H13钢自研发以来，由于其优异的力学性能(高强度、红硬性、高韧性和良好的塑性)和较高的淬透性、中温稳定性等，被广泛研究和应用，常用作热挤压模具、高速精锻模具、铝合金压铸模具等。为提高H13钢的使用性能和寿命，常对其进行热处理。

　　H13钢的国际标准化组织材料牌号为40CrMoV5，对应不同国家的材料牌号见表1，其材料成分和物理性能见表2～表4。H13钢的热处理临界温度见表5。

　　H13钢锻后组织呈带状并通常含有粗大的一次碳化物，锻后零件组织内存在较大的内应力，对后续模具加工、服役和使用寿命均存在不利影响。为改善H13钢的显微组织和综合性能，锻造后需进行适当热处理，进而提升模具的综合性能。

　　H13钢的预备热处理工艺主要为退火或正火，有一次预热、多次预热等。预备热处理工艺和预热次数主要取决于钢材尺寸大小和模具复杂程度，如去应力退火+球化退火、正火+球化退火、双级球化退火等，其目的主要是：①改善钢材锻后产生的带状组织，消除网状碳化物，为球化组织和后续热处理作组织准备；②避免较快的加热速度导致钢材内外部温差太大，产生较大内应力，进而引起严重的变形或导致后续淬火裂纹。

　　H13钢碳含量为0.35%～0.45%，含有8%左右的合金元素，导致合金共析点左移，属于过共析钢。过共析钢在淬火前，为了消除网状碳化物，常在其A c1 温度附近进行球化退火，或在A c1 ～A c3 温度之间进行不完全退火。H13钢预备热处理退火温度一般选择600～650℃，球化退火温度800～850℃。第一阶段较低的预热温度，可有效去除工件因前期加工产生的应力，防止后续加热导致的工件严重畸变，进而造成开裂；也可以加快工件相变重结晶的加热速度，使厚大工件内外部温度均匀时间缩短，大截面上奥氏体晶粒分布更加均匀细小，从而提高整体热后性能。但过高的温度可能导致后续回火时晶粒长大或碳化物聚集球化，从而使工件脆性增大。第二阶段较高的预热温度，可使碳化物大量析出并分段球化，此过程细小碳化物弥散程度更高，也避免过高温度下导致的热应力和晶粒长大。

　　张文莉等对H13钢分别进行“锻造+正火+球化退火”和 “锻造+球化退火”工艺，结果表明：锻造后正火、球化退火对奥氏体中析出的碳化物形态和分布有改善作用，进而影响力学性能表现。

　　邹安全等对H13钢锻件进行常规退火(840～890) ℃×(2～4) h和等温球化退火(840～890) ℃×(2～4) h后炉冷至710～740℃保温3～4h再炉冷至500℃以下出炉空冷，然后对试块进行淬火和两次回火，结果表明：等温球化退火后，H13钢内部可获得球状珠光体和弥散分布的粒状碳化物组织，球化退火后的再次预热也可提高碳化物弥散程度，为淬火后组织转变提供了核心。

　　通过各合金元素的固溶作用，淬火后组织内包含大量淬火马氏体和残余奥氏体，能够显著提高H13钢的强硬度和耐磨性，因而H13钢一般需进行淬火处理。固溶保温时间一般根据H13钢尺寸大小和模具复杂程度决定，通常选0.25～0.45min/mm。固溶温度一般选择1000～1100℃，该温度主要由基体内相的熔点决定。有研究表明，超过1100℃时，较高的温度为组织提供了足够的长大激活能，奥氏体晶粒将明显粗化，甚至产生过烧。淬火温度一般选择1000～1080 ℃。淬火温度较高时，马氏体中的碳和合金元素含量升高，过饱和碳原子以间隙式溶解于马氏体中引起强烈的点阵畸变导致畸变能升高，碳原子与位错缠结，对马氏体起到显著的固溶强化作用，淬火后硬度较高。另外，淬火温度较高时，淬火组织中残余奥氏体含量增加，残余奥氏体分布在板条马氏体之间起到阻碍裂纹扩展的作用，提高了冲击韧性。因此，为了获得热后较高的红硬性，淬火温度一般选择上限温度；为了获得较好的韧性，淬火时采用下限温度。

　　李勇等对H13钢分别在650℃和850℃预热30min后，在1020～1080℃奥氏体化保温5～7min后油淬，结果表明：随淬火温度升高，硬度先升高后下降，在1050℃淬火时硬度最高，达到53HRC。胡志刚对H13钢在550℃和800℃两级预热后，分别在1030、1070和1100℃温度下淬火，保温后进行油冷及600℃回火，结果表明：淬火温度提升后可以提高H13钢室温和高温下的热疲劳性能。

　　为了减少淬火组织应力，H13钢常进行分级淬火，即先将钢材在M s 温度以上进行盐浴淬火，保持淬火液温度一段时间后将钢材取出，再在空气中进行冷却。分级淬火可以获得一定的淬火冷却速度，在基体中保留高固溶度的合金组织，防止晶间碳化物过量析出；另外，降低了直接快速降温至室温时钢材内外冷热收缩不一致产生的淬火应力，工件内部及外表面可以同时进行马氏体转变，并减少下贝氏体的生成量，减少模具外形尺寸的快速收缩，防止淬火后变形开裂。

　　目前，除普通盐浴炉之外，淬火冷却过程也大量应用真空炉。真空炉淬火是指整个淬火过程在真空炉内进行，将淬火介质(如高纯氮气)送入真空炉内，通过控制气体的流量和温度来控制冷却速度，热效率较高，既可实现快速升温和降温，又可实现缓慢加热以减少工件内应力，温度控制严格且精确，淬火后工件表面无氧化、无脱碳和无氢脆等缺陷，且自动化程度高，得到广泛应用。

　　除此之外，生产中还应用流动粒子炉进行淬火冷却。即在特定设备中用可燃气体产生热量，利用刚玉砂、石英砂、碳化硅砂等流动的粒子流的不断运动进行热交换和传热加速，从而对工件完成冷却过程。整个过程炉温可控、升温速度快、环境污染小，工件也不会发生脱碳、氧化等现象，可以实现连续淬火，淬火后也可以直接进行模具发蓝处理。

　　冯英育等对大、中、小三种不同尺寸的H13钢模具进行单级盐浴淬火、双级盐浴淬火、真空分级淬火和流态化床淬火，分析不同淬火方法下试块的硬度和组织，试验最终表明：双级淬火的第一级冷却保温时间应当足够长以保证模具表面和中心温度均匀一致，组织转变不会在恒温过程中发生，因而可以适当延长第一级冷却保温时间以使钢中贝氏体量尽量少，建议H13钢第一级冷却温度大约为520℃,第二级冷却温度大约为200℃。

　　淬火后钢材内部一般存在较大的内应力，需要进行适当回火。回火可尽量降低组织内应力，使其趋于平衡，避免后续因组织转变造成模具外形尺寸的较大改变；还可将钢内残余奥氏体继续转变为马氏体组织，在保证韧性提高的情况下不降低硬度。

　　H13钢的回火工艺一般选择500～650℃高温回火。此温度内一般会发生H13钢的二次硬化，残余奥氏体转变为马氏体的同时，回火马氏体中析出细密碳化物颗粒产生二次硬化，工件硬度重新升高至淬火时水平，钢材残余应力减小。

　　宁鞍钢等对锻后H13钢进行860 ℃球化退火、1030℃淬火保温30 min后油冷、590℃回火保温2h后油冷，对回火态H13钢碳化物种类进行分析和热力学计算，统计不同部位碳化物析出尺寸和数量，结果表明：H13钢回火态主要析出富V元素的MC碳化物、富Mo元素的M2C碳化物(200nm)和富Cr元素的M23C6碳化物(200nm)，其中前两者主要沉淀强化作用，在1/2R处析出最多，表面最少。

　　由于一次回火后残余奥氏体未发生全部转变，为进一步提高材料的性能，常进行二次回火，甚至多次回火，使组织中析出更多细小弥散的强化相提高其整体性能。

　　氮化处理和氮碳共渗可显著提高H13模具钢的疲劳强度、耐磨性和耐蚀性，具有渗氮速度快、渗氮层性能好的优点。生产中应用非常广泛，常应用在模具加工完成之后。

　　赵昌盛等对H13模具钢进行双级预热+1030℃淬火+600℃回火后，再进行580℃×4.5h气体氮碳共渗，油冷，得到氮碳共渗层厚度约0.20mm，模具表面硬度达到900HV以上。气体氮碳共渗相当于模具淬火、加工后的一次回火，模具寿命是常规热处理的2倍以上。

　　郑小燕等对H13钢进行1050℃淬火+560～600℃两次回火处理后，再进行540～570℃×12h离子渗氮，得到表面渗层厚度0.24mm，白亮层约10μm，硬度约67HRC，模具表面耐磨性和寿命得到一定提升。

　　叶四友等对H13钢表面进行激光熔覆H13合金涂层，激光功率为1.4kW，扫描速度为14mm/min，送粉速率为42 g/min，涂层的截面显微硬度达到669～698HV，为H13基体的2.85～3倍。

　　陈峰等在H13钢表面激光熔覆Ni基合金涂层，结果表明：熔覆层截面显微硬度平均高达800HV，为基体的3～4倍。

　　李班等采用激光熔覆技术在H13基体表面制备了85%H13+15%Cr-3C-2NiCr粉末的复合熔覆层，熔覆层表面显微硬度值接近1100HV0.2，约为基体的2倍，实现了H13钢的表面强化。

　　随着社会的快速发展和科技制造水平不断创新，H13钢性能提升需求也日渐增大。如何更高效地发挥H13钢的性能，提高其热处理水平来满足不断发展的需求将是学者们继续研究的方向。在传统工艺上，更安全高效、自动化水平更高、环境污染更小的热处理强化方式将得到更广泛的关注和研究。