H13[是热作模具钢]
(3)具有中等耐磨性，可采用渗碳或渗氮工艺提高其表面硬度，但应略有降低抗热裂性；
(5)在高温下具有抗软化能力，但使用温度高于540℃（1000℉）硬度迅速下降(即工作时候的温度为540℃）；
用途和9CRWMN模具钢基本相同，但由于钒含量较高，中温(600度)性能比4Cr5MoSiV钢是热作模具钢中普遍的使用的代表性钢号。
H13[是热作模具钢]淬火：790度 -15度预热，1000度(盐浴)或1010度(炉控气氛) -6度加热，5度保温~15min空冷，550度 -6度 回火、退火、热加工；
淬火钢的基体硬度取决于钢中碳含量与淬火钢硬度的关系曲线HRC左右。对工具钢而言，钢中的部分碳进入钢的基体，导致固体溶解和强化。另一部分碳将与合金元素中的碳化物形成元素结合成合金碳化物。对于热作模具钢，该合金碳化物除少量残留物外，还需要在淬火马氏体基体上进行两次硬化。因此，热作模具钢的性能由残留合金碳化合物的均匀分布和回火马氏体的组织决定。因此，钢中的C含量不能太低。
含0.5%Cr的H13钢韧性高，因此，其C含量应保持在形成少量合金C化物的水平。Woodyatt 和Krauss指出在870℃的Fe-Cr-C在三元相图上，H13钢位于奥氏体A和（A M3C M7C3)三相区交界处较好。相应的C含量约为0.4%。图中还标注增加C或Cr量使M7C3量增加，耐磨性能更高A2和D比较2钢。另外，重要的是，保持相比来说较低的C含量是为了使钢Ms取相比来说较高的温度水平(H13钢的Ms一般资料介绍340℃左右)，使钢在淬火至室温时获得以马氏体为主的少量残留A和残留均匀分布的合金C化物组织，回火后获得均匀的回火马氏体组织。避免过量残留的奥氏体在工作时候的温度下发生明显的变化，影响工件的工作性能或变形。这些少量残留的奥氏体应在淬火后的两三次回火过程中完全改变。顺便说一句，H13钢淬火后获得的马氏体组织为板条M 少量片状M 少量残余A。国内学者在板条状M上沉淀的细合金碳化物回火后也做了一些工作。
众所周知，钢中碳含量的增加将提高钢的强度。对于热模具钢，它会提高高温强度、热硬度和耐磨性，但会降低其韧性。学者们在工具钢产品手册中明显证明了各种H型钢的性能。一般认为，导致钢塑性和韧性降低的碳含量边界为0.4%。因此，要求人们在钢合金化设计中遵循以下原则：在保持强度的前提下，尽可能降低钢的碳含量，提出钢抗拉强度达到1550MPaC含量在0以上.3%-0.4%为宜。H13钢的强度Rm，文献介绍1503.1MPa(46HRC时)和1937.5MPa(51HRC时)。
查阅FORD和GM推荐公司信息TQ-1、Dievar和ADC3等钢的C含量为0.39%和0.38%等，表1中列出了相应的韧性指标，其原因可以从中窥见。
对于需要更高强度的热作模具钢，采用的方法是H在提高13钢成分的基础上Mo含碳量或含碳量的增加将在后面讨论。当然，可以预测韧性和塑性会略有降低。
2.2 铬： 铬是合金工具钢中最常见、最便宜的合金元素。H型热作模具钢在美国含有Cr量在2%~12%的范围。我国合金工具钢（GB/T1299)37个钢号，除8CrSi和9Mn2V外都含有Cr。铬对钢的耐磨性、高温强度、热硬度、韧性和淬火性有良好的影响，溶解在基体中会明显提高钢的耐腐蚀性H13钢中含Cr和Si会使氧化膜致密，提高钢的抗氧化性。Cr对0.3C-1Mn分析钢回火性能的作用，添加﹤6% Cr有利于提高钢的回火阻力，但不能构成二次硬化；当含有Cr﹥550钢淬火后550%℃回火会产生二次硬化效应。热作钢模具钢的添加量一般为5%铬。
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，根据铬含量(FeCr)3C、(FeCr)7C3和M23C6形式存在，进而影响钢的性能。此外，当钢中含有铬、钼和钒时，还应考虑合金元素的互动作用，Cr3%sup[14]/sup时，Cr能阻止V4C3的生成和推迟Mo2C的共格析出，V4C3和Mo2C提高钢的高温强度和抗回火性sup[14]/sup，这种互动提高了钢的耐热变形性。
铬溶入钢奥氏体，增加钢的淬透性。Cr﹑Mn﹑Mo﹑Si﹑Ni都与Cr它也是增加钢淬透性的合金元素。人们习惯于用淬透因子来表示。一般来说，国内现有数据[15]只适用于Grossmann等待信息，后来Moser和Legat[16、22]的进一步工作提出，基本淬透直径由C含量和奥氏体晶粒度决定Dic计算合金钢的理想临界直径，并根据合金元素含量确定淬透因子（见图3）Di,也可从下式作近似计算:
(1)公式中的合金元素以质量百分比表示。通过这一种方式，人们对待它Cr﹑Mn﹑Mo﹑Si和Ni对钢淬透性的影响有相当清晰的半定量理解。
Cr对钢共析点的影响，它和Mn大致相似，当含铬量约为5%时，共析点的C含量降至0.5%左右Si﹑W﹑Mo﹑V﹑Ti添加明显降低了共析点的C含量。因此，我们大家可以知道热模具钢和高速钢一样是过分析钢。降低共析C含量将增加奥氏体化后组织和最终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，事实上，合金C化物的结构和稳定能力与相应C化物形成元素的D电子壳层和S电子壳层的电子缺乏程度[17]有关。随着电子缺乏程度的下降，金属原子半径减小，碳和金属元素的原子半径比rc/rm合金C化物由间隙相对间隙化合物变化，C降低物的稳定性降低，其相应的熔化温度和在A中的溶解温度降低，其产生自由能的绝对值降低，相应的硬度值下降。面心立方点阵VC碳化物稳定性高，约9000~950℃温度开始溶解，11000℃大量溶解开始(溶解终结温度为1413)℃）[17]；它在500~700℃回火过程中沉淀，不易聚集生长，可作为钢中的强化相。中等碳化物形成元素W 、Mo形成的M2C和MC 碳化物有密排和简单的六方点阵，它们的稳定性较差，硬度、熔点和溶解温度也较高，仍可用于500~650℃钢的强化相用于范围。M23C6(如Cr23C6等)立方点阵复杂，稳定性差，结合强度弱，熔点和溶解温度低(1090℃溶解在A中)，只有少数耐热钢经综合金化后才具有较高的稳定性(如（CrFeMoW）23C6.可作为强化相。六方结构复杂M7C3(如Cr7C3、 Fe4Cr3C3或Fe2Cr5C3)稳定性较差，它和Fe3C碳化物易溶解沉淀，聚集生长速度大，一般不能用作高温强化相[17]。
我们仍从Fe-Cr-C三元相图可以简单理解H13钢中的合金碳化物相。Fe-Cr-C系700℃[18~20]和870℃[9]三元等温截面的相图为0.4%C钢中,随Cr会出现量增加（FeCr）3C（M3C）和（CrFe）7C3(M7C3)型合金碳化物。注意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当时的垂直截面是0.40%C退火状态下的钢α相(约1%固溶)Cr）和（CrFe）7C3合金C化物。加热到791℃以上形成奥氏体A和进入（α A M7C3)三相区，795℃左右进入（A M7C3)两相区约970℃时,（CrFe）7C3消失，进入单相A区。当基体含有C时﹤0.33%时,在793℃左右才存在（M7C3 M23C6和A）七九六三相区℃进入（A M7C3）区（0.30%C以后从始至终保持到液相。钢中残留物M7C防止A晶粒生长。Nilson提出，对1.5%C-13%Cr成分合金，不稳定（CrFe）23C6不形成[20]。单以Fe-Cr-C三元分析会有一些偏差，要考虑合金元素的影响。