CN102605261A - 一种热冲压模具钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种热冲压模具钢，其化学元素重量百分含量为：C：0.43～0.48％；Si：0.3～0.5％；Mn：0.5～0.8％；Cr：2.3～2.7％；Mo：1.9～2.4％；V：0.7～1.0％；P≤0.03％；S≤0.03％；其余为Fe和其他不可避免的杂质。此外，本发明还提供一种热冲压模具钢的制造方法，其采用电渣重熔工艺、高温均匀化和超细化热处理工艺控制材料组织，从而起到对材料的强化作用，提高其性能指标。较之现有材料，本发明所述的热冲压模具钢的热导系数提高了29.5％以上，调质硬度提高了7.5％以上，冲击韧性提高了16.7％以上；并且该热冲压模具钢还具有成本低，综合性能高等优点。

Description

一种热冲压模具钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种模具钢及其制造方法，尤其涉及一种热作模具钢及其制造方法。

背景技术

模具钢通常可以分为热作模具钢、冷作模具钢和塑料模具钢三大类产品。热冲压模具钢属于热作模具钢类，主要用于获得超高强度的冲压件。钢板热冲压过程是将特殊的高强度钢板加热到奥氏体温度范围，然后快速移动到模具，进行快速冲压；再在压机保压状态下，通过布置有冷却水回路的模具(而不是空气)以一定冷却速度对零件进行淬火冷却，最后获得组织为马氏体、强度在1500MPa左右甚至更高的超高强度冲压件。在作业时模具需长时间与加热的坯料相接触，当炽热的金属放入热冲压模具型腔时，型腔表面急剧升温，会产生压应力和压应变，这使得模具需要较好的热强性和热稳定性；在淬火过程中，为了使模具能很快地把钢板的热量带走以及保证模具在工作工程中的精度，模具材料必需具有较大的导热系数和较小的热膨胀系数；当金属件取出时，型腔表面由于急剧降温而会受到拉应力和拉应变作用，再加上热作模具钢在服役过程中，还要承受较大的冲击载荷，使得模具极易产生热疲劳；此外，为防止在服役过程中模具表面产生的拉毛，模具还需具有较高的硬度。因此，在复杂的工况下作业要求热冲压模具材料具有较高的导热率、热强度、温硬度、冲击韧性、淬透性和热稳定性和抗冷热疲劳性能等。

我国目前使用的热冲压模具钢采用的是国家标准GB/T1299-2000中钢号为4Cr5MoSiV1的热冲压模具钢。这种热冲压模具钢的化学成分为：C 0.32～0.45wt％、Cr 4.75～5.50wt％、Mo 1.20～1.75wt％、V 0.80～1.20wt％、Si 0.80～1.2wt％、Mn 0.20～0.5wt％、P≤0.03wt％、S≤0.03wt％。这种热冲压模具钢属于中碳中合金钢，含有较多的合金元素，特别是化学成分中含有较多的硅元素，它严重降低钢的热导率。其次，这种热冲压模具钢的化学成分碳含量较低，回火时二次硬化能力较差。含有钼元素和铬元素和一定量的碳元素，因此其材料电渣锭的偏析严重，成材后的组织中存在大量的大块液析碳化物，使得材料的韧性不足，容易出现早期开裂失效。由于这种材料含有大量的二次硬化元素，其回火态二次碳化物容易在服役条件下长大粗化以及发生类型转变，并且回火马氏体中的合金元素也容易析出而降低钢的强度，从而降低钢的高温性能。4Cr5MoSiV1这种钢的性能指标如下：调质硬度为46.5HRC，导热率为24.5W/m·K，冲击韧性值Ak为150J。这些热导率、冲击韧性、硬度值和抗回火稳定性指标是衡量热冲压模用钢质量好坏的关键技术指标。

公开号为CN101403074，公开日为2009年4月8日，名称为“一种新型铬系热作模具钢及其热处理工艺”的中国专利公开了一种铬系热作模具钢，其化学成分重量百分比含量为：C 0.35～0.7％，Si 0.3～1.3％，Mn 0.3～1.3％，Cr 7.0～11.0％，W 0.4～1.2％，Mo 0.4～1.2％，V 0.4～1.2％，Ni0.10～1.00％，S≤0.005％，P≤0.030％，B 0.03％-0.10％，氮化物含量为0.02～0.20％，N 0.02％～0.10％，其余为铁Fe。该专利将铬含量提高到7～11％，主要是考虑到铬元素较为普遍与价廉，其一部分能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。此外，钢中含有铬、钼和钒，当铬含量大于3％时，铬能阻止V₄C₃的生成，并且推迟Mo₂C的共格析出，由于V₄C₃和Mo₂C是提高钢材的高温强度和抗回火性的强化相，因此该种钢的高温强度和抗回火性较低。此外，在该专利中，加入了Ni 0.10～1.00％，W 0.4～1.2％，而钼元素的含量较低，使得材料的组织中形成大量钨的碳化物，对组织进行强化，并通过镍元素来细化晶粒，增加韧性，进一步对基体进行强化。

公开号为CN101240400，公开日为2008年8月13日，名称为一种低成本热作模具钢的中国专利公开了一种低成本热作模具钢，其化学成分的重量百分比含量为：C：0.38～0.42％，Si：0.9～1.1％，S≤0.030％，P≤0.030％，Mn：0.3～0.5％，W：0.9～1.2％，Mo：0.45～0.55％，Cr：4.8～5.2％，V：0.25～0.45％，Nb：0.08～0.15％，其余为Fe及不可避免的杂质。该专利中含有铌元素，其含量为0.08～0.15％，铌元素主要固溶在基体内，并且分布均匀，起到固溶强化的作用。另外，在长时间保温时候材料组织中的铌元素从基体弥散析出NbC，从而增强材料的抗回火软化能力；此外，该模具钢中铬元素和硅元素的含量较高，能形成致密氧化膜来提高钢的抗氧化性，加入小于6％的铬元素对提高回火抗力是有利的，但未能构成二次硬化；结合0.38～0.42％的碳，能形成大量的铬、钼的碳化物，对组织进行强化。该专利对钢性能的作用和强化机理主要是通过增加铬、钼、铌的碳化物对基体进行进一步强化。

公开号为JP2008095181，公开日为2008年4月24日，名称为“HOT-WORKING TOOL STEEL HAVING SUPERIOR TOUGHNESS ANDHIGH-TEMPERATURE STRENGTH”的日本专利文献公开了一种热作模具钢，其化学成分的质量百分比为：C 0.34～0.40％；Si 0.3～0.5％；Mn 0.45～0.75％；Ni 0～0.5％；Cr 4.9～5.5％；Mo与W单独或一起加入，其含量为2.5～2.9％，并且满足Mo+1/2W；V 0.5～0.7％；其余为Fe和其它不可避免的杂质。该专利中，硅含量为0.3～0.5％，其有利于减少硅对材料导热系数的损害，减少带状组织的出现，同时能提高钢的横向性能；钼含量保持在2.5～2.9％，有利于在回火时马氏体中析出Mo₂C，从而使钢具有二次硬化的效果。由于该专利大幅提高了铬元素含量，降低了钒元素的含量，并且增加了镍和钨元素，使其虽然能够获得较高硬度和耐热性能的钢，但其成本也相应地大幅增加。

上述各专利的热作模具钢的化学成分见表1。

表1.(wt％)

发明内容

本发明的目的在于提供一种热冲压模具钢，该热冲压模具钢具有高热导率、高抗回火稳定性、良好的冲击韧性、低成本等优点，并且能够满足热作模具钢的各项要求。此外，本发明还提供这种热冲压模具钢的制造方法，该制造方法能够使材料的显微组织更为均匀细小，从而提高了热冲压模具钢的综合性能。

本发明的构思是通过降低硅、铬元素的含量，并增加一定的碳、锰、钼元素的含量，不添加铌、钨、镍等元素来获得一种具有高热导率、高抗回火稳定性、良好的冲击韧性、低成本等优点的热冲压模具钢。较低含量的硅元素能够减少对材料导热系数的损害，减少带状组织的出现，同时提高钢的横向性能；提高锰元素含量可以利用硅、锰合金元素的固溶强化作用，并能提高碳化物回火稳定性；将铬含量降低至3％以下，使得本技术方案制造的热冲压模具钢具有更好的高温强度和抗回火性；铬、钼等多种碳化物的复合作用能够使热冲压模具钢获得更好的高温强度和回火稳定性等性能；不添加铌、钨等元素并降低铬元素等贵合金元素的含量能够有效地降低成本。此外，采用电渣重熔工艺、高温均匀化和超细化热处理工艺控制材料组织，从而起到对材料的强化作用，提高其性能指标。

根据上述发明目的，本发明提供了一种热冲压模具钢，其化学元素重量百分含量为：C：0.43～0.48％；Si：0.3～0.5％；Mn：0.5～0.8％；Cr：2.3～2.7％；Mo：1.9～2.4％；V：0.7～1.0％；P≤0.03％；S≤0.03％；其余为Fe和其他不可避免的杂质。

本发明中化学元素的添加原理如下：

C 0.43～0.48％

碳元素是影响钢的成分偏析和钢的组织均匀性的重要元素；在热导率方面，碳元素以第二相形式存在时对钢导热能力的损害比以固溶形式存在于基体中时小，因此它可使强碳化物以及Mn弱碳化物从基体进入碳化物中，从而提高热导率；同时，碳是高热强性热作模具钢的主要化学元素之一，碳一部分进入基体起到固溶强化的作用，另一部分则是形成铬碳化物、钼碳化物、钒碳化物以及其它各种类型碳化物，其中的一些合金碳化物能在回火过程中，在淬火马氏体基体上弥散析出，产生二次硬化现象。因此，本技术方案通过适量的碳元素使强碳化物以及Mn弱碳化物充分从基体进入碳化物中，降低合金元素对热导率的损害，并改善碳化物在钢的显微组织中的分布和性质，改善钢的液析碳化物的级别和分布，从而提高钢材基体的强度和硬度。若碳含量高于0.48％，会导致过多的碳化物的形成以及组织的偏析产生，影响钢的冲击韧性，尤其是造成钢的液析碳化物的不均匀，使得钢的冲击韧性急剧降低；若碳含量低于0.43％，也会造成碳元素和其他合金元素结合形成碳化物的当量发生偏差，不能有效地形成稳定的铬碳化物、钼碳化物、钒碳化物以及其它各种类型碳化物，从而影响到钢的硬度和冲击韧性。因此，本技术方案将碳含量控制在0.43～0.48％范围内。

Mn 0.5～0.8％

锰元素是本技术方案中关键元素之一。在炼钢过程中，锰是良好的脱氧剂和脱硫剂。钢中含有锰可以改变钢在凝固时所形成的氧化物的性质和形状。同时它与硫有较大的亲合力，可以避免在晶界上形成低熔点的硫化物FeS，而以熔点较高的具有一定塑性的MnS存在，可防止因FeS而导致的热脆现象，从而消除硫的有害影响，改善钢的热加工性能。锰溶入奥氏体中能大幅增加钢的淬透性，同时大幅减低钢的Ms点(淬火时，过冷奥氏体开始转变为马氏体的温度)。锰具有固溶强化作用，从而能够提高铁素体和奥氏体的强度和硬度，虽然其固溶强化效果不及碳、磷和硅，但其对钢的延展性几乎没有影响。锰是弱碳化物的形成元素，它可溶入渗碳体中形成合金渗碳体(Fe，Mn)₃C，从而可降低系统的自由能，即趋于更稳定状态。

研究发现，一定量的锰元素的加入可以增加钢的基体强化作用并能推迟马氏体组织的转变，提高钢的抗回火软化性。锰元素虽然是弱碳化物形成元素，不能够形成碳化物强化作用，但是一定量的锰元素的加入可以促进渗碳体的分解和推迟碳化物的析出与长大，有利于钢的热稳定性。另外，锰元素可以造成钢中的残余奥氏体的含量增加与稳定，这样可以提高钢的韧性和抗热疲劳性能。

因此，本技术方案将锰含量控制在0.5～0.8％，有利于热作模具钢的高温稳定性和热疲劳性能。若锰含量过高，会使脆性增加，减弱钢的抗腐蚀能力，并降低导热、焊接等性能。

Si 0.3～0.5％

硅元素的含量在本技术方案中非常重要，其外层电子结构与Fe的差异较大，研究表明它会严重降低钢的导热性能，本技术方案将硅含量降低，可以使宏观组织更加均匀化，微观凝固组织的树枝晶细化，并且能减轻凝固时凝固界面上的成分过冷的情况，从而提高塑性和韧性。硅元素是一个能够有效地对铁素体进行置换固溶强化的元素，其仅次于磷，但同时在一定程度上会降低钢的韧度和塑性。硅元素主要固溶于基体中，不形成碳化物，也不溶于其它碳化物，除了提高钢的淬透性外，硅元素还有助于提高在高温回火过程中析出特殊碳化物的弥散度，可使二次硬化峰增高，因而硅元素是提高基体的强度及提高回火抗力的有效元素，其作用是可以使得钢在回火的过程中马氏体的分解减缓，可以在奥氏体到马氏体的转变之后的回火过程中有效阻碍马氏体的分解，这主要是通过抑制ε-碳化物质点的长大和扩大ε-碳化物稳定区，延迟了ε-碳化物向θ-碳化物的转变。推迟ε-碳化物向θ-碳化物的转变能充分减小钢中渗碳体在回火过程中的长大速率，硅原子从θ相析出而在θ相周围形成硅原子的富集区，从而抑制θ相的长大粗化；另外，硅元素还能有效提高钢的抗回火软化能力。

但是，硅含量过高会加重钢的脱碳敏感性，并且使碳化物聚集的过时效速度增大，从而难以控制。此外，本技术方案还通过硅和锰共同作用使钢的高温性能，如高温抗回火软化性能和热疲劳性能得到更显著的提高，这些都是对热作模具钢使用性能和寿命有利的。因此，本技术方案将硅含量控制在0.3～0.5％范围内。

Cr 2.3～2.7％

铬元素为本技术方案中另一种关键元素，其能在铁素体中固溶，又能形成碳化物。铬元素在本技术方案的合金成分设计中是对钢的性能影响较大的合金元素。在本技术方案中，铬元素既可以是多种形态碳化物形成的关键元素，也可以是提高钢淬透性的合金元素。但是，铬含量过高会使得钢的强度过高而韧性不足，降低钢的综合性能，也提高了钢的合金成本。因此，降低铬含量目的是在保证钢的淬透性的同时，提高钢的韧性，并降低钢的合金成本。铬元素控制在2.3～2.7％范围内，可以在钢中形成稳定的多种碳化物类型，主要的铬碳化物类型有Cr₇C₃和Cr₂₃C₆类型碳化物，起到强化基体的作用；此外，铬元素控制在2.3～2.7％范围内，还能够使得钢在回火的过程中析出稳定的弥散相，这种弥散相M₇C₃和Cr₂₃C₆，其不但能够提高钢的抗回火性能，还能够使得钢产生一定的红硬性，从而提高钢的热强性。

Mo 1.9～2.4％

钼元素是强碳化物形成元素，也是本技术方案中的关键元素之一。钼元素能使钢的晶粒细化，提高淬透性和热强性能，并在高温时使得钢能够保持足够的强度和抗蠕变能力(蠕变是指合金长期在高温下受到应力而发生的变形)。钼元素在工具钢中还能提高红硬性。钼元素的固溶温度不高，低温淬火时便可大量固溶，并在回火的过程中以M₂C的形式在马氏体板条内的亚晶界上以平行的细针状(二维为层片状)析出，与基体保持共格，从而提高钢的高温硬度。因此，本技术方案通过提高钢中钼含量，在提高回火马氏体的回复、再结晶温度的同时，在钢中能形成较为细小的碳化物，从而进一步提高材料的热强性及热稳定性。钼元素的加入不仅提高了钢奥氏体的稳定性以及钢的淬透性，并且在钢的回火过程中能够和碳元素结合，析出较多、较稳定的M₂C合金碳化物。这种析出过程是一种弥散的质点强化相析出，其较为均匀地分布在钢的基体中，具有较好的二次硬化效果。将钼含量的控制在1.9～2.4％范围内能够使得钢在回火的过程中获得更多的M₂C合金碳化物，并产生较大的两次强化的作用，这对钢的硬度和冲击韧性的提高起着重要的作用。另外，钼含量过高会因碳含量不足而失去作用，同时还会大幅提高钢的合金化成本。因此，本技术方案将钼含量控制在1.9～2.4％范围内。

V 0.7～1.0％

钒元素为本技术方案中又一关键元素，其是强碳化物形成元素，在钢中的强化作用和钼元素相似。钒元素在钢中形成的是M₂C和MC类型的碳化物，产生弥散强化相，不但能弥补铬含量的减少，而且能阻碍奥氏体晶粒的长大，改善碳化物的形态，提高钢的强度。但钒的固溶温度较高，如果为了获得钒的碳化物而在较高温度淬火，会产生晶粒粗大的情况；并且钒的碳化物容易在钢凝固过程中形成一次碳化物，成网状或链状分布在原奥氏体晶界，而且不易重溶，从而降低钢的韧性。因此，钒元素含量不宜过高，在本技术方案中控制在0.7～1.0％范围内，以减小一次碳化物的析出，并改善钢的韧性。

P≤0.03％

在一般情况下，磷是钢中的有害元素，增加钢的脆性，降低钢的冲击韧性，因此磷元素的含量对钢性能指标有一定的影响，需将其控制在0.03％以下。

S≤0.03％

一般认为硫是钢中的有害元素之一，其主要以硫化物的形态存在于钢中。硫在钢中易于偏析，从而恶化钢的质量。如以熔点较低的FeS的形式存在时，将会导致钢的热脆现象。另外，硫元素在一定的程度上容易造成钢的加工性能的恶化，从而容易使得钢在热加工的过程中产生过热和过烧现象。因此将硫含量控制在0.03％以内可以保证钢的加工性能和机械性能，特别是对径锻机锻造开坯时的连续锻造加工所产生的过热现象起到抑止的作用。此外，对硫含量的控制对热作模具钢显微组织的改善起到一定的作用。

另外，为了实现本发明的目的，本发明还提供一种热冲压模具钢的制造方法，其包括下列步骤：

(1)电渣重熔：电制度电压为57～59V，电流为11000～12000A。将电渣重熔的电制度电压控制在57～59V范围内、电流控制在11000～12000A范围内可以使得电渣锭的内部结晶组织细小，均匀性好，从而提高热作模具钢的内在质量。

(2)将电渣锭放入炉温为700～800℃的径锻机加热炉内，以80～120℃/h的升温速度加热至1230～1260℃，然后保温3～5h。

由于电渣锭是圆形锭型设计，因此在加热过程中存在较大的表面应力，从而使得电渣锭的热应力敏感性提高，容易在电渣锭加热过程中产生应力裂纹。因此，将径锻机加热炉的炉温控制在700～800℃内，升温速度在80～120℃/h内能够防止电渣锭在加热过程中产生应力裂纹，降低电渣锭的热应力导致开裂的风险；再加热至1230～1260℃后保温3～5h，使得电渣定的整个表面至心部的温度保持均匀，并消除大块状液析碳化物或使其细小球化，从而使电渣锭中的合金元素分布更加均匀，改善电渣锭的可锻性，以防止电渣锭在锻造过程中开裂；此外，该步骤还能够改善钢中的显微组织指标，从而提高钢的基本强度和韧性。

(3)径锻机锻造：开锻温度为1100～1150℃，停锻温度为850～900℃。

1100～1150℃开锻温度是钢的奥氏体单相组织区域，有着最佳的高温热塑性，有利于高温变形加工处理，不容易产生高温热加工开裂。如果开端温度高于1150℃，可能会导致成份偏析而造成锻造过热，形成组织的晶粒粗大，从而影响产品的内在质量；电渣锭终锻温度对电渣锭终锻质量有着重要的影响，若径锻机停锻温度低于850℃，则非常容易引起电渣锭在径锻机锻造成材过程中产生开裂；另一方面，停锻温度高于900℃容易引起钢在径锻机锻造开坯后，产生钢的组织粗晶现象，从而降低钢的性能；因此，停锻温度为850～900℃，可以进一步保证产品的内在质量。

(4)将电渣锭放入740～830℃的退火炉中保温14～16h，然后炉冷至室温。由于电渣锭在锻后再结晶时会出现晶粒粗大的现象，并且在晶界析出二次碳化物，从而降低材料性能。因此，采用步骤(4)可以避免二次碳化物沿晶析出，并可获得细小且分布均匀的碳化物组织，从而便于机械加工。

优选地，在上述的热冲压模具钢的制造方法的步骤(1)中电渣重熔成的电渣锭重量为2000～3000kg，2000～3000kg的电渣锭更为适合径锻机直接锻造成材。

采用本发明所述的技术方案具有以下优点：

(1)本发明所述的热冲压模具钢提高了碳、锰、钼元素的含量；较高含量的锰元素能够使钢的回火马氏体和合金碳化物更稳定，还能够同时提高钢淬火后残余奥氏体含量，并使回火过程中残余奥氏体稳定，从而提高钢的冲击韧性和高温抗回火稳定性；较高含量的钼元素在回火过程中能够获得更多的M2C合金碳化物，并产生较大的两次强化作用，这对钢的硬度和冲击韧性的提高起着重要的作用；较之现有的材料，采用本技术方案所述的热冲压模具钢的热导系数提高了29.5％以上，调质硬度提高了7.5％以上，冲击韧性提高了16.7％以上；

(2)本发明所述的热冲压模具钢降低了铬、钒、硅元素的含量，尤其是铬元素含量降低约50％，从而使热冲压模具钢的成本降低了10％；

(3)采用本技术方案所述的热冲压模具钢的制造方法可以有效消除材料中的大块状液析碳化物，并使得材料的显微组织均匀细小，从而提高了热冲压模具钢的综合性能。

具体实施方式

实施例1-5

制造热冲压模具钢的具体步骤如下(本案实施例1-5中各钢种化学成分见表1)：

(1)冶炼：电弧炉冶炼，钢液出钢温度1545～1555℃；

(2)浇铸：浇铸成φ400mm～φ450mm电极棒；

(3)电渣重熔：电制度电压为57～59V，电流为11000～12000A，电渣重熔成2000～3000kg的电渣锭；

(4)将电渣锭放入炉温为700～800℃的径锻机加热炉内，以80～120℃/h的升温速度加热至1230～1260℃，然后保温3～5h；

(5)径锻机锻造：开锻温度为1100～1150℃，停锻温度为850～900℃；

(6)将电渣锭放入740～830℃的退火炉中保温14～16h，然后炉冷至室温。

表1.(余量为Fe以及除S、P外其他不可避免的杂质，wt％)

实施例	C	Si	Mn	Cr	Mo	V	P	S
									1	0.46	0.38	0.65	2.60	2.25	0.95	0.015	0.005
2	0.43	0.46	0.78	2.69	1.98	0.89	0.015	0.012
									3	0.45	0.38	0.53	2.41	2.33	0.76	0.012	0.026
4	0.46	0.35	0.67	2.63	2.25	0.86	0.021	0.008
									5	0.48	0.49	0.63	2.58	1.91	0.95	0.010	0.009

本案实施例1-5中各步骤的详细工艺参数参见表2。

表2.

实施例	1	2	3	4	5
						电制度电压，V	59	59	57	57	58
电制度电流，A	11700	11000	11600	11300	12000
						径锻机加热炉炉温，℃	750	700	800	730	750
升温速度，℃/h	100	90	80	120	100
						加热温度，℃	1260	1230	1250	1240	1233
加热后保温时间，h	3.5	4.0	3.5	5.0	4.5
						开锻温度，℃	1150	1130	1100	1140	1150
停锻温度，℃	850	870	850	900	890
						退火炉温度，℃	830	820	800	740	760
退火炉保温时间，h	15	14.5	16.0	15.0	14.0

表3列出了本案实施例1-5的力学性能。

表3

实施例	热导率，W/m·K	调质硬度，HRC	冲击韧性，J
				1	32.6	50.5	179
2	35.0	51.0	178
				3	33.5	50.5	177
4	37.5	51.0	180
				5	33.0	51.5	179

从表3可以看出，本发明所述的热冲压模具钢的热导率可达32W/m·K以上，较现有材料提高了29.5％以上；调质硬度可达50HRC以上，较现有材料提高了7.5％以上；冲击韧性可达177J以上，较现有材料提高了16.7％以上。

要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。

Claims (3)

1.一种热冲压模具钢，其特征在于，其化学元素重量百分含量为：

C：0.43～0.48％；

Si：0.3～0.5％；

Mn：0.5～0.8％；

Cr：2.3～2.7％；

Mo：1.9～2.4％；

V：0.7～1.0％；

P≤0.03％；

S≤0.03％；

其余为Fe和其他不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的热冲压模具钢的制造方法，其特征在于，包括下列步骤：

(1)电渣重熔：电制度电压为57～59V，电流为11000～12000A；

(2)将电渣锭放入炉温为700～800℃的径锻机加热炉内，以80～120℃/h的升温速度加热至1230～1260℃，然后保温3～5h；

(3)径锻机锻造：开锻温度为1100～1150℃，停锻温度为850～900℃；

(4)将电渣锭放入740～830℃的退火炉中保温14～16h，然后炉冷至室温。

3.如权利要求2所述的热冲压模具钢的制造方法，其特征在于，所述步骤(1)中电渣重熔成的电渣锭重量为2000～3000kg。