CN113737106B - 1500MPa热冲压零件冷切边冲孔刀具用模具钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
1500MPa热冲压零件冷切边冲孔刀具用模具钢及其制备方法，所述模具钢的化学成分重量百分比为；C：0.65‑0.75％，Si：0.40‑0.60％，Mn：0.20‑0.40％，Cr：4.50‑5.80％，Mo：1.70‑1.90％，V：0.55‑0.65％，P≤0.015％，S≤0.010％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。本发明所述模具钢经感应熔炼→电渣重溶→锻造→退火→淬回火热处理后，具有具备优良的抗崩刃抗开裂的性能，高硬度高耐磨保证了材料在冲裁过程中不容易发生磨损而拉毛；合理热处理工艺后具备良好的尺寸稳定性，不会因为热处理导致工具发生尺寸超差。
Description
技术领域
本发明属于冷冲裁材料制造工艺领域，特别涉及1500MPa热冲压零件冷切边冲孔刀具用模具钢及其制备方法。
背景技术
汽车高强度板的强度不断提高，目前已经能够批量生产抗拉强度为1500MPa的汽车板，而这也对加工超高强度汽车板的模具提出了更高的要求。为了降低超高强度钢板加工时的成形难度，通过组织转变获得超高强度的零件，更好的控制零件回弹，通常采用热冲压工艺对钢板进行加工。冲压成型之后，往往会存在飞边，并且局部需要进行冲孔，因此需要再对热冲压零部件进行切边与冲孔。
工业实际生产中，为了减少零部件在高温的保温时间，提高生产效率，降低能耗与成本，通常会在钢板热冲压结束之后，冷却至冷态进行切边以及冲孔等冲裁工序；并且冷冲裁也可以避免零部件在高温下发生表面氧化，影响表面质量。冷态加工对模具的硬度、耐磨性以及尺寸稳定性提出了很高的要求。冷冲裁常见的失效形式是磨损以及塑性变形。冷态工作时高应力、强摩擦是导致材料失效的主要原因。
目前国内最常用的冷作模具钢是Cr12MoV，具有高的硬度以及耐磨性能，但是该材料由于存在较多较大的共晶碳化物，韧性较差，长期服役容易出现崩刃、断裂和塌陷等现象，因此Cr12MoV不能满足超高强度钢板的生产要求。
中国专利号CN201610055146.5公开了一种高韧性耐磨冷作模具钢的化学成分，主要化学成分质量百分比：C：0.70-0.90％，V：1.2-3.6％，Si：0-1.5％，Ti：0.05-0.2％，Mn：0.15-0.55％，Cr：0.5-2.0％，Mo：0.25-1.2％，Ni：0.05-0.2％，Ce：0.01-0.05％，Sr：0.01-0.03％，P≤0.03％，S≤0.025％。这种冷作钢的V含量较高，并且加入了稀土元素，这对于冶金工艺提出了较高的要求。
发明内容
本发明的目的在于提供一种1500MPa热冲压零件冷切边冲孔刀具用模具钢材料及其制备方法，该材料具有高硬度、高耐磨以及良好的尺寸稳定性以及抗崩刃性能，更好地适应冷冲裁工况；在回火硬度61-62HRC情况下，冲击韧性在60-80J。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
一种1500MPa热冲压零件冷切边冲孔刀具用模具钢材料，其成分重量百分比为：C：0.65-0.75％，Si：0.40-0.60％，Mn：0.20-0.40％，Cr：4.50-5.80％，Mo：1.70-1.90％，V：0.55-0.65％，P≤0.015％，S≤0.010％，其余为Fe和不可避免的杂质，且需要同时满足：Cr含量与C含量比例为6.7:1～7.3:1。
本发明所述模具钢的显微组织为粒状珠光体+球状碳化物，球状碳化物细小且弥散均匀分布且，所述模具钢的共晶碳化物不均匀度为3-4级。
本发明的成分设计中：
Cr保证了淬透性和固溶强度，但是Cr过高会导致共晶碳化物过多过粗，且容易沿晶析出，恶化材料的韧性。本发明主要降低了Cr含量至4.50-6.80％，并且降低C含量至0.65-0.75％，且使其比例约为6.7:1-7.3:1，以改善共晶碳化物的含量和分布，经热处理后共晶碳化物不均匀度为3-4级；同时，提高了Mo和V的含量增强二次硬化效应，提高材料的强韧性，使材料在硬度60-62HRC时，冲击韧性在60-70J；适量的Si保证了材料的回火稳定性，在回火后硬度相对于淬火降低了3-4HRC，处于良好水平。
本发明通过合理的成分设计使得材料具备优良的抗崩刃抗开裂的性能，高硬度高耐磨保证了材料在冲裁过程中不容易发生磨损而拉毛。
本发明所述的1500MPa热冲压零件冷切边冲孔刀具用模具钢材料的制备方法，其包括如下步骤：
a)感应熔炼：按照上述化学成分配比将配料置于感应炉中，在1500～1600℃温度下进行熔炼，然后浇注成钢锭；
b)电渣重熔：重熔前切除钢锭冒口，清除其表面氧化皮，作为自耗电极放于电渣重熔装置中进行二次精炼；电极合金融化后经渣池下落至结晶器中，再凝固成钢锭，钢锭自下而上逐步结晶；
c)锻造：将上述经处理的钢锭再加热到1200～1230℃，保温2～4小时，之后进行锻造，起始锻造温度为1050～1100℃，终止锻造温度为850～950℃，锻后缓冷，得到钢锻件毛坯；
d)退火：将上述钢锻件毛坯加热到800～830℃保温8～10小时后以10～15℃/s的冷速炉冷到500～600℃后出炉空冷；
e)淬回火热处理：淬火温度为1010～1025℃，回火温度为500～550℃，回火次数为2～3次，每次时间2～4小时，每次回火后均空冷至室温；
f)深冷处理：1010～1030℃淬火+200～230℃×2～4h回火+(-180～-200℃×24～30h)深冷+200～230℃×2～4h回火。
本发明基于采用优化的合金化设计，结合合适的淬回火热处理工艺，同时辅以深冷处理工艺进一步强韧化，提高强度与耐磨性。
首先，众所周知，现在冷作模具钢最常用的钢种为Cr12、Cr8系列，但是这些钢种有行业性的关键难点痛点是其存在大量大颗粒的共晶碳化物，会急剧恶化材料的韧性，使模具易发生早期断裂等失效。本发明钢在此基础上将Cr含量降低至4.5％，同时根据冷作模具钢的硬度需求60HRC以上，通过大量试验以及计算机模拟，将C的含量控制在0.65-0.75％，且控制Cr:C比例为6.7:1-7.3:1，同时添加适量的Mo、V元素，进一步强韧化，可使大颗粒的共晶碳化物数量和尺寸都大大降低，从而提高冲击韧性。
另外，根据此钢的CCT、TTT曲线，施以合适的淬回火工艺，淬火温度为1010～1025℃，回火温度为500～550℃，回火次数为2～3次，可以保证此钢淬透性极好，二次硬化效果好，保证了良好的耐磨性的同时存在足够的韧性。
再有，采用深冷处理，在深冷处理过程中马氏体中析出超细碳化物，组织细化，加强弥散强化，同时残余奥氏体发生转变，力学性能和使用寿命可进一步提高，使得本发明钢即具备高硬度高耐磨性，而且具备高韧性，适合制造1500MPa及以上级别的热冲压钢板冷切边冲孔刀具。
本发明的有益效果：
目前现有冷冲裁模主要材料为Cr12系列、Cr8系列，两者Cr:C比约为8:1以上，Cr12系其Cr含量为12％，C含量为1.5％，Cr8系其Cr含量为8％，C含量为1％，较高的Cr含量使钢中存在大量共晶碳化物，韧性差，抗崩刃性能差。
本发明通过Cr含量与C含量比例的成分优化设计，使得材料具备优良的抗崩刃抗开裂的性能，高硬度高耐磨保证了材料在冲裁过程中不容易发生磨损而拉毛。Cr含量与C含量比例为6.7:1～7.3:1，此时的强韧性最佳，组织为粒状珠光体+球状碳化物，细小且弥散均匀分布，且共晶碳化物不均匀度为3～4级。再经过合理的热处理工艺后，材料在硬度60～62HRC时，冲击韧性在60～70J，且具备良好的尺寸稳定性，不会因为热处理导致工具发生尺寸超差。相对于传统工艺，本发明增加了深冷处理步骤，使模具钢的硬度和耐磨性进一步提高，使用寿命大幅增加。
附图说明
图1为本发明实施例钢淬火硬度随淬火温度变化曲线图。
图2为本发明实施例钢1020℃淬火后的回火特性曲线图。
图3为本发明实施例1钢与其他同类钢种推荐热处理下强韧性对比图。
图4为本发明实施例2钢与其他同类钢种推荐热处理下强韧性对比图。
图5为本发明实施例3钢与其他同类钢种推荐热处理下强韧性对比图。
图6为本发明实施例4钢与其他同类钢种推荐热处理下强韧性对比图。
图7为本发明实施例5钢与其他同类钢种推荐热处理下强韧性对比图。
图8为本发明实施例6钢与其他同类钢种推荐热处理下强韧性对比图。
图9为本发明实施例1～6钢推荐热处理下强韧性对比图。
图10为本发明实施例1～6钢推荐热处理下耐磨性对比图。
具体实施方式
下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。
本发明实施例钢成分件表1。本发明实施例为采用的冷切边冲孔刀具用模具钢材料。本发明钢的淬回火曲线可参见图1和图2，自从图中可以看出，本发明实施例钢淬火硬度随淬火温度的变化情况以及本发明实施例钢1020℃淬火后的回火特性。
实施例1
本实施例中，采用的冷切边冲孔刀具用模具钢材料化学成分参见表1，其制备过程如下：
a.感应熔炼：按照上述化学成分配比将配料置于中频感应炉中，在1500～1600℃温度下进行熔炼，然后浇注成钢锭；
b.电渣重熔：重熔前切除钢锭冒口，清除其表面氧化皮，作为自耗电极放于电渣重熔装置中进行二次精炼；电极合金融化后经渣池下落至结晶器中，再凝固成钢锭，钢锭自下而上逐步结晶，成分均匀、组织致密；
c.锻造：将上述经处理的钢锭再加热到1200℃范围保温2小时，使其合金元素充分扩散，之后进行锻造，始锻温度为1050℃，随后进行粗锻，终端温度为850℃，锻后缓冷，得到钢锻件毛坯；
d.退火：将上述钢锻件毛坯加热到800℃保温8h后以10℃/s的冷速炉冷到500℃后出炉空冷；
e.淬回火热处理：淬火温度为1010℃，回火温度为500℃，回火次数为2次，每次时间2小时；
f.深冷处理：1010℃淬火+200℃×2h回火+(-180℃×24h)深冷+200℃×2h回火。
本发明经过上述热处理后，进行性能测试：
(1)淬火硬度：63～65HRC，回火硬度60～61HRC。
(2)冲击韧性试验：
在坯料上按照国标取冲击试样，试样尺寸为10*10*55mm无缺口。
室温冲击功平均值：67J。
(3)耐磨性实验
采用失重法在MM-200磨损试验机上进行评价。
磨损量：1.6mm3。
本发明钢在推荐热处理工艺下与其他冷作模具钢的强韧性对比，可参见图3，自从图中可以看出，本发明钢在与ASSAB88、Cr12MoV钢保持同一强度的情况下，韧性具有很大的提升，冲击功为67J，高于ASSAB88的45J、远远高于Cr12MoV钢的18J，表明本发明钢具有良好的强韧性。
实施例2
本实施例中，采用的冷切边冲孔刀具用模具钢材料化学成分参见表1，其制备过程如下：
a.感应熔炼：按照上述化学成分配比将配料置于中频感应炉中，在1500～1600℃温度下进行熔炼，然后浇注成钢锭；
b.电渣重熔：重熔前切除钢锭冒口，清除其表面氧化皮，作为自耗电极放于电渣重熔装置中进行二次精炼；电极合金融化后经渣池下落至结晶器中，再凝固成钢锭，钢锭自下而上逐步结晶，成分均匀、组织致密；
c.锻造：将上述经处理的钢锭再加热到1220℃范围保温2小时，使其合金元素充分扩散，之后进行锻造，始锻温度为1070℃，随后进行粗锻，终端温度为850℃，锻后缓冷，得到钢锻件毛坯；
d.退火：将上述钢锻件毛坯加热到820℃℃保温9h后以10℃/s的冷速炉冷到550℃后出炉空冷；
e.淬回火热处理：淬火温度为1020℃，回火温度为530℃，回火次数为2次，每次时间2小时；
f.深冷处理：1030℃淬火+220℃×2h回火+(-190℃×24h)深冷+230℃×2h回火。
本发明经过上述热处理后，进行性能测试：
(1)淬火硬度：62～63HRC，回火硬度59～60HRC。
(2)冲击韧性试验：
在坯料上按照国标取冲击试样，试样尺寸为10*10*55mm无缺口。
室温冲击功平均值：73J。
(3)耐磨性实验
采用失重法在MM-200磨损试验机上进行评价。
磨损量：1.8mm3。
本发明钢在推荐热处理工艺下与其他冷作模具钢的强韧性对比，可参见图4，自从图中可以看出，本发明钢在与ASSAB88、Cr12MoV钢保持同一强度的情况下，韧性具有很大的提升，冲击功为73J，高于ASSAB88的45J、远远高于Cr12MoV钢的18J，表明本发明钢具有良好的强韧性。
实施例3
本实施例中，采用的冷切边冲孔刀具用模具钢材料化学成分参见表1，其制备过程如下：
a.感应熔炼：按照上述化学成分配比将配料置于中频感应炉中，在1600℃温度下进行熔炼，然后浇注成钢锭；
b.电渣重熔：重熔前切除钢锭冒口，清除其表面氧化皮，作为自耗电极放于电渣重熔装置中进行二次精炼；电极合金融化后经渣池下落至结晶器中，再凝固成钢锭，钢锭自下而上逐步结晶，成分均匀、组织致密；
c.锻造：将上述经处理的钢锭再加热到1230℃范围保温4小时，使其合金元素充分扩散，之后进行锻造，始锻温度为1100℃，随后进行粗锻，终端温度为950℃，锻后缓冷，得到钢锻件毛坯；
d.退火：将上述钢锻件毛坯加热到830℃℃保温10h后以10℃/s的冷速炉冷到600℃后出炉空冷；
e.淬回火热处理：淬火温度为1025℃，回火温度为550℃，回火次数为2次，每次时间2小时；
f.深冷处理：1030℃淬火+230℃×2h回火+(-200℃×24h)深冷+230℃×2h回火。
本发明经过上述热处理后，进行性能测试：
(1)淬火硬度：64-66HRC，回火硬度61-62HRC。
(2)冲击韧性试验：
在坯料上按照国标取冲击试样，试样尺寸为10*10*55mm无缺口。
室温冲击功平均值：61J。
(3)耐磨性实验
采用失重法在MM-200磨损试验机上进行评价。
磨损量：1.8mm3。
本发明钢在推荐热处理工艺下与其他冷作模具钢的强韧性对比，可参见图5，自从图中可以看出，本发明钢在与ASSAB88、Cr12MoV钢保持同一强度的情况下，韧性具有很大的提升，冲击功为61J，高于ASSAB88的45J、远远高于Cr12MoV钢的18J，表明本发明钢具有良好的强韧性。
实施例4
本实施例中，采用的冷切边冲孔刀具用模具钢材料化学成分参见表1，其制备过程如下：
a.感应熔炼：按照上述化学成分配比将配料置于中频感应炉中，在1580℃温度下进行熔炼，然后浇注成钢锭；
b.电渣重熔：重熔前切除钢锭冒口，清除其表面氧化皮，作为自耗电极放于电渣重熔装置中进行二次精炼；电极合金融化后经渣池下落至结晶器中，再凝固成钢锭，钢锭自下而上逐步结晶，成分均匀、组织致密；
c.锻造：将上述经处理的钢锭再加热到1230℃范围保温3小时，使其合金元素充分扩散，之后进行锻造，始锻温度为1070℃，随后进行粗锻，终端温度为950℃，锻后缓冷，得到钢锻件毛坯；
d.退火：将上述钢锻件毛坯加热到820℃保温10h后以10℃/s的冷速炉冷到600℃后出炉空冷；
e.淬回火热处理：淬火温度为1025℃，回火温度为540℃，回火次数为2次，每次时间2小时；
f.深冷处理：1025℃淬火+230℃×2h回火+(-200℃×24h)深冷+225℃×2h回火。
本发明经过上述热处理后，进行性能测试：
(1)淬火硬度：63-65HRC，回火硬度60-62HRC。
(2)冲击韧性试验：
在坯料上按照国标取冲击试样，试样尺寸为10*10*55mm无缺口。
室温冲击功平均值：70J。
(3)耐磨性实验
采用失重法在MM-200磨损试验机上进行评价。
磨损量：1.5mm3。
本发明钢在推荐热处理工艺下与其他冷作模具钢的强韧性对比，可参见图6，自从图中可以看出，本发明钢在与ASSAB88、Cr12MoV钢保持同一强度的情况下，韧性具有很大的提升，冲击功为70J，高于ASSAB88的45J、远远高于Cr12MoV钢的18J，表明本发明钢具有良好的强韧性。
实施例5
本实施例中，采用的冷切边冲孔刀具用模具钢材料化学成分参见表1，其制备过程如下：
a.感应熔炼：按照上述化学成分配比将配料置于中频感应炉中，在1600℃温度下进行熔炼，然后浇注成钢锭；
b.电渣重熔：重熔前切除钢锭冒口，清除其表面氧化皮，作为自耗电极放于电渣重熔装置中进行二次精炼；电极合金融化后经渣池下落至结晶器中，再凝固成钢锭，钢锭自下而上逐步结晶，成分均匀、组织致密；
c.锻造：将上述经处理的钢锭再加热到1230℃范围保温4小时，使其合金元素充分扩散，之后进行锻造，始锻温度为1090℃，随后进行粗锻，终端温度为920℃，锻后缓冷，得到钢锻件毛坯；
d.退火：将上述钢锻件毛坯加热到830℃℃保温8后以10℃/s的冷速炉冷到500℃后出炉空冷；
e.淬回火热处理：淬火温度为1025℃，回火温度为540℃，回火次数为2次，每次时间2小时；
f.深冷处理：1030℃淬火+230℃×2h回火+(-200℃×24h)深冷+230℃×2h回火。
本发明经过上述热处理后，进行性能测试：
(1)淬火硬度：64-66HRC，回火硬度61-62HRC。
(2)冲击韧性试验：
在坯料上按照国标取冲击试样，试样尺寸为10*10*55mm无缺口。
室温冲击功平均值：65J。
(3)耐磨性实验
采用失重法在MM-200磨损试验机上进行评价。
磨损量：1.9mm3。
本发明钢在推荐热处理工艺下与其他冷作模具钢的强韧性对比，可参见图7，自从图中可以看出，本发明钢在与ASSAB88、Cr12MoV钢保持同一强度的情况下，韧性具有很大的提升，冲击功为65J，高于ASSAB88的45J、远远高于Cr12MoV钢的18J，表明本发明钢具有良好的强韧性。
实施例6
本实施例中，采用的冷切边冲孔刀具用模具钢材料化学成分参见表1，其制备过程如下：
a.感应熔炼：按照上述化学成分配比将配料置于中频感应炉中，在1590℃温度下进行熔炼，然后浇注成钢锭；
b.电渣重熔：重熔前切除钢锭冒口，清除其表面氧化皮，作为自耗电极放于电渣重熔装置中进行二次精炼。电极合金融化后经渣池下落至结晶器中，再凝固成钢锭，钢锭自下而上逐步结晶，成分均匀、组织致密；
c.锻造：将上述经处理的钢锭再加热到1200℃范围保温2小时，使其合金元素充分扩散，之后进行锻造，始锻温度为1050℃，随后进行粗锻，终端温度为850℃，锻后缓冷，得到钢锻件毛坯；
d.退火：将上述钢锻件毛坯加热到800℃℃保温8h后以10℃/s的冷速炉冷到500℃后出炉空冷；
e.淬回火热处理：淬火温度为1015℃，回火温度为540℃，回火次数为2次，每次时间2小时；
f.深冷处理：1030℃淬火+230℃×2h回火+(-200℃×24h)深冷+230℃×2h回火。
本发明经过上述热处理后，进行性能测试：
(1)淬火硬度：64-66HRC，回火硬度61-62HRC。
(2)冲击韧性试验：
在坯料上按照国标取冲击试样，试样尺寸为10*10*55mm无缺口。
室温冲击功平均值：64J。
(3)耐磨性实验
采用失重法在MM-200磨损试验机上进行评价。
磨损量：1.6mm3。
本发明钢在推荐热处理工艺下与其他冷作模具钢的强韧性对比，可参见图8，自从图中可以看出，本发明钢在与ASSAB88、Cr12MoV钢保持同一强度的情况下，韧性具有很大的提升，冲击功为64J，高于ASSAB88的45J、远远高于Cr12MoV钢的18J，表明本发明钢具有良好的强韧性。
由图3～图8可见，本发明6个实施例中，本发明钢在与ASSAB88、Cr12MoV钢保持同一强度的情况下，韧性具有很大的提升，冲击功分别为67J、73J、61J、70J、65J、64J，远远高于Cr12MoV钢的18J，表明本发明钢具有良好的强韧性。
由图9可见，本发明钢6个实施例具有较好的性能稳定性。
由图10可见，本发明钢的磨损量分别为1.6mm3、1.8mm3、1.8mm3、1.5mm3、1.9mm3、1.6mm3，Cr12MoV钢为2.4mm3，相同实验条件下，本发明钢的磨损量约为Cr12MoV钢的71％。
表1 单位：重量百分比
| C | Si | Mn | Cr | Mo | V | P | S | Fe | |
| 实施例1 | 0.68 | 0.55 | 0.40 | 5.00 | 1.75 | 0.60 | 0.012 | 0.010 | 余量 |
| 实施例2 | 0.65 | 0.40 | 0.20 | 4.50 | 1.70 | 0.57 | 0.015 | 0.009 | 余量 |
| 实施例3 | 0.75 | 0.60 | 0.36 | 5.80 | 1.90 | 0.65 | 0.010 | 0.010 | 余量 |
| 实施例4 | 0.70 | 0.44 | 0.38 | 5.10 | 1.78 | 0.55 | 0.009 | 0.009 | 余量 |
| 实施例5 | 0.73 | 0.54 | 0.35 | 5.76 | 1.76 | 0.62 | 0.010 | 0.010 | 余量 |
| 实施例6 | 0.71 | 0.60 | 0.39 | 5.77 | 1.86 | 0.64 | 0.009 | 0.010 | 余量 |
Claims (4)
1.一种1500MPa热冲压零件冷切边冲孔刀具用模具钢，其成分重量百分比为：C：0.65～0.75％，Si：0.40～0.60％，Mn：0.20～0.40％，Cr：4.50～5.80％，Mo：1.70～1.90％，V：0.55～0.65％，P≤0.015％，S≤0.010％，其余为Fe和其他不可避免的杂质，而且，需要同时满足：Cr含量与C含量比例为6.7:1～7.3:1；并采用如下制备方法获得，包括如下步骤：
a)感应熔炼：按照上述成分配比将配料置于感应炉中，在1500～1600℃温度下进行熔炼，然后浇注成钢锭；
b)电渣重熔：重熔前切除钢锭冒口，清除其表面氧化皮，作为自耗电极放于电渣重熔装置中进行二次精炼；电极合金融化后经渣池下落至结晶器中，再凝固成钢锭，钢锭自下而上逐步结晶；
c)锻造：将上述经处理的钢锭再加热到1200～1230℃，保温2-4小时，之后进行锻造，起始锻造温度为1050～1100℃，终止锻造温度为850～950℃，锻后缓冷，得到钢锻件毛坯；
d)退火：将上述钢锻件毛坯加热到800～830℃保温8-10小时后以10～15℃/s的冷速炉冷到500～600℃后出炉空冷；
e)淬回火热处理：淬火温度为1010～1025℃，回火温度为500～550℃，回火次数为2-3次，每次时间2-4小时，每次回火后均空冷至室温；
f)深冷处理：1010～1030℃淬火+200-230℃×2-4h回火+(-180～-200℃×24-30h)深冷+200～230℃×2-4h回火。
2.如权利要求1所述的1500MPa热冲压零件冷切边冲孔刀具用模具钢，其特征在于，所述模具钢的显微组织为：粒状珠光体+球状碳化物，球状碳化物细小且弥散均匀分布，且，所述模具钢的共晶碳化物不均匀度为3～4级。
3.如权利要求1或2所述的1500MPa热冲压零件冷切边冲孔刀具用模具钢，其特征在于，所述模具钢的性能为：在回火硬度61-62HRC情况下，冲击韧性在60-80J。
4.如权利要求1所述的1500MPa热冲压零件冷切边冲孔刀具用模具钢的制备方法，其特征是，包括如下步骤：
a)感应熔炼：按照权利要求1所述的成分配比将配料置于感应炉中，在1500～1600℃温度下进行熔炼，然后浇注成钢锭；
b)电渣重熔：重熔前切除钢锭冒口，清除其表面氧化皮，作为自耗电极放于电渣重熔装置中进行二次精炼；电极合金融化后经渣池下落至结晶器中，再凝固成钢锭，钢锭自下而上逐步结晶；
c)锻造：将上述经处理的钢锭再加热到1200～1230℃，保温2-4小时，之后进行锻造，起始锻造温度为1050～1100℃，终止锻造温度为850～950℃，锻后缓冷，得到钢锻件毛坯；
d)退火：将上述钢锻件毛坯加热到800～830℃保温8-10小时后以10～15℃/s的冷速炉冷到500～600℃后出炉空冷；
e)淬回火热处理：淬火温度为1010～1025℃，回火温度为500～550℃，回火次数为2-3次，每次时间2-4小时，每次回火后均空冷至室温；
f)深冷处理：1010～1030℃淬火+200-230℃×2-4h回火+(-180～-200℃×24-30h)深冷+200～230℃×2-4h回火。
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