CN108823381A - 一种提高h13热作模具钢锻材组织均匀性的热处理工艺 - Google Patents

一种提高h13热作模具钢锻材组织均匀性的热处理工艺 Download PDF

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Abstract

本发明公开一种提高H13热作模具钢锻材组织均匀性的热处理工艺，具体工艺为：将锻造后的H13钢装入加热炉，加热温度860～880℃，空冷至室温；锻材再次装入加热炉，升温至1030～1050℃，空冷至300～400℃；锻材三次热装炉，升温至1080～1100℃，空冷至室温；锻材四次装入加热炉，升温至870～890℃，保温4～6h，冷却至720～740℃，保温6～8h后，二次冷却至≤500℃，出炉空冷。本发明与锻坯常规退火处理相比，横向冲击功为≥12J，横纵冲击功比值为≥0.8，组织中晶粒尺寸均匀，避免出现混晶组织，减轻或消除带状偏析，提高材料的横向冲击韧性和等向性能。

Description

一种提高H13热作模具钢锻材组织均匀性的热处理工艺
技术领域
本发明属于冶金技术领域，具体涉及一种提高H13热作模具钢锻材组织均匀性的热处理工艺。
背景技术
H13钢是一种强韧兼备的空冷硬化性热作模具钢，因其具有良好的热强性、红硬性、较高的韧性、抗热疲劳性和抗热蚀性，现已被广泛用于热锻模、铝合金压铸模和热挤压模。H13热作模具钢含有8%的合金元素，在凝固过程中，由于选分结晶，铸锭心部存在严重的枝晶偏析，同时，在枝晶间富集了大量高熔点的块状共晶碳化物。目前国内市场上提供的一些H13热作模具钢锻材，即使经过高温扩散退火和预备热处理，但材料依然存在组织不均、力学性能不稳定等问题。材料组织不均主要表现为带状组织较为严重和退火组织晶粒尺寸不均，其中，带状组织的存在，大幅降低材料的横向冲击韧性，使材料具有明显的各向异性，即等向性差；退火组织的晶粒尺寸不均，严重时表现为混晶组织，将严重影响材料的冲击韧性，降低抗疲劳性能。因此，通过合理的热处理手段，提高H13热作模具钢的组织均匀性，是提高模具使用寿命的有效途径。
带状组织是由于H13热作模具钢中存在严重的成分偏析，在锻造过程中合金元素沿拔长方向分布，产生的铁素体-珠光体相间组织。目前消除带状组织最有效的方法是高温扩散，其扩散退火的加热温度通常高于1200℃，保温时间大于10h，通过在高温下的长时间保温使碳及合金元素充分扩散，提高钢锭心部的成分均匀性，从根本上改善成分偏析。但高温扩散退火工艺存在诸多的局限性：1）长时间的高温加热，造成钢锭表面出现严重的氧化脱碳和晶粒异常长大现象；2）对设备能力要求较为严苛，成本高、能耗高。因此，综合考虑成本因素和锻造性能，在实际生产过程中，锻前高温扩散退火往往进行的不彻底，锻造组织中依然存在一定的带状组织，需要依靠后续正火处理，进一步改善成分偏析。
退火组织不均是由于锻造变形不均或终锻温度过低造成了锻造组织不均，在后续加热过程中，不均匀的锻造组织中某些晶粒优先长大，进一步加重了锻造组织的不均匀性。目前，为解决锻造组织遗传性，通常在锻坯冷却后进行高温正火处理，如公开号为CN107686878A的中国专利公开了一种热作模具钢锻件的制造工艺，包括锻造+高温正火+高温回火+超细化固溶处理+球化处理，其中，高温正火采用阶梯式加热方式升温，升温到1030～1050℃，保温一定时间后进行喷雾并吹风冷却。如公开号为CN106811580A的中国专利公开了一种H13热作模具钢的球化退火工艺，H13钢锻坯冷却至400～500℃；热装炉，进行980～1050℃高温正火处理，炉冷至≤550℃空冷出炉；热装炉，进行900～950℃低温正火处理，空冷出炉，完成预处理过程。上述两个专利均在热作模具钢锻造后进行温度低于1050℃的正火处理，目的是促进组织均匀化和碳化物溶解，避免因加热温度过高，使锻造组织中某些晶粒摆脱元素钉扎，出现异常长大。H13钢锻坯进行1030～1050℃正火处理，可获得细小均匀的马氏体组织，对锻造粗大组织的晶粒遗传具有明显的抑制作用。但从改善成分偏析，减轻带状组织的效果考虑，1030～1050℃的正火温度偏低，对提高材料的等向性能贡献不大。
因此开发一种有效阻断H13钢锻造粗大组织的晶粒遗传，同时细化组织，减轻或消除带状偏析，提高材料的横向冲击韧性和等向性能的方法尤为重要。
发明内容
本发明要解决的技术问题是一种提高H13热作模具钢锻材组织均匀性的热处理工艺。该工艺在有效阻断H13钢锻造粗大组织的晶粒遗传的基础上，能够细化组织、减轻或消除带状偏析，提高材料的横向冲击韧性和等向性能。
为解决上述技术问题，本发明采取的技术方案是：一种提高H13热作模具钢组织均匀性的热处理工艺，所述热处理工艺包括以下步骤：
（1）将锻造后的H13钢空冷，装入加热炉，加热温度860～880℃，保温钢材，炉冷至400～500℃，空冷至室温；
（2）将步骤（1）处理的H13钢锻材装入加热炉，升温至800～820℃预热，保温钢材，然后二次升温至1030～1050℃，保温钢材，空冷至300～400℃；
（3）将步骤（2）处理的H13钢锻材热装炉，升温至800～820℃预热，保温钢材，然后二次升温至1080～1100℃，保温钢材，空冷至室温，完成预备热处理；
（4）将步骤（3）处理的H13钢锻材装入加热炉，升温至870～890℃，保温4～6h，冷却至720～740℃，保温6～8h后，二次冷却至≤500℃，出炉空冷。
本发明所述步骤（1）中，将锻造后的H13钢空冷，空冷温度为400～500℃。
本发明所述步骤（1）中，加热炉升温速率为60～100℃/h，钢材保温时间以60～80s/mm计。
本发明所述步骤（2）中，加热炉预热升温速率为60～100℃/h；钢材预热保温时间以40～50s/mm计。
本发明所述步骤（2）中，二次升温速率为60～100℃/h，钢材保温时间以20～25s/mm计。
本发明所述步骤（3）中，预热保温钢材时间以40～50s/mm计，加热炉预热升温速率为60～100℃/h。
本发明所述步骤（3）中，二次升温速率为60～100℃/h，钢材保温时间以15～20s/mm计。
本发明所述步骤（4）中，升温速率为60～100℃/h，冷却速率为25～30℃/h；二次冷却速率为25～30℃/h。
本发明所述热处理工艺生产的H13热作模具钢化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.38～0.43%，Si：0.80～1.20%，Mn：0.30～0.50%，Cr：5.10～5.60%，Mo：1.30～1.60%，V：0.80～1.20%，P≤0.020%，S≤0.005%，O≤0.005%,N≤0.015%，其余为Fe及不可避免的杂质。
本发明所述热处理工艺生产的H13热作模具钢在H13锻坯心部取样，按1030℃×15min空冷淬火+610℃×2h二次回火的热处理工艺对试样进行调质处理，加工成10mm×10mm×55mm的标准夏比冲击试样，横向冲击功为≥12J，横纵冲击功比值为≥0.8。
本行业内常规的退火工艺参考：1030～1100℃加热，保温15～25s/mm，空冷淬火；860℃保温6h，以＜40℃/h冷却至500℃，出炉空冷。
本发明H13热作模具钢产品标准参考NADCA#207-2003；产品性能检测方法标准参考GB/T229-2007。
采用上述技术方案所产生的有益效果在于：1、本发明将锻造后的H13钢空冷至400～500℃，装入加热炉，避免锻坯冷却过快、温度过低，引起应力过大造成材料开裂；以60～100℃/h的升温速率升温至860～880℃，以60～80s/mm保温钢材，炉冷至400～500℃，空冷至室温，利用锻造余热进行退火处理，避免马氏体或贝氏体组织直接奥氏体化，破坏组织转变中新、母相间严格的晶体学取向关系，抑制组织遗传。2、本发明锻坯热装炉，在1030～1050℃下以20～25s/mm保温钢材，该过程H13钢组织得到细化，避免个别晶粒的异常长大现象，同时促进碳化物溶解，进一步改善成分偏析。3、本发明在1080～1100℃下以15～20s/mm保温钢材，出炉空冷，该过程基于1030～1050℃保温处理后获得的细小隐晶马氏体组织，进一步减轻带状组织中的碳偏析，通过碳化物的回溶再析出，改善碳化物分布和组织差异，显著提高材料的成分均匀性和组织均匀性。4、本发明组织中晶粒尺寸均匀，避免出现混晶组织，减轻或消除带状偏析，提高材料的横向冲击韧性和等向性能。5、本发明与锻坯常规退火处理相比，在H13锻坯心部取样，按1030℃×15min空冷淬火+610℃×2h二次回火的热处理工艺对试样进行调质处理，加工成10mm×10mm×55mm的标准夏比冲击试样，横向冲击功≥12J，横纵冲击功比值为≥0.8，横向冲击韧性和等向性能分别提高80%以上和20%以上。
附图说明
图1为实施例1的H13钢锻材预备热处理后的金相组织图，预备热处理指完成本发明步骤（3）的锻材；
图2为对比例1的H13钢锻材经1100℃淬火处理后的金相组织图；
图3为实施例1的H13钢锻材预备热处理后的带状组织图；
图4为对比例2的H13钢锻材经1050℃淬火处理后的带状组织图；
图5为实施例1的H13钢锻材热处理后的退火组织SEM图；
图6为对比例2的H13钢锻材经常规热处理后的退火组织SEM图。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施例对本发明作进一步详细地说明。
实施例1
选取130mm×130mm×400mm的H13钢锻材，其化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.40%，Si：0.90%，Mn：0.35%，Cr：5.2%，Mo：1.45%，V：1.00%，P：0.016%，S：0.002%，O：0.004%，N：0.010%，其余为Fe及不可避免的杂质。
本实施例提高H13热作模具钢组织均匀性的热处理工艺包括以下步骤：
（1）将锻造后的H13钢空冷至450℃，装入加热炉，以80℃/h升温速率加热至860℃，保温钢材，保温时间以70s/mm计（mm为锻材截面厚度），炉冷至500℃，空冷至室温；
（2）将步骤（1）处理的H13钢锻材装入加热炉，以80℃/h升温速率加热至800℃预热，保温钢材，保温时间以45s/mm计，然后二次升温至1030℃，升温速率为90℃/h，保温钢材，保温时间以22s/mm计，空冷至300℃；
（3）将步骤（2）处理的H13钢锻材热装炉，以80℃/h的升温速率升温至800℃预热，保温钢材，保温时间以45s/mm计，然后二次升温至1080℃，升温速率为90℃/h，保温钢材，保温时间以18s/mm计，空冷至室温，完成预备热处理；
（4）将步骤（3）处理的H13钢锻材装入加热炉，以80℃/h的升温速率升温至880℃，保温4h，以25℃/h的冷却速率冷却至720℃，保温6h后，二次冷却至500℃，二次冷却速率为25℃/h，出炉空冷。
本实施例H13钢锻材预备热处理后的金相组织见图1，H13钢锻材预备热处理后的带状组织见图3，H13钢锻材热处理后的退火组织SEM图见图5。（实施例2-5的H13钢锻材预备热处理后的金相组织图、H13钢锻材预备热处理后的带状组织图、H13钢锻材热处理后的退火组织SEM图与实施例1相似，故省略。）
本实施例在H13锻坯心部取样，按1030℃×15min空冷淬火+610℃×2h二次回火的热处理工艺对试样进行调质处理，加工成10mm×10mm×55mm的标准夏比冲击试样，H13钢横向冲击功为12.6J，横纵冲击功比值为0.85，横向冲击韧性和等向性能与对比例1比较，分别提高88%和23%。
实施例2
选取130mm×130mm×400mm的H13钢锻材，其化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.38%，Si：1.20%，Mn：0.30%，Cr：5.1%，Mo：1.30%，V：1.10%，P：0.016%，S：0.002%，O：0.004%，N：0.010%，其余为Fe及不可避免的杂质。
本实施例提高H13热作模具钢组织均匀性的热处理工艺包括以下步骤：
（1）将锻造后的H13钢空冷至400℃，装入加热炉，以100℃/h升温速率加热至880℃，保温钢材，保温时间以60s/mm计，炉冷至400℃，空冷至室温；
（2）将步骤（1）处理的H13钢锻材装入加热炉，以60℃/h升温速率加热至820℃预热，保温钢材，保温时间以40s/mm计，然后二次升温至1050℃，升温速率为100℃/h，保温钢材，保温时间以25s/mm计，空冷至400℃；
（3）将步骤（2）处理的H13钢锻材热装炉，以100℃/h的升温速率升温至820℃预热，保温钢材，保温时间以50s/mm计，然后二次升温至1100℃，升温速率为60℃/h，保温钢材，保温时间以15s/mm计，空冷至室温，完成预备热处理；
（4）将步骤（3）处理的H13钢锻材装入加热炉，以60℃/h的升温速率升温至870℃，保温6h，以30℃/h的冷却速率冷却至740℃，保温8h后，二次冷却至480℃，二次冷却速率为30℃/h，出炉空冷。
本实施例在H13锻坯心部取样，按1030℃×15min空冷淬火+610℃×2h二次回火的热处理工艺对试样进行调质处理，加工成10mm×10mm×55mm的标准夏比冲击试样，H13钢横向冲击功为13.2J，横纵冲击功比值为0.87，横向冲击韧性和等向性能与对比例1比较，分别提高97%和26%。
实施例3
选取130mm×130mm×400mm的H13钢锻材，其化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.43%，Si：0.80%，Mn：0.50%，Cr：5.60%，Mo：1.60%，V：1.10%，P：0.016%，S：0.002%，O：0.004%，N：0.010%，其余为Fe及不可避免的杂质。
本实施例提高H13热作模具钢组织均匀性的热处理工艺包括以下步骤：
（1）将锻造后的H13钢空冷至500℃，装入加热炉，以60℃/h升温速率加热至870℃，保温钢材，保温时间以80s/mm计，炉冷至450℃，空冷至室温；
（2）将步骤（1）处理的H13钢锻材装入加热炉，以100℃/h升温速率加热至810℃预热，保温钢材，保温时间以50s/mm计，然后二次升温至1040℃，升温速率为60℃/h，保温钢材，保温时间以20s/mm计，空冷至350℃；
（3）将步骤（2）处理的H13钢锻材热装炉，以60℃/h的升温速率升温至810℃预热，保温钢材，保温时间以40s/mm计，然后二次升温至1090℃，升温速率为100℃/h，保温钢材，保温时间以20s/mm计，空冷至室温，完成预备热处理；
（4）将步骤（3）处理的H13钢锻材装入加热炉，以100℃/h的升温速率升温至890℃，保温5h，以28℃/h的冷却速率冷却至730℃，保温7h后，二次冷却至500℃，二次冷却速率为30℃/h，出炉空冷。
本实施例在H13锻坯心部取样，按1030℃×15min空冷淬火+610℃×2h二次回火的热处理工艺对试样进行调质处理，加工成10mm×10mm×55mm的标准夏比冲击试样，H13钢横向冲击功为12.6J，横纵冲击功比值为0.88，横向冲击韧性和等向性能分别提高88%和28%。
实施例4
选取130mm×130mm×400mm的H13钢锻材，其化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.42%，Si：0.96%，Mn：0.42%，Cr：5.20%，Mo：1.45%，V：0.97%，P：0.012%，S：0.003%，O：0.003%，N：0.009%，其余为Fe及不可避免的杂质。
本实施例提高H13热作模具钢组织均匀性的热处理工艺包括以下步骤：
（1）将锻造后的H13钢空冷至470℃℃，装入加热炉，以90℃/h升温速率加热至865℃，保温钢材，保温时间以65s/mm计，炉冷至485℃，空冷至室温；
（2）将步骤（1）处理的H13钢锻材装入加热炉，以68℃/h升温速率加热至816℃预热，保温钢材，保温时间以48s/mm计，然后二次升温至1045℃，升温速率为88℃/h，保温钢材，保温时间以21s/mm计，空冷至380℃；
（3）将步骤（2）处理的H13钢锻材热装炉，以70℃/h的升温速率升温至805℃预热，保温钢材，保温时间以43s/mm计，然后二次升温至1088℃，升温速率为65℃/h，保温钢材，保温时间以16s/mm计，空冷至室温，完成预备热处理；
（4）将步骤（3）处理的H13钢锻材装入加热炉，以75℃/h的升温速率升温至875℃，保温4.5h，以26℃/h的冷却速率冷却至725℃，保温6.5h后，二次冷却至450℃，二次冷却速率为28℃/h，出炉空冷。
（4）将步骤（3）处理的H13钢锻材装入加热炉，以95℃/h的升温速率升温至886℃，保温5h，以28℃/h的冷却速率冷却至740℃，保温7h后，二次冷却至470℃，二次冷却速率为29℃/h，出炉空冷。
本实施例在H13锻坯心部取样，按1030℃×15min空冷淬火+610℃×2h二次回火的热处理工艺对试样进行调质处理，加工成10mm×10mm×55mm的标准夏比冲击试样，H13钢横向冲击功为14.2J，横纵冲击功比值为0.89，横向冲击韧性和等向性能分别提高112%和29%。
实施例5
选取130mm×130mm×400mm的H13钢锻材，其化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.39%，Si：1.08%，Mn：0.34%，Cr：5.46%，Mo：1.36%，V：0.92%，P：0.008%，S：0.004%，O：0.0025%，N：0.008%，其余为Fe及不可避免的杂质。
本实施例提高H13热作模具钢组织均匀性的热处理工艺包括以下步骤：
（1）将锻造后的H13钢空冷至420℃，装入加热炉，以75℃/h升温速率加热至875℃，保温钢材，保温时间以72s/mm计，炉冷至420℃，空冷至室温；
（2）将步骤（1）处理的H13钢锻材装入加热炉，以95℃/h升温速率加热至805℃预热，保温钢材，保温时间以44s/mm计，然后二次升温至1035℃，升温速率为76℃/h，保温钢材，保温时间以24s/mm计，空冷至330℃；
（3）将步骤（2）处理的H13钢锻材热装炉，以92℃/h的升温速率升温至816℃预热，保温钢材，保温时间以47s/mm计，然后二次升温至1095℃，升温速率为87℃/h，保温钢材，保温时间以19s/mm计，空冷至室温，完成预备热处理；
（4）将步骤（3）处理的H13钢锻材装入加热炉，以95℃/h的升温速率升温至886℃，保温5h，以28℃/h的冷却速率冷却至740℃，保温7h后，二次冷却至470℃，二次冷却速率为29℃/h，出炉空冷。
本实施例在H13锻坯心部取样，按1030℃×15min空冷淬火+610℃×2h二次回火的热处理工艺对试样进行调质处理，加工成10mm×10mm×55mm的标准夏比冲击试样，H13钢横向冲击功为13.8J，横纵冲击功比值为0.90，横向冲击韧性和等向性能分别提高106%和30%。
对比例1
选取130mm×130mm×400mm的H13钢锻材，其化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.40%，Si：0.90%，Mn：0.35%，Cr：5.2%，Mo：1.45%，V：1.00%，P：0.016%，S：0.002%，O：0.004%，N：0.010%，其余为Fe及不可避免的杂质。
退火工艺: 将锻造后的H13钢空冷至450℃，装入加热炉，以80℃/h的升温速率升温至1100℃，保温45min，空冷淬火；以80℃/h的升温速率随炉升温至860℃，保温6h，以14.4℃/h的平均速率冷却25h至500℃，然后空冷至室温。
本对比例H13钢锻材常规技术处理后的H13钢横向冲击功为6.7J，横纵冲击功比值为0.69。
本对比例H13钢锻材经1100℃淬火处理后的金相组织见图2。
实施例1和对比例1比较：
由图1、图2可知，经本发明的预备热处理后，奥氏体晶粒均匀长大，未出现个别晶粒异常长大现象，组织均匀性显著提高；
对比例2
选取130mm×130mm×400mm的H13钢锻材，其化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.40%，Si：0.90%，Mn：0.35%，Cr：5.2%，Mo：1.45%，V：1.00%，P：0.016%，S：0.002%，O：0.004%，N：0.010%，其余为Fe及不可避免的杂质。
退火工艺: 将锻造后的H13钢空冷至450℃，装入加热炉，以80℃/h的升温速率升温至1050℃，保温45min，空冷淬火；以80℃/h的升温速率随炉升温至860℃，保温6h，以14.4℃/h的平均速率冷却25h至500℃，然后空冷至室温。
本对比例H13钢锻材常规技术处理后的H13钢横向冲击功为6.7J，横纵冲击功比值为0.69。
本对比例H13钢锻材经1050℃淬火处理后的带状组织见图4，经常规热处理后的退火组织SEM图见图6。
实施例1和对比例2比较：由图3、图4可知，经本发明的预备热处理后，碳及合金元素扩散更加充分，带状组织消除效果明显，带状组织级别由SC级提高至SA级；
由图5、图6可知，经本发明方法处理后，退火组织中的碳化物圆整度高、尺寸和分布更加均匀。
以上实施例仅用以说明而非限制本发明的技术方案，尽管参照上述实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解：依然可以对本发明进行修改或者等同替换，而不脱离本发明的精神和范围的任何修改或局部替换，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims (10)

1.一种提高H13热作模具钢组织均匀性的热处理工艺，其特征在于，所述热处理工艺包括以下步骤：
（1）将锻造后的H13钢空冷，装入加热炉，加热温度860～880℃，保温钢材，炉冷至400～500℃，空冷至室温；
（2）将步骤（1）处理的H13钢锻材装入加热炉，升温至800～820℃预热，保温钢材，然后二次升温至1030～1050℃，保温钢材，空冷至300～400℃；
（3）将步骤（2）处理的H13钢锻材热装炉，升温至800～820℃预热，保温钢材，然后二次升温至1080～1100℃，保温钢材，空冷至室温，完成预备热处理；
（4）将步骤（3）处理的H13钢锻材装入加热炉，升温至870～890℃，保温4～6h，冷却至720～740℃，保温6～8h后，二次冷却至≤500℃，出炉空冷。
2.根据权利要求1所述的一种提高H13热作模具钢组织均匀性的热处理工艺，其特征在于，所述步骤（3）中，预热保温钢材时间以40～50s/mm计，加热炉预热升温速率为60～100℃/h。
3.根据权利要求1所述的一种提高H13热作模具钢组织均匀性的热处理工艺，其特征在于，所述步骤（3）中，二次升温速率为60～100℃/h，钢材保温时间以15～20s/mm计。
4.根据权利要求1-3任意一项所述的一种提高H13热作模具钢组织均匀性的热处理工艺，其特征在于，所述步骤（1）中，将锻造后的H13钢空冷，空冷温度为400～500℃。
5.根据权利要求1-3任意一项所述的一种提高H13热作模具钢组织均匀性的热处理工艺，其特征在于，所述步骤（1）中，加热炉升温速率为60～100℃/h，钢材保温时间以60～80s/mm计。
6.根据权利要求1-3任意一项所述的一种提高H13热作模具钢组织均匀性的热处理工艺，其特征在于，所述步骤（2）中，加热炉预热升温速率为60～100℃/h；钢材预热保温时间以40～50s/mm计。
7.根据权利要求1-3任意一项所述的一种提高H13热作模具钢组织均匀性的热处理工艺，其特征在于，所述步骤（2）中，二次升温速率为60～100℃/h，钢材保温时间以20～25s/mm计。
8.根据权利要求1-3任意一项所述的一种提高H13热作模具钢组织均匀性的热处理工艺，其特征在于，所述步骤（4）中，升温速率为60～100℃/h，冷却速率为25～30℃/h；二次冷却速率为25～30℃/h。
9.根据权利要求1-3任意一项所述的一种提高H13热作模具钢组织均匀性的热处理工艺，其特征在于，所述热处理工艺生产的H13热作模具钢化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.38～0.43%，Si：0.80～1.20%，Mn：0.30～0.50%，Cr：5.10～5.60%，Mo：1.30～1.60%，V：0.80～1.20%，P≤0.020%，S≤0.005%，O≤0.005%,N≤0.015%，其余为Fe及不可避免的杂质。
10.根据权利要求1-3任意一项所述的一种提高H13热作模具钢组织均匀性的热处理工艺，其特征在于，所述热处理工艺生产的H13热作模具钢在H13锻坯心部取样，按1030℃×15min空冷淬火+610℃×2h二次回火的热处理工艺对试样进行调质处理，加工成10mm×10mm×55mm的标准夏比冲击试样，横向冲击功为≥12J，横纵冲击功比值为≥0.8。
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