前文介绍过H13钢的化学成分，是目前国内外对于H13钢最为合理的选择。因此，我们不采用改变原料种类和占比来改变H13钢性能的方法。利用国内厂商生产出的普通H13钢材，观察原来的组织形态，然后通过进行后期不同的热处理工艺来研究其性能，并加以改善。确定可以减少钢材内部成分偏析和带状组织，增强抗热疲劳性能的方法。

目前国能通常采用退火，淬火和回火组成到热处理工艺。也有部分生产厂家不进行预热退火，而直接进行淬火和回火处理。通过查阅资料[14]，国内厂商一般采用热处理大致为：860-890℃，加热2-4小时退火，淬火工艺为1000-1050℃，油冷或空冷，540-650℃的高温回火。

因为H13钢当中含有的合金元素量很高，所以在淬火之后存在着较多的残余奥氏体，经过第一次回火之后，钢中部分的奥氏体会转化成为马氏体，但是这种马氏体会降低材料性能，必须进行第二次回火[15]。淬火状态的H13钢回火后，主要获得回火马氏体，板条状的马氏体经回火后依然保持板条状，但马氏体板条会变宽，部分马氏体会产生回复再结晶，在马氏体板条间产生大量碳化物[16]。

图1-1 厂商原始试样金相组织

通过查阅资料[13]，发现国内某生产厂商制造的H13钢的原始金相组织，图1-1所示。仔细观察这个金相组织，我们可以发现，该生产厂商生产的H13钢，存在比较严重的成分偏析以及较多的带状组织。如果我们参照ISODISC（美国铸造金属协会电渣重熔H13钢金相标准）标准定级为55图，这份钢材试样属于不合格级别。这是国内厂家生产的H13钢的一个写照，其实类似的问题也存在于很多的国内的厂商。所以，本课题的目的就是为了研究出更为合理的热处理工艺，尽可能的减少H13钢内的成分偏析以及减少带状组织。

H13钢原材料的组织是经过球化退火处理后的球化组织（球状珠光体），组织中的粒状碳化物由于严重的偏聚而沿着晶界呈网状析出。在碳化物的聚集区，碳以及钢中的合金元素含量较高，Ms点较低，具有较高的回火稳定性，经过常规的工艺淬火后，钢中残留奥氏体较多并且回火过程未能使残余奥氏体发生转变，所以会有残留奥氏体以及回火不足马氏体组织的带状组织的出现[13]。

为消除H13钢的成分偏析和带状组织，进行实验的研究。资料显示，长时间的高温扩散退火能改善元素的不均匀分布，也能溶解偏析带中存在大块共晶碳化物，使其尺寸减小，减轻一次共晶碳化物对钢材力学性能的影响[17]。

我们知道，退火前的原始组织的均匀性，对钢的质量具有很重要的影响。因此，在进行实验以前，严格控制组织的均匀性，可以改善经过接下来的热处理过程后钢的组织。虽然H13钢的使用状态是淬火和回火态，但是其退火态的相关性，对于研究H13钢具有较大的参考意义[18]。因此，在本次的实验研究中，加入了四组进行不同温度退火后的试样进行比较，做出更为合理有据的判断。

根据H13钢的服役特点，一般要求在工作温度下要保持足够的强度、硬度和耐磨性。所以过高过低的淬火温度都是不可取的。低于1000℃合金元素得不到充分溶解，高于1050℃淬火温度过高，导致奥氏体晶粒度明显粗大，从而降低了试样的塑性和韧性。硬度随温度升高而升高主要原因是由于：淬火温度提高，加速碳化物溶解，使淬火后马氏体中碳和合金元素增加，从而提高了淬火后的硬度。实验表明1000-1050℃淬火合适，质量是最可靠的[8]。所以，本次实验研究，我选择了1050℃附近的淬火温度。

H13钢的淬火组织是板条马氏体+未溶解碳化物+残余奥氏体，为了消除淬火应力和残余奥氏体，并使马氏体韧化，必须进行2-3次的高温回火。通常，淬火后的模具温度在低于70℃时，就应尽快回火，这对尺寸相对较大、形状较为复杂的热作模具更为重要。为了避免在回火过程出现残余应力，回火过程中加热和冷却都应该在缓慢的条件下进行[6]。这里为了减少不实验的进行时长，缩减实验工序，所以采用2次回火的热处理方法。