳｔｅｅｌ，

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叶云，王少君．ＴＥＭ在Ｈ１３钢热处理工艺研究中的应用

０．７５Ｍｎ－２．６Ｃｒ－２．２５Ｍｏ－０．８５Ｖ［２９］。这也是具有特色的

工作。

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

８４

［Ｊ］，电子显微镜学报，２００５，（４）

［１１］Ｗ．Ｈ．Ｗｉｌｌｓｅｔａｌ．，ＴｏｏｌＳｔｅｅｌｓ：ＳｔｅｅｌＰｒｏｄｕｃｔｓＭａｎｕａｌ［Ｍ］，Ａ

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计．取自因特网．

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!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!

行业信息

“２００７国际橡塑展”２００７年移师至广州举行

满足展会不断扩大规模的需求

了调查，结果显示５４％的被访展商选择广州为“２００７国际橡塑展”的展会地点。朱先生补充道：“我们充分理解展商选择广州的原因，广州是华南地区的经济中心，而华南地区又是中国重要的生产基地，对塑料及橡胶机械和原材料的需求非常殷切。”

上一届“国际橡塑展”于２００５年在广州举行，汇聚了１，１０９家国际知名的供应商和来自７９个国家及地区的５２，００９名观众，成果美满。广州省是全国塑料产业的龙头，２００４年全省规模以上企业共生产塑料制品４６０万吨，产值达到８５０亿元人民币，占全国塑料制品总产值的２５％。华南地区塑料橡胶市场需求庞大，再加上“国际橡塑展”被视为亚洲最大及最重要的橡塑展，雅式有信心２００７年的“国际橡塑展”将更上一层楼，继续为供应商和买家打造有效的平台，实现塑料橡胶产业内商贸和技术的完美互动及交流。

“国际橡塑展”由雅式展览服务有限公司主办，并荣获欧洲塑料和橡胶工业机械制造商协会在中国独将于２００６家赞助的国际橡塑展。“２００６国际橡塑展”年４月２６￣２９日在中国上海新国际博览中心迎来第如欲了解更多信息，请联络主办单位，或登２０届盛会。

陆大会网页ｗｗｗ．２４５６．ｃｏｍ／ｃｈｉｎａｐｌａｓ。

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“中国国际塑料橡胶工业展览会”（简称“国际橡塑展”）主办单位雅式展览服务有限公司宣布２００７年的“国际橡塑展”将于明年５月２１￣２４日于中国广州琶州广州国际会议展览中心举行。

一直以来，“国际橡塑展”逢双年于上海举行，单年于北京和广州轮流举办。按此模式，“国际橡塑展”继２００５年在广州举行后，２００７年的展会应在北京举行。然而，雅式公司考虑到不断增长的展会规模，以及展商对２００７年展会地点的取向，最终决定把２００７年的展会再次设于广州。

“２００６国际橡塑展”展场面积超过９２，０００平方米。随着中国塑料橡胶市场的快速发展，以及规模连年扩大的展会，雅式预计２００７年的展会将增至１０万平方米，稳占亚洲最大橡塑展的地位。现时位于北京的中国国际展览中心，其展场面积并未能满足到２００７年展会的规模，而拥有１０万平方米展场面积和一流配套设施的新展览中心要待２００７年上半年才落成。雅式董事长朱裕伦先生表示：“我们会认真考虑在北‘国际橡塑展’，相信届时新展览中京举办２００９年的

心的配套设施已发展得很完善。”

为了照顾参展商的意愿，雅式于“２００５国际橡塑展”举行期间就２００７年展会选址的问题对展商进行

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