H13热作模具钢的化学成分及其发展的研究pfg.docx

H13热热作模具具钢的化化学成分分及其改改进和发发展的研研究 潘晓华华 朱祖昌昌 （艾艾福表面面处理技技术（上上海）有有限公司司，上海海工程技技术大学学）摘要:应应用钢的的强韧化化设计和和金属学学原理的的相关理理论,本本文相当当详尽地地分析了了H133钢的化化学成分分及其对对钢的组组织结构构和性能能的影响响,同时时阐明了了近年来来国内外外对H113钢成成分的改改进和发发展方面面的工作作,旨在在促进人人们能更更进一步步开展开开发、制制造和处处理H113钢的的研究。关键词:H133钢,化化学成分分,显微微组织,工具钢钢设计On tthe Cheemiccal Commpossitiion of H133 Hoot WWorkk Toool Steeel andd Itts DevveloopmeentPAN Xiaaohuua, ZHHU ZZuchhanggAbsttracct:In tthiss paaperr thhe aauthhorss appplyy reelattivee thheorriess off allloyy stteell deesiggn ffor strrenggtheeninng aand touugheeninng aand priinciiplees oof pphyssicaal mmetaalluurgyy too thhe aanallysees iin ssomee deetaiil oof tthe cheemiccal commpossitiionss off H113 hhot worrk ttooll stteell annd tthe efffectts oof tthe onees uuponn thhe mmicrrosttruccturres andd prropeertiies. Inn thhe nnextt pllacee wee exxplaain thee immproovemmentt annd ddeveeloppmennt oon tthe cheemiccal commpossitiion in reccentt yeearss. TThe purrposse iis iin oordeer tto bbettter proomptt ann innvesstiggatiion intto tthe devveloopmeent, maanuffactturee ass weell as heaat ttreaatmeent of H133 stteell.Keywwordd: hh13 steeel, chhemiicall coompoosittionn, mmicrrosttruccturre, toool ssteeel ddesiign1 前言热作模具具钢要求求材料具具有高的的淬透性性、高的的高温强强度、高高的耐磨磨性、高高的韧度度、高的的抗热裂裂能力和和高的耐耐熔损性性能等。在在美国,热作模模具钢分分为三种种：铬热热作模具具钢、钨钨热作模模具钢和和钼热作作模具钢钢,都冠冠以H字字母,分分别表示示为H110HH19、HH21H266和H442、HH43等等。其中中前两种种钢的含含碳量在在(0.33000.500)范围,后种钢钢的含碳碳量在(0.55000.700)范围内内,三种种钢的CCr、WW、Moo和V合合金元素素的总含含量在(6225)范围。H13钢钢是使用用最广泛泛和最具具代表性性的热作作模具钢钢种,它它的主要要特性是是1：（11）具有有高的淬淬透性和和高的韧韧性；（22）优良良的抗热热裂能力力，在工工作场合合可予以以水冷；（3）具具有中等等耐磨损损能力，还还可以采采用渗碳碳或渗氮氮工艺来来提高其其表面硬硬度，但但要略为为降低抗抗热裂能能力；（44）因其其含碳量量较低，回回火中二二次硬化化能力较较差；（55）在较较高温度度下具有有抗软化化能力，但但使用温温度高于于5400（10000）硬度度出现迅迅速下降降（即能能耐的工工作温度度为5440）；（66）热处处理的变变形小；（7）中中等和高高的切削削加工性性；（88）中等等抗脱碳碳能力。更更为令人人注意的的是,它它还可用用于制作作航空工工业上的的重要构构件。航空及宇宇航工业业发展要要求其构构件采用用具有高高强度、高高韧度和和高屈强强比的材材料,人人们已经经知道2,钢铁材材料要能能与钛合合金相竞竞争,其其拉伸强强度必须须达到11600017700MMPa,其断裂裂韧度KKIC1255MPaam 的的水平。对对飞行器器,随飞飞行速度度与音速速的比值值(称为为马赫数数,Maa,)的的增加,要求构构件能承承受5000或更高高温度的的能力,为此须须采用具具有二次次硬化能能力的钢钢材。人人们正是是从热作作模具钢钢受到启启发,将将之作为为一种超超高强度度钢加以以应用和和开展相相当类型型的超高高强度钢钢的研究究。本文将结结合钢的的强韧化化理论和和金属学学原理来来对H113钢的的化学成成分进行行分析,并阐明明目前在在国际上上其发展展的概況況。由于于篇幅所所限,关关于本文文中涉及及的更详详尽技術術资料可可以登陆陆我们公公司网站站 搜索。2. H133钢的化化学成分分的分析析H13钢钢是C-Cr-Mo-Si-V型钢钢,在世世界上的的应用极极其普遍遍,同时时各国许许多学者者对它进进行了广广泛的研研究,并并在探究究化学成成分的改改进。钢钢的应用用广泛和和具有优优良的特特性,主主要由钢钢的化学学成分决决定的。当当然钢中中杂质元元素必须须降低,有资料料表明,当Rmm在15550MMPa时时,材料料含硫量量由0.0055%降到到0.0003%,会使使冲击韧韧度提高高约133 J2。十十分明显显,NAADCAA 2007-220033标准就就规定:优级(preemiuum)HH13钢钢含硫量量小于00.0005%,而超级级(suuperriorr)的应应小于00.0003%SS和0.0155%P。下下面对HH13钢钢的成分分加以分分析。21 碳：美国AAISII H113，UUNS T2008133，ASSTM（最最新版）的的H133和FEED QQQ-TT-5770的HH13钢钢的含碳碳量都规规定为（00.3220.445）%，是所所有H113钢中中含碳量量范围最最宽的。德德國X440CrrMoVV5-11和1.23444的含含碳量为为（0.370.443）%，含碳碳量范围围较窄，德德國DIIN1773500中还有有X388CrMMoV55-1的的含碳量量为（00.3660.442）%3。日本本SKDD 611的含碳碳量为（00.3220.442）%3,4。我我国GBB/T 12999和YYB/TT 0994中44Cr55MoSSiV11和SMM 4CCr5MMoSiiV1的的含碳量量为（00.3220.442）%和（00.3220.445）%，分别别与SKKD611和AIISI H133相同。特特别要指指出的是是：北美美压铸协协会NAADCAA 2007-99055、2207-976和和2077-200037标标准中对对H133钢的含含碳量都都规定为为（0.370.442）%。钢中含碳碳量决定定淬火钢钢的基体体硬度，按按钢中含含碳量与与淬火钢钢硬度的的关系曲曲线可以以知道,H133钢的淬淬火硬度度在555HRCC左右8。对工工具钢而而言，钢钢中的碳碳一部分分进入钢钢的基体体中引起起固溶强强化。另另外一部部分碳将将和合金金元素中中的碳化化物形成成元素结结合成合合金碳化化物。对对热作模模具钢,这种合合金碳化化物除少少量残留留的以外外，还要要求它在在回火过过程中在在淬火马马氏体基基体上弥弥散析出出产生两两次硬化化现象。从从而由均均匀分布布的残留留合金碳碳化合物物和回火火马氏体体的组织织来决定定热作模模具钢的的性能。由由此可见见，钢中中的含CC量不能能太低。含5%CCr的HH13钢钢应具有有高的韧韧度，故故其含CC量应保保持在形形成少量量合金CC化物的的水平上上。Wooodyyattt 和KKrauuss9指指出在8870的Fee-Crr-C三三元相图图上,HH13钢钢的位置置在奥氏氏体A和和（A+M3C+MM7C3）三相相区的交交界位置置处较好好。相应应的含CC量约00.4%(见图图1)9。图上上还标出出增加CC或Crr量使MM7C3量增多多,具有有更高耐耐磨性能能的A22和D22钢以作作比较。另另外重要要的是,保持相相对较低低的含CC量是使使钢的MMs点取取于相对对较高的的温度水水平(HH13钢钢的Mss一般资资料介绍绍为3440左右)，使该该钢在淬淬冷至室室温时获获得以马马氏体为为主加少少量残余余A和残残留均匀匀分布的的合金CC化物组组织，并并经回火火后获得得均匀的的回火马马氏体组组织。避避免使过过多残余余奥氏体体在工作作温度下下发生轉轉变影响响工件的的工作性性能或变变形。这这些少量量残余奥奥氏体在在淬火以以后的两两次或三三次回火火过程中中应予以以转变完完全2。这这儿顺便便指出，HH13钢钢淬火后后得到的的马氏体体组织为为板条MM+少量量片状MM+少量量残余AA。经回回火后在在板条状状M上析析出的很很细的合合金碳化化物的照照片可见见图29，国内内学者也也作了一一定工作作14。%Cr%C图1 Fe-Cr-C系8870水平截截面部分分相图图2 HH13钢钢淬火回回火的TTEM组组织众所周知知，钢中中增加碳碳含量将将提高钢钢的强度度，对热热作模具具钢而言言，会使使高温强强度、热热态硬度度和耐磨磨损性提提高，但但会导致致其韧度度的降低低。学者者在工具具钢产品品手册文文献11中将各各类H型型钢的性性能比较较很明显显证明了了这个观观点。通通常认为为导致钢钢塑性和和韧度降降低的含含碳量界界限为00.4%。为此此要求人人们在钢钢合金化化设计时时遵循下下述原则则:在保保持强度度前提下下要尽可可能降低低钢的含含碳量,有资料料已提出出:在钢钢抗拉强强度达115500MPaa以上时时,含CC量在00.3%-0.4%为为宜2。H113钢的的强度RRm，有有文献介介绍为115033.1MMPa(46HHRC时时)和119377.5MMPa(51HHRC时时)。查阅FOORD和和GM公公司资料料12，113推荐的的TQ-1、DDievvar和和ADCC3等钢钢中的含含C量都都为0.39%和0.38%等，相相应的韧韧度指标标等列于于表1，其其理由可可由此管管窥所及及。对要求更更高强度度的热作作模具钢钢，采用用的方法法是在HH13钢钢成分的的基础上上提高MMo含量量或提高高含碳量量，这将将在后面面还会论论及，当当然韧度度和塑性性的略为为降低是是可以预预料的。表1 FOORD、 GM公公司推荐荐的部分分H133钢公司名钢号C%S%Si%Mn%Cr%Mo%V%冲击韧度度（平均） (mmin)Kindd&CooTQ-110.333/0.400.00020.100/0.500.300/0.505.000/5.501.700/2.000.500/0.7013.66 J9.5 JUddeehollmDievvar0.322/0.380.00020.100/0.500.400/0.554.800/5.302.200/2.500.500/0.7010.88 J8.1 JThysssennE38KK0.333/0.380.00020.200/0.400.200/0.404.755/5.251.255/1.450.300/0.5010.88 J8. 11 JAubeert&&DuvaalADC330.344/0.39S0.0022P0.00990.200/0.400.200/0.404.755/5.251.200/1.400.400/0.6016.33 J 8.1 JSMV440.377/0.42S0.0022P0.01550.800/1.000.300/0.505.000/5.451.200/1.400.800/1.0016.33 J8.1 J2.2 铬铬： 铬铬是合金金工具钢钢中最普普遍含有有的和价价廉的合合金元素素。在美美国H型型热作模模具钢中中含Crr量在22%122%范围围。在我我国合金金工具钢钢（GBB/T112999）的337个钢钢号中,除8CCrSii和9MMn2VV外都含含有Crr。铬对对钢的耐耐磨损性性、高温温强度、热热态硬度度、韧度度和淬透透性都有有有利的的影响，同同时它溶溶入基体体中会显显著改善善钢的耐耐蚀性能能，在HH13钢钢中含CCr和SSi会使使氧化膜膜致密来来提高钢钢的抗氧氧化性。再再则以CCr对00.3CC-1Mnn钢回火火性能的的作用来来分析，加加入6% Cr对对提高钢钢回火抗抗力是有有利的，但但未能构构成二次次硬化；当含CCr6%的的钢淬火火后在5550回火会会出现二二次硬化化效应。人人们对热热作钢模模具钢一一般选55%铬的的加入量量。 工工具钢中中的铬一一部分溶溶入钢中中起固溶溶强化作作用，另另一部分分与碳结结合,按按含铬量量高低以以(FeeCr)3C、(FeCCr)77C3和M233C6形式存存在，从从而来影影响钢的的性能。另另外还要要考虑合合金元素素的交互互作用影影响，如如当钢中中含铬、钼钼和钒时时，Crr>3%14时，CCr能阻阻止V44C3的生成成和推迟迟Mo22C的共共格析出出，V44C3和Moo2C是提提高钢材材的高温温强度和和抗回火火性的强强化相14，这种种交互作作用提高高该钢耐耐热变形形性能。铬溶入钢钢奥氏体体中增加加钢的淬淬透性。CCrMnMoSiNi都都与Crr一样是是增加钢钢淬透性性的合金金元素。人人们习惯惯用淬透透性因子子加以表表征,一一般国内内现有资资料15还只应应用Grrosssmannn等的的资料,后来MMoseer和LLegaat16,22的更进进一步工工作提出出由含CC量和奥奥氏体晶晶粒度决决定基本本淬透性性直径DDic和和合金元元素含量量确定的的淬透性性因子(示于图图3中)来计算算合金钢钢的理想想临界直直径Dii,也可可从下式式作近似似计算:Di=DDic××2.221Mnn×1.440Sii×2.113Crr×3.2275MMo×1.447Nii (11)(1)式式中各合合金元素素以质量量百分数数表示。由由该式，人人们对CCrMnMoSi和Ni因子合金元素含量%元素影响响钢淬透透性有相相当明确确的半定定量了解解。图33 钢中常常用合金金元素的的淬透性性因子 Crr对钢共共析点的的影响，它它和Mnn大致相相似，在在约5%的含铬铬量时，共共析点的的含C量量降到00.5%左右。另另外SiiWMoVTi的的加入更更显著降降低共析析点含CC量。为为此可以以知道：热作模模具钢和和高速钢钢一样属属于过共共析钢。共共析含CC量的降降低，将将增加奥奥氏体化化后组织织中和最最后组织织中的合合金碳化化物含量量。 钢中合合金C化化物的行行为与其其自身的的稳定性性有关，实实际上，合合金C化化物的结结构、稳稳定性与与相应CC化物形形成元素素的d电子壳壳层和SS电子壳壳层的电电子欠缺缺程度相相关117。随随着电子子欠缺程程度下降降，金属属原子半半径随之之减小，碳碳和金属属元素的的原子半半径比rrc/rm增加，合合金C化化物由间间隙相向向间隙化化合物变变化，CC化物的的稳定性性减弱，其其相应熔熔化温度度和在AA中溶解解温度降降低，其其生成自自由能的的绝对值值减小，相相应的硬硬度值下下降。具具有面心心立方点点阵的VVC碳化化物，稳稳定性高高，约在在90009550温度开开始溶解解，在111000以上开开始大量量溶解（溶溶解终结结温度为为14113）17；它在在50007000回火过过程中析析出，不不易聚集集长大，能能作为钢钢中强化化相。中中等碳化化物形成成元素WW 、MMo形成成的M22C和MMC 碳碳化物具具有密排排和简单单六方点点阵，它它们的稳稳定性较较差些，亦亦具较高高的硬度度、熔点点和溶解解温度，仍仍可作为为在50006500范围使使用钢的的强化相相。M223C6(如CCr233C6等)具具有复杂杂立方点点阵，稳稳定性更更差，结结合强度度较弱，熔熔点和溶溶解温度度较低（在在10990溶入AA中），只只有在少少数耐热热钢中经经综合合合金化后后才有较较高稳定定性（如如（CrrFeMMoW）23C6,可作为为强化相相。具有有复杂六六方结构构的M77C3(如CCr7C3、 FFe4Cr3C3或Fee2Cr5C3)的稳稳定性更更差，它它和Fee3C类碳碳化物一一样很易易溶解和和析出，具具有较大大的聚集集长大速速度，一一般不能能作为高高温强化化相17。 我我们仍从从Fe-Cr-C三元元相图可可以简便便了解HH13钢钢中的合合金碳化化物相。按按Fe-Cr-C系77001820和87709三元等等温截面面的相图图,对含含0.44%C钢钢中,随随Cr量量增加会会出现（FFeCrr）3C（MM3C）和和（CrrFe）7C3(M7C3)型合合金碳化化物。注注意在8870图上,只有含含Cr量量大于111%才才会出现现M233C6）。另另外根据据Fe-Cr-C三元元系在55%Crr时的垂垂直截面面,对含含0.440%CC的钢在在退火状状态下为为相（约约固溶11%Crr）和（CCrFee）7C3合金CC化物。当当加热至至7911以上形形成奥氏氏体A和和进入（+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%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。 提提醒注意意：国内内有些作作者对于于这点的的看法尚尚有不足足21。对H133改进型型热作模模具钢，含含Cr成成分有两两种范围围：低SSi高MMo的 Cr55.0%型和CCr2.6%型型，下面面还会论论述。顺便提一一下，较较高含铬铬的钢淬淬火并在在55004550回火后后慢冷会会具有第第二类回火脆性性，所以以对回火火后的冷冷却要予予以充分分注意。2.3 MMn：几几乎所有有商业用用钢都含含一定数数量的MMn。钢钢中含有有Mn可可以改变变钢在凝凝固时所所形成的的氧化物物的性质质和形状状。同时时它与SS有较大大的亲合合力,可可以避免免在晶界界上形成成低熔点点的硫化化物FeeS，而而以具有有一定塑塑性的MMnS存存在,从从而消除除硫的有有害影响响,改善善钢的热热加工性性能118。在在美国热热作模具具钢中HH2126和和H41143的的含锰量量均在(0.1150.440)%范围内内,H11019的的含锰量量高于该该范围。Mn具有有固溶强强化作用用,从而而提高铁铁素体和和奥氏体体的强度度和硬度度,虽然然其固溶溶强化效效果不及及碳、磷磷和硅,但其对对钢的延延展性几几乎没有有影响。在在铁素体体-珠光光体型钢钢中Mnn是唯一一可使屈屈服强度度增加又又使冷脆脆转变温温度变化化最小的的合金元元素。锰是弱碳碳化物形形成元素素,它可可溶入渗渗碳体中中形成合合金渗碳碳体(FFe,MMn)33C,其其形成可可降低系系统的自自由能,即取于于更稳定定状态（注注意Fee3C中的的Fe可可全部为为Mn所所取代,而Crr只可在在Fe33C中固固溶188%20%(原子子分数)）。锰溶入奥奥氏体中中能强烈烈增加钢钢的淬透透性,同同时强烈烈减低钢钢的Mss点。AAndrrewnn9提出的的Ms()公式式(适用用于00.6%C,4.99%Mnn,55%Crr,55%Nii和55.4%Mo钢钢)为:Ms()=5539-4233C-330.44Mn-12.1Crr-177.7NNi-77.5MMo (2)关于淬透透性的提提高,已已在前节节作了说说明。降降低Mss点和增增加淬火火钢中的的残余奥奥氏体量量相联系系,从而而 为设设计微变变形钢提提供途徑徑。有报报道,高高精度冷冷作模具具钢CrrMn22SiWWMoVV中Mnn的量为为(2.102.440)%。Mn加入入钢中使使Ac11、Acc3、Arr1和Arr3降低，这这与细化化铁素体体和珠光光体相联联系，又又会减薄薄碳化物物片, 对F-P型钢钢的强化化起积极极作用。同同时有资资料介绍绍Mn和和Ni类类似有提提高钢的的韧度的的作用。H13型型二次硬硬化型模模具钢，其其含Mnn量在(0.22000.600)%范范围。对对改进型型热作模模具钢（如如QROO90 supper,Supper Me和和HOTTVARR）含Mnn在0.75%，处于于较高的的水平,与低SSi高MMo型HH13型型钢Mnn含量在在(0.400.555)%范围(如ASSSABB公司的的Dieevarr钢)成成明显对对照。2.4 Sii: 硅硅是一个个对铁素素体进行行置换固固溶强化化非常有有效的元元素,仅仅次于磷磷，但同同时在一一定程度度上降低低钢的韧韧度和塑塑性。一一般都将将Si限限制在钢钢脱氧需需要的范范围内。如如果将SSi作为为合金元元素加入入钢中,其量一一般0.440%。 置置换固溶溶强化一一般引起起铁的球球面对称称畸变,它能与与刃形位位错产生生弹性交交互作用用，一般般不与螺螺形位错错产生交交互作用用而阻止止其运动动。这样样它与CC、N原原子的间间隙固溶溶强化相相比属于于弱强化化。人们们已经知知道：置置换固溶溶的抗拉拉强度增增值Rm为为177：Rm = KK×（X）nn (3) 式中 XX为溶质质原子的的质量百百分数，nn为系数数，一般般n0.775，KK为强化化系数，它它反映合合金元素素的强化化能力，对对Si Ksii=7558500 MPPa；而而KMnn=4882600MPaa；KMMo=6611990MPPa。Si的固固溶使铁铁素体基基体的点点阵常数数变小，其其原子半半径0.1188nm，-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。 SSi也为为提高回回火抗力力的有效效元素。SSi降低低碳在铁铁素体中中的扩散散速度，使使回火时时析出的的碳化物物不易聚聚集，增增加回火火稳定性性。另外外，Sii虽然不不推迟碳化物物的生成成，但它它可固溶溶于碳化物物，并提提高其稳稳定性，延延迟转变变。第一一类回火火脆性与与转变和和沿马氏氏体条间间界分布布形成连连续薄膜膜有关，延延迟转变变便意味味着提高高第一类类回火脆脆性发生生温度或或抬高回回火温度度-硬度度曲线，可可使回火火马氏体体的碳化物物与基体体保持共共格和均均勻分布布，使回回火马氏氏体保持持有良好好的强韧韧性配合合177。有有资料表表明，含含1%SSi相应应可提高高回火温温度300500，对00.455C-55Cr-2Mnn钢，SSi量从从0.007%提提高至11.0%可在(55006500)回火时时获得较较高硬度度。但是是，Sii加入量量过多，会会使碳化化物聚集集的过时时效速度度增大，以以至于难难以控制制，这样样，其加加入量限限制在00.755%是比比较合适适的。 另外外，Sii易使钢钢呈现带带状组织织，使钢钢的横向向性能比比纵向性性能差，也也使钢的的脆性转转折温度度升高；Si还还具有促促进钢的的脱碳敏敏感性；但Sii有利于于高温抗抗氧化性性的提高高。 美国HH型热作作模具钢钢中H22126和和H41143以以及H119的SSi含量量最大为为0.440%或或略高，而而H10014钢钢的含SSi量为为（0.801.225）%，属含含较高SSi量的的钢。2.5 Moo：Moo溶于Fee中也具具固溶强强化的作作用，MMo溶解解于A中中能提高高钢的淬淬透性，这这在前面面已有论论述。这儿应明明确指出出，Moo明显推推迟珠光光体转变变，但对对贝氏体体转变的的影响不不大，具具体表现现为：在在钢中只只要加入入0.2251.00%的MMo量，便便足以使使珠光体体转变和和贝氏体体转变的的区域分分开，（CCr 2%和 VV 0.5%也也有相类类似的作作用）。Mo是作作为使钢钢具有二二次硬化化的主要要合金元元素加入入的，现现在普遍遍认为，这这是由于于在回火火时马氏氏体中析析出Moo2C造成成。Moo可与CC形成MMo2C和MMoC合合金碳化化物，还还可随回回火温度度升高转转变为MM6C。具具有密排排六方点点阵的MMo2C在马马氏体板板条内，亚亚晶界上上以平行行的细针针状（二二维为层层片状）析析出，显显然，这这种析出出必须按按单独形形核机制制（seeparratee nuucleeatiion）。TTEM研研究指出出，析出出的位向向关系为为：（111022）Moo2C（0110），111011Moo2C1000,111200Moo2C0001。Moo2C和基基体共格格，从而而导致二二次硬化化。Hooneyycommbe认认为，MMo2C形成成初期是是Mo和和C原子子沿马氏氏体的1000面偏聚聚，形成成象All-Cuu合金时时效时出出现的GG-P区区相似的的组织2。钢钢中加入入W和VV形成WW2C，VVC的合合金碳化化物，也也會具有有二次硬硬化作用用。另外外再加入入Cr和和Co可可以强化化二次硬硬化效应应。但要要注意，为为使钢中中W和VV的碳化化物溶解解进入AA中，需需要采用用较高的的奥氏体体化温度度，易引引起奥氏氏体晶粒粒粗化而而带来不不良影响响。所以以常以优优选Moo为最佳佳的二次次硬化合合金化元元素。一一般为了了产生二二次硬化化效应，要要求Moo的加入入量不低低于1.0%，加加入3%Mo时时可取得得接近极极值的效效果。当当加入量量为2.0%2.55%时，可可获得最最合经济济和有效效的效果果177。MMo具有有比Crr更强烈烈的碳化化物形成成倾向，在在5%CCr的热热作模具具钢中，MMo2C先于于Cr77C3形成。前前已述，MM7C3不能作作为二次次硬化的的高温强强化相，而而且它在在回火马马氏体中中的形成成是以原原位析出出（inn-siitu）机机制，不不会发生生弥散析析出。为为此，MMo的二二次硬化化的硬化化强度和和其最大大硬化强强度对应应的温度度皆高于于Cr的的相应值值，同时时，Moo2C的过过时效速速度亦较较低（即即不易聚聚集长大大）。这这三个条条件是衡衡量二次次硬化有有效性的的三个主主要指标标。Mo会提提高钢的的脱碳氧氧化敏感感性，一一般认为为含3% Moo是使钢钢发生脱脱碳敏感感的临界界加入量量。对含（223）% Moo的钢，为为了提高高钢的淬淬透性，常常常还得得加入（112）%的铬。2.6 V：V是置置换固溶溶强化铁铁素体和和形成奥奥氏体圈圈的元素素。它和和C，NN的亲和和力强。人人们已知知过渡族族金属与与C的亲亲和力因因为其dd电子壳壳层电子子未填满满，碳原原子将其其价电子子填入过过渡族金金属d电电子壳层层。对VVC，rrc/rm =00.577（ 0.559），形成成间隙相相化合物物，具有有FCCC点阵结结构，但但在点阵阵的正八八面体间间隙并不不都有碳碳原子，即即存在碳碳原子缺缺位，这这样，碳碳化钒并并不严格格按化学学式，一一般表示示为V44C3（VCC0.99800.755），所所以其点点阵常数数和硬度度在一定定范围内内变化。VVC的G2988O为83.7kJJmol255，熔熔点为228300,硬度度为24400HHV，其其残留在在钢内将将有利于于耐磨性性提高。其其全部溶溶于A的的温度为为14113。V在工具具钢中的的主要作作用是细细化钢的的晶粒和和组织，增增加钢的的回火稳稳定性和和增强二二次硬化化效应。一一般介绍绍，V加加入0.05%可细化化晶粒，随随加入量量增加，细细化效果果加强。因因为既使使温度趋趋近7000 ，VV的碳化化物稳定定性仍高高，仍能能保持细细小,所所以V是是有效阻阻止A晶晶粒粗化化的元素素，也是是在高温温下服役役的钢的的重要合合金化元元素,下下文还有有论述。V和Moo，W一一样溶入入基体中中提高 Fe的的自扩散散激活能能，另外外它偏聚聚在位错错线附近近形成气气团，与与位错产产生交互互作用阻阻止其滑滑移，阻阻止位错错网絡的的重新排排列形成成胞状亚亚结构，增增加马氏氏体的回回复再结结晶抗力力，增加加回火稳稳定性。再再则，加加入0.5%VV，依籍籍V4C3的沉殿殿亦可产产生二次次硬化效效应，且且随V量量增加有有向高温温推移的的趋势，硬硬化强度度提高，过过时效速速度亦较较低，但但要使VV4C3溶入AA中，加加热温度度要较高高,(有有介绍对对含V的的低合金金及微合合金低碳碳F-PP型钢在在9500 奥氏体体化后正正火便能能产生有有效的沉沉殿硬化化和在111500正火显显示最佳佳的沉殿殿硬化，这这点可籍籍以参考考)。需需要采用用高的奥奥氏体化化温度会会引起AA晶粒粗粗化，及及钢的缺缺口冲击击韧度降降低，如如V在00.5%附近时时。在22%Moo钢中加加入0.5%VV尚不足足构成VV4C3，而VV会固溶溶于Moo2C。VV原子半半径为00.1335nmm（Moo为0.1455nm），不不增大点点阵错配配度，但但因为VV和C的的亲和力力大，会会提高MMo2C的稳稳定性，即即增加二二次硬化化的有效效性，使使二次硬硬化的峰峰值温度度提高。V的碳化化物形成成为小的的细片,起始片片宽5nmm，厚不不大于11nm，在在55006500 范围围析出于于F晶粒粒内的位位错线上上，产生生明显的的二次硬硬化作用用，在5550 早期期沉殿阶阶段，碳碳化物与与基体共共格，在在<0110> 和<<1100>vcc之间的的错配度度仅为33%，位位向关系系为1100VC1110（Baakerr/Nuuttiing）然然而在7700回火，碳碳化物片片迅速粗粗化和开开始球化化，但马马氏体片片仍保持持着，待待7000长时间间回火后后才变为为等轴状状铁素体体晶粒22。在钢中加加入高于于0.55 VV可形成成稳定VV4C3,并引引起二次次硬化,其峰值值温度约约为(66006255),（MMo的二二次硬化化峰值温温度约为为57005880）,对对0.440CC-2CCr-22Mo-0.55V钢的的回火，由由于Moo量较高高最终会会形成MM6C（如如Fe33Mo3C）,M6C为原原位形核核机制析析出,二二次硬化化作用不不明显。3. H133钢的发发展由上面的的分析，人人们对00.4C-55Crr-1Mo-1SSi-VV的H113钢的的化学成成分会有有较明确确的认识识，同时时也对目目前国际际上对其其成分向向低Sii高Moo的发展展有进一一步了解解。日本田部部博辅4明明确指出出SKDD61（相相当于HH13钢钢）的发发展的第第一阶段段是对该该钢由常常规熔炼炼方法向向真空脱脱气，炉炉外精炼炼和电渣渣重熔(ESRR)发展展，并采采用均匀匀化处理理方法来来改善钢钢材内部部质量，减减少偏析析，致在在追求HH13钢钢材质和和性能的的提高；同时在在热处理理方法上上改进来来提高工工具和模模具制品品的性能能和减少少变形，采采用真空空高压气气淬（如如10bbar 氮气）和和油冷或或阶段淬淬火等防防止晶界界C化物物的析出出和发生生贝氏体体转变以以求得韧韧度的改改善。发发展的第第二阶段段是对SSKD661钢进进行成分分改进，其其主要是是向低SSi高MMo方向向发展。低低Si化化方向最最初是从从对大型型钢块内内部偏析析大大改改善的低低Si-VCDD炼钢技技术受到到启发；另一方方面高MMo化方方向是由由德国XX40CCrMooV5-3（11.23367）和和3Crr型SKKD611钢具有有优良的的高温强强度和淬淬透性来来确定的的。在这这两种技技术背景景下进行行研究开开发低SSi（0.225）高高Mo（223.5）的的H133改进的的热作模模具钢。对于Sii量降低低的作用用有：11)形或形偏析析减轻；2)宏宏观组织织均匀化化；3)微观凝凝固组织织的树枝枝晶细化化；4)减少凝凝固时凝凝固界面面上的成成分过冷冷；5)共晶碳碳化物的的减少66)奥氏氏体结晶晶细化；7)塑塑性和韧韧度提高高；8)高温疲疲劳裂纹纹扩展速速度减小小；9)蠕变裂裂纹扩展展速度减减低；110)淬淬火冷却却抑制贝贝氏体转转变；111)抗抗热裂性性提高，但但带来的的不足是是切削性性能降低低，有关关改良的的方法在在继续研研究中。对于高MMo的优优点有：1)提提高淬透透性，抑抑制晶界界碳化物物的析出出和贝氏氏体转变变；2)提高回回火抗力力；3)提高高高温强度度和高温温蠕变强强度；44)提高高抗热裂裂能力；5)提提高韧度度；6)共晶碳碳化物细细化和碳碳化物分分布均匀匀。关于于抑制贝贝氏体转转变有资资料报道道，对6610××2033×5000mm的的H133模块经经3baar（约约3attm）氮氮气气淬淬后心部部和表面面的贝氏氏体量达达70和400，而而对低SSi高MMo SSKD661钢相相应仅有有2和和1。共晶碳化化物的细细化和碳碳化物分分布均匀匀与Moo加入钢钢中可降降低钢的的结晶温温度以及及使钢的的凝固温温度区间间变窄有有关，这这与W高高速钢