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本文导读目录：

1、湖北h13模具钢寿命

2、h13适合热锻钢吗

3、h13材料哪一家好

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形式存在湖北h13模具钢寿命 ，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%。

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。

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:DiDic×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。

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***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***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℃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℃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℃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℃[1820]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时的垂直截面湖北h13模具钢寿命,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湖北h13模具钢寿命。

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。

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