CN104313462A - 一种高耐磨热冲压模具钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种高耐磨热冲压模具钢及其制造方法，其化学元素质量百分配比为：C：0.4～0.6％；Si＜0.40％；Mn＜0.40％；W：1.5～2.0％；Mo：3.0～4.0％；Cr＜0.50％；V：0.3～0.4％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。本发明还公开了一种高耐磨热冲压模具钢的制造方法，其包括：电炉熔炼；电渣重熔；一次退火；高温均匀化；锻造；二次退火；热处理；其中在热处理步骤中，在1060～1100℃下淬火，再在560～620℃下回火。本发明的高耐磨热冲压模具钢有较高的热传导能力，较大的硬度和强度，优良的冲击韧性和耐磨性，较好的机械加工性能以及良好的抗热疲劳性能和抗回火稳定性。

Description

一种高耐磨热冲压模具钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种冶金产品及其制造方法，尤其涉及一种热冲压模具钢及其制造方法。

背景技术

通常，模具钢的质量水平能够客观衡量一个国家的制造业水平。根据不同的服役条件，制造业大致将模具钢分为热作模具钢、冷作模具钢和塑料模具钢这三大类。随着现代汽车产业的迅猛发展，全世界的汽车需求量也在不断攀升。目前，在汽车零部件的生产加工过程中，热冲压模具钢占有极大的比重，其是热作模具钢大类中的一种。与冷冲压工艺不同，热冲压成形工艺有效地利用了金属在高温下的塑性、增加的延展性，降低的屈服强度等特性，对金属零件进行成形加工的。较之于普通的热作模具钢，热冲压模具钢的服役条件更为复杂和严苛。

钢板的热冲压过程可以大致分为三个步骤：(1)奥氏体化，(2)快速冲压，(3)保压和(4)淬火冷却。值得注意的是：热冲压件是在压机保压状态下通过布置有冷却回路的模具(而不是空气)来进行淬火冷却的，这就需要保证足够的冷却速度；最后获得的高强度钢板冲压件的微观组织为马氏体，强度可以达到1500MPa以上。在热冲压过程中，热冲压模具与坯料直接接触，炽热的金属会使得型腔表面的温度急剧上升，相应地，型腔表层也会产生压应力与压应变，这就要求热冲压模具有较高的热强性和热稳定性。由于在保压过程中对零部件的淬火是通过带有冷却水道的模具完成的，这就要求热冲压模具要能在极短的时间内驱走型腔内的热量，为此，对热冲压模具材料的导热系数要求较高。同时，为了保证模具在服役过程中的尺寸精度，热冲压模具钢的热膨胀系数又要足够小。热冲压件在取出时，热冲压模具的温度下降，相应地，型腔表面也会产生拉应力和拉应变，在零件保压、取出的交替过程中，模具极易产生热疲劳。在服役过程中，热冲压模具钢要遭受极大的冲击载荷，因此，热冲压模具还需要具有优良的韧性。除此之外，热冲压模具在服役过程当中会经常出现拉毛现象，因此，对于热冲压模具的硬度又提出了较高的要求。由此可知，热冲压模具材料需要具有较高的热导率、热强度、硬度、冲击韧性、淬透性和热稳定性和抗冷热疲劳性能等一系列综合力学性能。

一般认为，低的热导率会产生高的热应力，容易引起钢的变形和开裂。钢的强度越高，热导率则越低，就越容易产生绝热剪切变形。理论上，在所有钢铁材料中纯铁的热导率最大，其热导率随温度的增加而降低，纯铁的热导率为71～80W/m·K。金属中的热传导是由声子和自由电子共同作用的，自由电子引起的热导率可通过电导率，利用威德曼-弗朗兹定律(Wiedemann-Franz Law)获得。对于那些含有较多合金元素的合金，除了声子对自由电子的散射，还包括它的溶质原子对自由电子传导的影响，溶质原子在自由电子运动的过程中有很大的散射作用，因此，合金的导热能力大大低于纯金属的导热能力。

公开号为CN1924069A，公开日为2007年3月7日，名称为“高热强性热作模具钢材料”的中国专利文献涉及一种模具钢材料，其各元素成分(wt.％)为：Cr 3.5～4.0％，Mo2.0～2.5％，V 1.0～1.5％，W 1.0～1.5％，Mn 0.1～0.5，Ni 0.1～0.25％，C 0.3～0.35％，Si 0.1～0.5％，S 0.005～0.01％，P 0.01～0.02，余量为Fe。该合金钢的制备过程如下：(1)熔炼，(2)电渣重熔，(3)高温均匀化，(4)锻造，(5)锻件退火，(6)毛坯锻造，(7)退火；最终制得产品热作模具钢。在该专利文献所公开的技术方案中，模具钢材料添加了Ni元素。

公布号为JP2011-072317A，公布日为2012年7月5日，名称为“一种具有优良的防锈性和热传导性的模具钢及其制造方法”的日本专利文献公开了一种模具钢，其化学元素质量百分含量为(wt.％)的成份组成：C 0.07～0.15％，Si 0～0.8％，Mn 0～1.5％，P＜0.05％，S＜0.06％，Ni 0～0.9％，Cr2.9～4.9％，(Mo+1/2W)0～0.8％，V 0～0.15％，Cu 0.25～1.8％，余量由Fe及不可避免的杂质。该日本专利文献所公开的模具钢中具有含量较高的Cr元素。

公开号为US20100193089A，公开日为2010年8月5日，名称为“韧性和高温强度优异的热加工工具钢及其制造方法”的美国专利文献公开了一种用于热加工的工具钢，其各化学元素的质量百分含量为：C：0.34～0.40％，Si：0.3～0.5％，Mn：0.45～0.75％，Ni：0～0.5％，Cr：4.9～5.5％，(Mo11/2W)：2.5～2.9％(条件是单独或组合含有Mo和W)，V：0.5～0.7％；以及余量为Fe和不可避免的杂质。在该美国专利文献所记载的工具钢中既包含了Ni元素，又包含了含量较高的Cr元素。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高耐磨热冲压模具钢，该热冲压模具钢具有较高的热传导能力，较大的硬度和强度，优良的冲击韧性和耐磨性以及良好的抗热疲劳性能和抗回火稳定性。此外，该热冲压模具钢还具有较好的机械加工性能。

为了实现上述目的，本发明提供了一种高耐磨热冲压模具钢，其化学元素质量百分配比为：

C：0.4～0.6％；

Si＜0.40％；

Mn＜0.40％；

W：1.5～2.0％；

Mo：3.0～4.0％；

Cr＜0.50％；

V：0.3～0.4％；

余量为Fe和其他不可避免的杂质。

本技术方案中不可避免的杂质主要是指P元素、S元素和O元素，其中可以控制P≤0.02％，控制S≤0.01％，O≤80ppm。

本发明所述的高耐磨热冲压模具钢中的各化学元素的设计原理为：

C：碳是高热强性热作模具钢的主要化学元素之一。碳的其中一部分进入基体起到固溶强化的作用，另一部分则与铬，钼和钒等元素形成铬碳化物、钼碳化物、钒碳化物等各类碳化物。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。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于基体时，对钢导热能力的损害比其以固溶形式存在于基体时要来的小，另外，它可使强碳化物以及锰弱碳化物从基体进入碳化物中，从而提高热导率。如果碳含量高于0.6wt.％时，将导致过多的碳化物的形成和组织偏析的产生，从而影响钢的冲击韧性性能指标，特别是会造成钢的液析碳化物的不均匀性更加严重，使得钢的冲击韧性降低；但是如果碳元素低于0.4wt.％时，也将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钼碳化物、铬碳化物、钒碳化物和钨碳化物等各种类型碳化物的复合作用，从而影响钢的硬度、冲击韧性、耐磨性和高温性能。因而，在本发明所述的高耐磨热冲压模具钢中的C元素应该控制为0.4～0.6wt.％。

Si：经研究表明外层电子结构差异较大元素的加入会对钢的导热性能造成影响，由于硅的外层结构与铁差异较大，为了获得导热性能较好的钢材料，需要控制钢材料中的硅含量。控制硅含量可以使得夹杂物含量降低，并使得宏观组织更加均匀化，细化微观凝固组织的树枝晶，并且能减少凝固时凝固界面上的成分过冷，继而增加钢的塑性和韧性。硅是一种能与铁素体置换固溶强化的有效元素，但是在一定程度上会降低钢材的韧度和塑性。加入硅可以提高本发明钢的淬透性。另外，硅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，可以提高二次硬化峰，故而硅是提高基体的强度和回火抗力的有效元素。硅元素不仅可以减缓钢材料在回火过程中马氏体的分解，还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。此外，硅和锰共同作用可以使得钢材料的高温抗回火软化性能和热疲劳性能得到更为显著的提高，这些均有利于提高热作模具钢使用性能和延长热作模具钢的使用寿命。然而，硅含量过高时，不但会加重钢的脱碳敏感性，并且还会增大碳化物聚集的过时效速度，使得该过时效速度变得难以控制。综合以上原因，本专利所述的高耐磨热冲压模具钢中的Si的添加量＜0.40wt.％，在本技术方案中，Si元素含量可以为0。

Mn：锰是炼钢过程中一种优良的脱氧剂和脱硫剂。锰元素虽然是弱碳化物的形成元素，但是其不能够起到碳化物的强化作用。即便如此，一定量的锰元素仍可以促进渗碳体的分解和推迟碳化物的析出和长大，从而有利于钢材料的热稳定性。锰与硫有着较大的亲合力，因此，两者的结合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，以防止因FeS存在而产生的热脆现象，从而消除硫的有害影响，进而改善钢材料的热加工性能。锰溶入奥氏体中能够大幅度地增加钢的淬透性，同时大大地减低钢的Ms点。锰具有固溶强化作用，其可以提高铁素体和奥氏体的强度和硬度。虽然锰的固溶强化效果不及碳、磷和硅，但是其对于钢的延展性几乎没有任何影响。另外，锰元素可以增加钢中的残余奥氏体的含量，并稳定钢中的残余奥氏体，这样便可以提高钢的韧性和抗热疲劳性能。考虑到锰含量过高使钢材料的脆性增加，减弱钢的抗腐蚀能力，降低其导热性能和焊接性能，本发明所述的耐磨热冲压模具钢将Mn元素控制为＜0.4wt.％，在本技术方案中，Mn元素含量可以为0。

W：钨的作用主要是增加钢的回火稳定性和热强性。作为一种强碳化物的形成元素，钨的碳化物硬度大且耐磨性好。在本发明的技术方案中，钨的作用一方面是提高热冲压模具钢的耐磨性；另一方面则是提高钢的热导率。为此，在本发明的高耐磨热冲压模具钢中的W含量为：1.5～2.0wt.％。

Mo：钼元素是一种较强的碳化物的形成元素，在本发明的设计方案中是最重要的化学元素之一。它能够降低钢中碳的活度，其与碳结合生成的碳化物稳定且不易长大，故而能起到细化晶粒的作用，从而可以大大提高钢的回火稳定性。钼元素可以大幅度地推迟珠光体转变，并且对于贝氏体转变影响较小，因此，钼能够有效地提高钢的淬透性。另外，钼能够有效地抑制钢中有害元素的偏聚，是消除或减轻钢的高温回火脆性的有效元素。钼还能够提高固溶体原子之间的结合力，所以其能够提高钢的热强性，并在高温时保持足够的强度和抗蠕变能力(长期在高温下受到应力而发生变形称之为蠕变)。此外，钼元素的加入可以提高热冲压模具钢的红硬性。钼元素的加入还可以提高钢中奥氏体的稳定性以及钢的淬透性。在钢材料的回火过程中，钼可以和碳元素结合形成数量较多的M2C合金碳化物，这种碳化物的稳定性好，弥散分布，可以起到良好的二次硬化效果。为此，本发明的技术方案中将钼的添加量的控制为3.0～4.0wt.％，以使得钢在回火的过程中获得更多的M2C合金碳化物，由此产生较大的两次强化的作用，从而提高钢的硬度和冲击韧性。需要说明的是，在本发明的技术方案中所添加的钼与钨可以形成多种复杂的碳化物，不仅增加了钢的强度，还增加了钢的抗回火稳定性和热强性。

Cr：铬是中强碳化物的形成元素。钢中的一部分铬置换形成合金渗碳体，以提高钢材料的稳定性；另一部分铬则溶入铁素体中，产生固溶强化，以提高铁素体的强度和硬度。由于铬在奥氏体中的扩散速度比较小，其能够有效地阻碍碳的扩散，以提高钢中奥氏体的稳定性，进而提高钢材料的淬透性。当铬含量较低时，钢中可能会形成铬的合金渗碳体，例如(Fe、Cr)3C，然而随着铬含量的增加，钢中的碳化物会逐步变为Cr7C3和Cr23C6。Cr7C3和Cr23C6能够在回火过程中弥散分布，这可以提高钢的抗回火性能，并能使钢产生一定的红硬性，从而提高钢的热强性。但是当回火温度高于600℃时，Cr的碳化物就会迅速聚集粗化，使得钢的抗回火稳定能变差。在本发明的技术方案中利用了W和Mo的碳化物来代替Cr的碳化物的作用，为此，需要将本发明所述的高耐磨热冲压模具钢中的Cr设定为＜0.50wt.％，在本技术方案中，Cr的含量可以为0。

V：钒元素是一种强碳化物的形成元素，其与碳元素所形成的VC的质点稳定性好且弥散分布，因此，能够有效地提高钢的热强性。钒在钢中的强化作用和钼元素相似，控制钒的含量就可以协调碳与钼和钨的配比。钒的固溶温度较高，为了获得钒的碳化物，较高的淬火温度会产生晶粒粗大和韧性不足的缺陷，同时钒的碳化物也容易在钢材料的凝固过程中形成一次碳化物，形成网状或链状分布在原奥氏体晶界，不易重溶，从而降低钢的韧性，为此，本发明所述的高耐磨热冲压模具钢中的钒元素含量设计为0.3～0.4wt.％，以兼顾钢的韧性和热强性。

本技术方案采用W和Mo的碳化物来代替Cr的碳化物，不仅能起到相同的稳定和强化效果，还降低了Cr元素对钢的热导率的影响，并降低了钢的合金添加成本。

进一步地，在本技术方案所述的高耐磨热冲压模具钢中，C、W和Mo的含量满足C：(W+Mo)＝1：(10～15)。控制C、W和Mo之间的配比满足C：(W+Mo)＝1:(10-15)，可以使得C和合金元素在热处理过程中被合理分配至基体和碳化物中。

进一步地，本技术方案所述的高耐磨热冲压模具钢的微观组织为回火马氏体基体上分布有未溶的M6C型碳化物和二次硬化析出的弥散的M2C型碳化物。

更进一步地，所述M6C型碳化物中的M为Fe、Mo、W的至少其中之一。

更进一步地，所述M2C型碳化物中的M为Mo、W的至少其中之一。

本技术方案所涉及的钢由于基体组织为回火马氏体，其具有较好的强韧性配合，而M6C和M2C型碳化物具有高硬度和良好的稳定性，这都使发明钢具有较高的耐磨性能和高温性能。

从原子结构上分析，W、V、Mo、Mn和Cr等元素与Fe均为过渡族元素，它们的外层电子结构排布类似，可以通过上述合金金属的添加来尽量避免对钢材料的热导率的影响，而C和Si的外层电子结构与Fe差异大，为此，要提高钢的热导率就需要控制钢中C和Si的含量。同时，添加Mo、W和V等合金元素也可以使得热冲压模具钢兼具较高的耐磨性能，这三种元素的加入可以与钢中的C形成复杂的碳化物。经过优化的热处理工艺后，这三种合金元素所形成的碳化物可以弥散、均匀地分布在钢材料的基体中，从而显著改善钢的耐磨损性能。

本发明所述的高耐磨热冲压模具钢采用了合理的化学成份设计，其以C与W和Mo三种元素为主，并进一步优选地协调三者之间的配比，从而实现发明目的。具体来说，本技术方案通过添加较多量的Mo和W，使得钢材料的组织中形成大量的W和Mo的复杂的碳化物以达到强化效果，这种两种合金元素的碳化物在增加钢的强度的基础上又能保证钢的塑性和韧性，并能使钢获得良好的回火稳定性、红硬性和热强性。与此同时，W能与C形成特殊的碳化物而增加钢的耐磨性，此外，钢中所含添加的微量的V也能和C形成细小的碳化物颗粒弥散地分布在钢的基体中，从而提高的钢的耐磨性。另外，本技术方案将Cr、Mn和Si含量都控制得极低，以充分降低合金元素对热导率的影响，使得钢材料具备超高的热导率。

本发明所述的高耐磨热冲压模具钢的合金添加种类少，大幅度地降低了钢的制造生产成本。

相应地，本发明还提供了一种上文所述的高耐磨热冲压模具钢的制造方法，其依次包括步骤：电炉熔炼；电渣重熔；一次退火；高温均匀化；锻造；二次退火；热处理；其中在热处理步骤中，在1060～1100℃下淬火，然后在560～620℃下回火。

本发明所述的高耐磨热冲压模具钢的制造方法在合理的成分设计的基础上，关键在于通过优化的热处理工艺来获得上文所述的兼具超高热导率、高硬度、良好的抗回火稳定性、良好冲击韧性和高耐磨性的热冲压模具钢。其中，采用在1060～1100℃下淬火，使得合金元素充分固溶，而基于前述淬火温度且在560～620℃下回火则是为了令更多的合金元素固溶到基体中。

进一步地，在本发明所述的高耐磨热冲压模具钢的制造方法中，560～620℃下回火3次，每次回火时间为2h±0.1h。

进一步地，在本发明所述的高耐磨热冲压模具钢的制造方法中的一次退火步骤中，退火温度为700～800℃，保温时间8～10小时。

进一步地，在本发明所述的高耐磨热冲压模具钢的制造方法中的高温均匀化步骤中，加热到1235～1250℃，保温8～12小时，使得钢中的成分均匀化，防止成分偏析，改善材料的凝固组织。

进一步地，在本发明所述的高耐磨热冲压模具钢的制造方法中的锻造步骤中，加热到1200～1230℃，进行多向锻造，控制终锻温度为850～950℃，锻造比大于6。

更进一步地，在上述锻造步骤中还包括锻后退火，锻后退火的温度为800～860℃，时间为8～10小时。

进一步地，在本发明所述的高耐磨热冲压模具钢的制造方法中的二次退火步骤中，加热到660～700℃，保温时间为20～26小时，然后炉冷至180～220℃再空冷至室温。

较之于现有的热冲压模具，本发明所述的高耐磨热冲压模具钢不含有Ni元素，且Cr元素含量较低，其具有超高的导热能力，较好的热稳定性，良好的抗热疲劳性能和抗回火稳定性，优良的加工机械性能，优异的冲击韧性和耐磨性能以及较高的强度和硬度。

本发明所述的高耐磨热冲压模具钢的制造方法由于采用了上述技术方案，提高了该热冲压模具钢的导热能力，热稳定性，抗热疲劳性能，抗回火稳定性，加工机械性能，冲击韧性，耐磨性能，强度和硬度。此外，本发明所述的高耐磨热冲压模具钢的制造方法还降低了热冲压模具钢的表面温度。

附图说明

图1为实施例A1中的高耐磨热冲压模具钢的热导率走势图。

图2为实施例A2中的高耐磨热冲压模具钢在退火状态下的微观组织图。

图3为实施例A2中的高耐磨热冲压模具钢在回火状态下的W和Mo的碳化物的微观组织图。

图4为图3所示的W和Mo的碳化物的微观组织的放大图。

具体实施方式

下面将根据具体实施例对本发明所述的高耐磨热冲压模具钢及其制造方法做出进一步说明，但是具体实施例和相关说明并不构成对于本发明的技术方案的不当限定。

实施例A1-A5

按照下述步骤制造实施例A1-A5中的高耐磨热冲压模具钢：

1)电炉熔炼：将配料放置于电炉中，在1500℃以上的温度进行熔炼；然后浇注成钢锭待用，控制实施例A1-A5的各化学元素的质量百分配比如表1所示；

2)电渣重熔：降低气体和夹杂物的含量，并获得成份均匀、组织致密、质量高的钢锭；

3)一次退火：退火温度为700～800℃，保温时间8～10hr后随炉冷却；

4)高温均匀化：将钢锭加热到1235～1250℃，并保温8～12hr，使钢中的成分均匀化，防止成分偏析，改善材料的凝固组织，随后置于空气中冷却；

5)锻造：将钢锭加热至1200～1230℃，进行多向锻造，控制终锻温度为850℃～950℃，锻造比大于6，锻后退火，锻后退火的温度为800℃～860℃退火时间为8～10hr，随炉冷却；

6)二次退火：将钢锻件毛坯放入加热炉中，加热到660～700℃，保温20-26hr，然后炉冷至180℃～220℃后再空冷至室温；

7)热处理：在1060℃～1100℃下淬火，在560℃～620℃下回火3次，每次回火时间为2h±0.1h，以使得更多的合金元素固溶到基体中，从而获得更高的热导率，最终获得实施例A1-A5中的高耐磨热冲压模具钢。

表1列出了本案实施例A1-A5的各化学元素的质量百分配比。

表1.(wt.％，余量为Fe和其他不可避免的杂质)

序号	C	Si	Mn	W	Mo	Cr	V	C：(W+Mo)
									A1	0.48	0.35	0.33	1.65	3.43	0.42	0.36	1：10.58
A2	0.52	0.36	0.30	1.70	3.51	0.42	0.32	1：10.02
									A3	0.45	0.33	0.35	1.60	3.76	0.40	0.33	1：11.91
A4	0.55	0.30	0.31	1.80	3.85	0.37	0.31	1：10.27
									A5	0.50	0.37	0.38	1.75	3.78	0.33	0.38	1：11.10

表2列出了本案实施例A1-A5的高耐磨热冲压模具钢的制造方法的工艺参数。

表2.

表3列出了本案实施例A1-A5中的高耐磨热冲压模具钢的力学性能参数。

表3.

序号	硬度(HRC)	冲击韧性(J)	200℃下的热导率(W/m*K)	700℃下的热导率(W/m*K)
					A1	47.9	218	45.24	35.15
A2	43.9	235.9	46.16	35.02
					A3	48.5	210	44.52	35.33
A4	44.3	224.5	45.85	34.21
					A5	49.5	205.4	43.61	34.21

从表3中可以看出，上述各实施例A1-A5的硬度均≥43.9HRC，冲击韧性均≥205.4J，并且其在200℃和在700℃下的热导率分别≥43.61W/m*K和≥34.21W/m*K，说明了实施例A1-A5中的高耐磨热冲压模具钢具有较高的热导率，良好的耐磨性能和较大的硬度和强度。

图1显示了实施例A1的高耐磨热冲压模具钢的热导率走势。如图1所示，实施例A1的高耐磨热冲压模具钢的热导率随着温度的升高而下降，当温度上升至700℃时，实施例A1中的高耐磨热冲压模具钢的热导率下降至31.21W/m*K，然而，该热导率仍高于现有技术中的热作模具钢的热导率。

图2显示了实施例A2中的高耐磨热冲压模具钢在退火状态下的微观组织。

图3和图4显示了实施例A2的高耐磨热冲压模具钢在回火状态下的W和Mo的碳化物的微观组织。从图3和图4中可以看出，Mo和C结合形成了数量较多的M2C合金碳化物，在回火状态下，由W和Mo元素形成的碳化物稳定且弥散分布，从而可以起到良好的二次硬化的效果。

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 (12)

1.一种高耐磨热冲压模具钢，其特征在于，其化学元素质量百分配比为：

C：0.4～0.6％；

Si＜0.40％；

Mn＜0.40％；

W：1.5～2.0％；

Mo：3.0～4.0％；

Cr＜0.50％；

V：0.3～0.4％；

余量为Fe和其他不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的高耐磨热冲压模具钢，其特征在于，C、W和Mo的含量满足C：(W+Mo)＝1：(10～15)。

3.如权利要求1所述的高耐磨热冲压模具钢，其特征在于，其微观组织为回火马氏体基体上分布有未溶的M6C型碳化物和二次硬化析出的弥散的M2C型碳化物。

4.如权利要求3所述的高耐磨热冲压模具钢，其特征在于，所述M6C型碳化物中的M为Fe、Mo、W的至少其中之一。

5.如权利要求3所述的高耐磨热冲压模具钢，其特征在于，所述M2C型碳化物中的M为Mo、W的至少其中之一。

6.如权利要求1-5中任意一项所述的高耐磨热冲压模具钢的制造方法，其依次包括步骤：电炉熔炼；电渣重熔；一次退火；高温均匀化；锻造；二次退火；热处理；其中在热处理步骤中，在1060～1100℃下淬火，然后在560～620℃下回火。

7.如权利要求6所述的高耐磨热冲压模具钢的制造方法，其特征在于，在560～620℃下回火3次，每次回火时间为2±0.1h。

8.如权利要求6所述的高耐磨热冲压模具钢的制造方法，其特征在于，在所述一次退火步骤中，退火温度为700～800℃，保温时间8～10小时。

9.如权利要求6所述的高耐磨热冲压模具钢的制造方法，其特征在于，在所述高温均匀化步骤中，加热到1235～1250℃，保温8～12小时。

10.如权利要求6所述的高耐磨热冲压模具钢的制造方法，其特征在于，在所述锻造步骤中，加热到1200～1230℃，进行多向锻造，控制终锻温度为850～950℃，锻造比大于6。

11.如权利要求10所述的高耐磨热冲压模具钢的制造方法，其特征在于，在所述锻造步骤中还包括锻后退火，锻后退火的温度为800～860℃，时间为8～10小时。

12.如权利要求6所述的高耐磨热冲压模具钢的制造方法，其特征在于，在所述二次退火步骤中，加热到660～700℃，保温时间为20～26小时，然后炉冷至180～220℃再空冷至室温。