CN116479333B - 具有高热疲劳抗性高温冲击韧性的模具钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提出一种具有高热疲劳抗性高温冲击韧性的模具钢及其制造方法，钢板成分按重量百分比计：C：0.20％～0.30％，Si：0.50％～0.70％，Mn：0.70％～0.90％，P≤0.015％，S≤0.015％，Cr：5.50％～6.50％，Mo：2.00％～2.20％，V：0.50％～0.70％，Mg：0.005％～0.01％，Zn：0.01％～0.03％，其中，Zn/Mg＝2～4，Si/(Mg+Zn)＝15～25，余量为Fe及不可避免杂质。钢板的生产方法包括冶炼、连铸、板坯加热、轧制、矫直、缓冷、预处理、热处理。本发明模具钢的厚度为11～120mm；室温硬度为41～43HRC，同板硬度差≤2HRC；300℃下，心部硬度为420～430HV；450℃下，心部硬度为340～350HV；600℃下，心部硬度为280～290HV；750℃下，心部硬度为200～210HV；无缺口冲击韧性室温下为260～270J，300℃下为332～342J，600℃下345～355J。

Description

具有高热疲劳抗性高温冲击韧性的模具钢及其制备方法
技术领域
本发明属于金属材料生产技术领域，尤其涉及一种具有高热疲劳抗性高温冲击韧性的模具钢及其制备方法。
背景技术
模具钢服役状态下，通常应用于急冷急热及高压环境，在高温下承受来自不同方向的强烈的冲击载荷，往往由于钢材的强度和性能不足，尤其横向韧性不足，造成型腔边缘或局部塌陷、断裂，模具表面出现龟裂纹而早期失效。在一定强度下，高的冲击性能对于提高模具热疲劳抗性，阻止裂纹扩展从而提高模具使用寿命具有重要意义。
国内许多单位在开发研制新型模具钢、提高产品质量、优化生产工艺、提高模具寿命等方面做了大量的工作。申请号为202110753083.1的专利《一种提高H13钢综合力学性能的化学热处理方法》提供了一种提高H13钢综合力学性能的化学热处理方法，利用粉末固体包埋渗在H13钢表面制备一层30～55μm的硼硅共渗层，其所用到的硼硅共渗剂由渗硼剂与渗硅剂按照成分配比8.5：1.5的比例配置。本发明通过硼硅共渗，在提升H13钢表面硬度和耐磨性的同时，依然保留H13钢芯部材料原本良好的塑韧性，从而提高H13钢综合力学性能，延长了H13热作模具钢的使用寿命；相较于单独的渗硼处理，该发明渗层表面气孔较少，渗层和基体过渡平缓，没有明显的鼓包和空洞，渗层结合强度更高，渗层质量更好，并且表层硬度提升更加显著，但心部硬度不能得到显著提升。申请号为202010250549.1的专利《一种高性能热作模具钢及其制备方法》公开了一种高性能热作模具钢及其制备方法，包括提供了一种高性能热作模具钢，按重量百分比计，包括C：0.9％～1.0％；Si：0.7％～0.9％；Mn：0.4％～0.6％；Cr：7.5％～8.0％；Mo：2.4％～2.7％；V：0.4％～0.6％；Ni：0.3％～0.4％，B：0.0001％～0.0003％，余量为Fe。该发明通过成分优化制备出的热作模具钢，能够满足热锻模具、压铸模具、挤压模具的使用要求，其性能能够满足：淬火温度1030～1080℃，淬火硬度64HRC，使用硬度48～62HRC，冲击功≥450J，比现有热作模具钢的机械性能，冲击力，耐磨性，耐热性及抗粘模力的性能都有较大提高，但使用温度600℃以上强度不高。申请号为201410194383.0的专利《一种具有良好耐蚀性和韧性的超高强度模具钢》其成分质量分数为C：0.08％～0.32％、Si：≤0.8％、Mn：≤0.5％、Cr：5％～10％、Ni：6.0％～8.0％、Co：1.3％～1.8％、W：0.9％～1.1％、V：0.2％～0.5％、Nb：0.08％～0.15％、N：≤0.002％、O：≤0.0015％、Mo：0.9％～1.4％、Ti：0.05％～0.4％、S：0.011％～0.025％。该种模具钢经过锻造加工手段可广泛应用于要求高强度高韧性的汽车行业。但锻造成本高，成材率低，且该种塑料模具钢难以保证冲击性能。申请号为201811285368.1的专利《高氮高耐蚀塑料模具钢的热处理方法》公开了一种塑料模具钢，其成分百分比为C：0.35％～0.45％、Si：0.3％～0.5％、Mn：0.3％～0.6％、Cr：13.0％～14.0％、Mo：0.05％～0.08％、N：0.06％～0.08％。该发明采用球化退火、盐浴淬火、回火配分的步骤，回火阶段完成元素配分得到性能优异的塑料模具钢。但该种模具钢截面尺寸小，受加热炉的局限性大，大生产中难以实现。申请号为202110658683.X的专利《一种热作模具钢材料及其制备方法》公开了一种热作模具钢材料及其制备方法，具体涉及钢材加工领域，其中所使用的原料(按重量百分比计)包括C：0.4％～0.7wt％、Cr：1.1％～3.5％、V：0.2％～1.5％、W：0.3％～0.8％、Mo：0.7％～1.2％、Cu：0.7％～2.1％、Mn：2.3％～5.5％、Ni：0.7％～1.1％、Si：0.3％～0.5％、余量为铁。本发明通过碳、铬、钒、钨、钼、铜、锰、镍、硅以及铁制备热作模具钢，然后进行均匀化处理，通过混合淬火液对模具钢锭进行多次降温淬火，使热作模具钢的硬度更高，同时在高温下其硬度下降的速率更低，但其生产流程长，效率低。
发明内容
针对现有技术的不足，本发明以开发出高品质长寿命模具钢为目标，设计一种合金成分配以适当工艺，兼顾成本及模具钢性能，使其具有较高的硬度、高热疲劳抗性及高冲击性能等及高效经济的生产工艺，提供了一种具有高热疲劳抗性高温冲击韧性的模具钢及其制备方法。
本发明目的是这样实现的：
一种具有高热疲劳抗性高温冲击韧性的模具钢，按重量百分比计，包括以下组分：C：0.20％～0.30％，Si：0.50％～0.70％，Mn：0.70％～0.90％，P≤0.015％，S≤0.015％，Cr：5.50％～6.50％，Mo：2.00％～2.20％，V：0.50％～0.70％，Mg：0.005％～0.01％，Zn：0.01％～0.03％，余量为Fe及不可避免杂质。
进一步，所述模具钢Zn/Mg为2～4。
进一步，所述模具钢Si/(Mg+Zn)为15～25。
进一步，所述模具钢室温硬度为41～43HRC，同板硬度差≤2HRC；300℃下，心部硬度为420～430HV；450℃下，心部硬度为340～350HV；600℃下，心部硬度为280～290HV；750℃下，心部硬度为200～210HV；所述模具钢钢板厚度为11～120mm。
进一步，所述模具钢在600℃至20℃的流动常温水之间进行加热与冷却的热循环，每次循环加热时间为75s，入水冷却时间为4s，2500次冷热循环后所述模具钢热疲劳裂纹为1级，主裂纹长度为0.7～0.8mm。
进一步，所述模具钢无缺口冲击韧性室温下为260～270J，300℃下为332～342J，600℃下345～355J。
本发明钢成分设计理由如下：
C：在本发明中，钢中的碳一部分进入钢的基体中引起固溶强化，另外一部分碳将和合金元素中的碳化物形成元素结合成合金碳化物，因此它对强度、塑韧性等影响极大。此外碳含量对热疲劳裂纹的萌生与扩展抗力有很大影响。碳含量较高可使钢中碳化物含量增加，尺寸增大，韧性下降，导致热疲劳裂纹扩展抗力下降。热疲劳主要优先在晶界萌生，沿着碳化物和基体脱开处开始扩展，尺寸越大的粒子越易与基体脱离，裂纹越易扩展。因此碳化物含量的增加及高温强度和韧性下降可导致钢的抗热疲劳性能大幅下降。但碳含量过低，组织中易产生δ铁素体，而δ铁素体降低钢的强度、韧塑性和高温强度，为了抑制δ铁素体的形成，需添加适量的碳元素及奥氏体形成元素，因此本发明中选择加入C含量为0.20％～0.30％。
Si：本发明中Si可在钢表面产生Si的富集或形成氧化硅层，显著提高钢的钢的高温耐腐蚀性能，Si属于强烈的铁素体形成元素，能够有效抑制渗碳体的析出，防止C的扩散从而延缓了马氏体组织的分解及碳化物聚集长大的速度，使钢在回火时硬度下降较慢，显著提高钢的回火稳定性及强度。但Si含量过高，易产生δ铁素体，降低钢的强塑性同时使球化的碳化物颗粒直径变大，间距增大，促进偏析，导致带状组织形成，使横向性能低于纵向，因此，本发明为保证材料横向冲击韧性，同时发挥Si的有益作用，抑制δ铁素体的形成，本发明中选择加入Si含量为0.50％～0.70％。
Mn：作为冶炼中广泛使用的合金脱氧剂和脱硫剂，且可保证钢在较宽的冷却速度下淬火而得到马氏体组织。Mn是强烈的奥氏体稳定元素，抑制δ铁素体的形成，可提高钢的淬透性。但是当钢中加入过多的锰元素，会使其晶粒粗化，降低模具钢的耐腐蚀性并影响其焊接性能。因此本发明选择加入Mn含量为0.70％-0.90％。
P、S：S以MnS的形式分布于钢中，MnS在热轧过程中沿着轧制方向伸长，使得硫易切削钢的横向力学性能显著降低，加剧了钢材的各向异性，同时它导致基体内部产生空洞并成为氧化向纵深发展的通道，促进热疲劳裂纹的扩展，其自身也在热循环过程中碎裂。此外S对模具钢耐蚀性能有害，使焊接性能恶化。P虽能适量提高铁素体硬度，改进零件的表面光洁度和切削性能，但钢中P过高会增加冷脆，而且S、P过多会影响钢的均质性及纯净度。因此，综合考虑炼钢成本及其对钢的影响，本发明选择加入P≤0.015％，S≤0.015％。
Cr：可提高钢的淬透性并具有二次强化作用，促进合金化，推迟珠光体和贝氏体转变，增加钢的硬度和耐磨性而不会使钢变脆。能使本发明模具钢具有良好的高温抗氧化性和耐腐蚀性。钢在热处理过程中形成富铬的析出相，从而提高钢的回火稳定性，但同样会增加钢的回火脆性。因此本发明选择加入Cr含量为5.50％～6.50％。
Mo：Mo在钢中可提高钢的淬透性，同时在钢中形成特殊的碳化物，提高钢的二次硬化能力和回火稳定性，钼与碳结合，在回火时析出更多细小短杆状Mo2C碳化物，对提高钢的回火稳定性起了很大的作用。在本发明中采用V微合金化同时添加Mo可显著促进高温区间马氏体组织的形成，并对组织细化有明显作用，可以选择较慢的冷却速度，有利于减少热应力，减弱热处理过程中的热畸变，减少热裂的倾向，从而有利于获得具有优异性能的高热疲劳抗性的模具钢。但Mo含量过多将会促进δ铁素体的形成，导致不利影响。因此本发明选择加入Mo含量为2.00％～2.20％。
V：本发明中V在热加工过程中主要发挥均匀组织和析出强化作用，在钢中主要以两种形式存在，即固溶于钢中和以碳氮化物形式析出。固溶于钢中时可提高过冷奥氏体的稳定性，增大淬透性，降低相变温度，进而增大过冷度，促进马氏体硬质相的出现，提高硬度；当V以碳化物形式析出时，在析出位置创造了大量的形核位置，细小弥散的VC起到明显的析出强化作用和均匀组织的作用，有效提高模具钢抗疲劳裂纹萌生和扩展的能力，而且可以改变蠕变变形机制，使其由沿穿晶位错滑移变为沿晶界滑移，提高其断裂强度。但V含量过多易使其碳化物沿晶界聚集连续析出，破坏晶界的连续性，导致冲击韧性降低，因此本发明中V：0.50％～0.70％。
Mg：本发明中Mg处理可以细化钢中非金属夹杂物，使夹杂物尺寸均小于2μm，降低γ-α相变温度，改变过冷奥氏体的分解产物使微观组织得到细化。Mg对夹杂物的变质细化及对组织的调控作用可弥补未添加Nb、Ti元素带来的性能损失，降低了成本，调节了成本与品质的平衡。本发明中添加适量Mg改善了碳化物的形态与分布，由连续网状的碳化物转变为孤立球状，使基体的连续性得到保护，对热循环引起的应力集中起着缓冲作用，抑制了裂纹的萌生。因此，本发明添加Mg元素含量为0.005％～0.01％。
Zn：本发明中添加适量Zn可改善基体相的滑移拉延能力和阻滞裂纹扩展能力，减低了基体相的裂纹敏感性和缺口敏感性，使本发明模具钢冲击试样断口呈现被拉长的舌状裂口，该种现象是基体相强烈滑移拉延造成的，说明其韧性良好。此外，一定量的Zn配合Mg共同作用可显著提高钢的屈服强度、极限抗拉强度和延伸率。当Zn/Mg＝2～4时，可形成Zn2Mg和Zn11Mg2相，其主要分布于晶界周围，阻碍晶粒长大，细化组织，提高钢材的力学性能，同时可有效提高材料的耐蚀性，在高温下抗氧化能力提高，阻碍氧等元素扩散，减轻合金元素在钢表面和晶界处的贫化，提高热疲劳抗力；经热循环，二者共同作用可使钢中奥氏体晶粒细小，显著提高钢材的强度和韧性及抗疲劳裂纹萌生的能力，因此本发明中选择添加Zn：0.01％～0.03％，同时保证Zn/Mg＝2～3。
此外，本发明控制Si/(Mg+Zn)＝15～25，主要作用有二，一是可起到增强韧化效应作用，二是可防止在表面形成FexOy层或提高其形成温度，因为FexOy层点阵结构简单，是铁原子的缺位固溶体，点阵中原子有一些空隙，铁离子易通过FexOy层进行扩散，氧原子易于向内扩散与铁离子结合，会加剧铁的氧化，三者共同作用钉扎基体金属，使其抗氧化能力大大提高，从而提高了本发明模具钢的热疲劳性能。
本发明技术方案之二是提供一种具有高热疲劳抗性高温冲击韧性的模具钢的制备方法，包括冶炼、连铸、板坯加热、轧制、矫直、缓冷、预处理、热处理的工艺生产。
将连铸板坯加热至1200℃～1240℃，均热段保温3～4h，由于本发明的模具钢合金含量较高，因此需要较高板坯加热温度，较长的保温时间使合金元素在基体中充分固溶，改善连铸过程中板坯成分不均匀性，减轻成分偏析，进而减轻后续的组织偏析，但加热温度不宜过高，过高的加热温度可使晶粒粗化，引起钢的韧性降低。控制开轧温度为1050℃～1080℃，钢板轧制时前三个道次的压下率为18％～22％。采用大压下率可以提高变形渗透深度，使粗大的柱状晶得以破碎，形成细小均匀的晶粒，焊合中心组织缺陷，终轧温度≥950℃，得到11～120mm厚度钢板。钢板下线温度300～400℃。下线后立即采用“下铺上盖”方式堆垛缓，缓冷时间为28～38h。
随后进行预处理，预处理分为两阶段，一阶段将钢板加热至750℃～850℃，保温2～3h，随后二阶段继续将钢板加热至1000℃～1100℃，保温2～3h，空冷至室温。本发明采用的预处理工艺可促使晶界处的碳化物溶解，元素能够在高温下扩散到奥氏体晶粒中去，可抑制碳化物再沿奥氏体晶界析出，故而可以消除晶界碳化物的网状分布，成分偏析得到了明显改善，虽然温度越高，保温时间越长，预处理效果就越好，材料的韧性也越高；但是如果温度过高和时间过长都会导致奥氏体晶粒粗化，反而导致材料的韧性下降。本发明采用适当的预处理工艺使钢中获得更多的细颗粒的合金碳化物，这种弥散分布的细颗粒合金碳化物不仅为最终正火加热准备了大量的结晶形核的核心，而且避免了因过快加热导致钢板内部温度不匀，引起热应力至使钢板产生畸变。细小弥散分布的合金碳化物作为组织转变的核心，可以细化组织，为提高终态钢板的强度、硬度等综合性能提供保证。
980℃～1050℃正火，保温3～4h，空冷至室温。本发明采用该正火工艺可获得高强韧性及良好均匀的伸长率，通过组织中晶粒的细化、软韧相的韧化作用及硬质相的强化作用使该种模具钢获得优异的综合性能。最后于600℃～650℃回火，保温2～3h，回火温度较低时钢的强度较高，但塑性较差，显微组织在热循环过程中的稳定性也较低。随着回火温度的提高，钢的塑性和显微组织的热稳定性不断增加，热疲劳抗力随之增加。当回火温度超过某一最佳温度时，钢的塑性和热稳定性虽然有所提高，但强度的迅速下降占据了主导地位，使热疲劳抗力降低，因此本发明回火温度区间为最佳温度范围，可到良好的强塑性匹配，有效提高热疲劳抗力。
本发明有益效果在于：
1.结合本发明低V、高Mo，配合Mg、Zn、Si按照比例添加共同作用使钢强化，具有高热疲劳抗性及高冲击性能。配合连铸、板坯高温加热、预处理、正火、回火的工艺生产，使该种模具钢具有41～43HRC的终态室温硬度，同板硬度差≤2HRC；300℃下，心部硬度为420～430HV，450℃下，心部硬度为340～350HV，600℃下，心部硬度为280～290HV，750℃下，心部硬度为200～210HV，本发明的模具钢具有较高的高温硬度及高温稳定性，因此可增强模具对热磨损、凹陷、热疲劳龟裂的抗御能力。
2.在600℃至室温20℃的流动常温水之间进行加热与冷却的热循环，加热、冷却一次作为一个循环，每次循环加热时间为75s，入水冷却时间为4s，2500次冷热循环后本发明模具钢热疲劳裂纹为1级，主裂纹长度为0.7～0.8mm，具有较高的热疲劳抗性。
3.无缺口冲击韧性室温下为260～270J，300℃下为332～342J，600℃下345～355J，远超NADCA207～2003对冲击韧性的要求，达到国际先进模具材料水平。
具体实施方式
下面通过实施例对本发明作进一步的说明。
本发明以开发出高品质长寿命模具钢为目标，设计一种合金成分配以适当工艺，兼顾成本及模具钢性能，使其成为具有较高的硬度、高热疲劳抗性及高冲击性能等及高效经济的生产工艺。本发明实施例根据技术方案的组分配比，进行合金化冶炼、连铸(投入轻压下)、板坯加热、轧制、矫直、缓冷、预处理、热处理。
轧制
控制开轧温度为1050℃～1080℃，钢板轧制时前三个道次的压下率为18％～22％，终轧温度≥950℃。
预处理
将钢板加热至750℃～850℃，保温2～3h，继续将钢板加热至1000℃～1100℃，保温2～3h，空冷至室温。
热处理
(1)正火
980℃～1050℃正火，保温3～4h，空冷至室温。
(2)回火
600℃～650℃回火，保温2～3h，空冷至室温。
进一步，所述板坯加热过程温度为1200℃～1240℃，均热段保温3～4h。
进一步，所述钢板下线温度300～400℃，下线后立即采用“下铺上盖”方式堆垛缓，缓冷时间为28～38h。
以下实施例仅为本发明的一些最优实施方案，并不对前述发明范围和技术手段有任何限制。其中表1为各实施例所涉及的成分，表2为实施例板坯加热、轧制工艺及冷却工艺，表3为实施例的热处理工艺，表4为终态钢板的洛氏硬度性能，表5为各实施例在高温下的心部维氏硬度，表6为各实施例各实施例的热疲劳抗性，表7为各实施例在不同温度下的冲击韧性。
表1本发明各实施例的化学成分(wt％)
实施例 C Si Mn P S Cr Mo V Mg Zn
1 0.23 0.55 0.77 0.013 0.010 6.0 2.15 0.55 0.0061 0.017
2 0.30 0.50 0.80 0.014 0.011 6.2 2.08 0.60 0.0052 0.015
3 0.21 0.66 0.75 0.010 0.009 5.9 2.10 0.69 0.0095 0.027
4 0.29 0.69 0.90 0.012 0.014 6.4 2.19 0.70 0.0088 0.025
5 0.22 0.61 0.88 0.015 0.015 6.5 2.00 0.58 0.0075 0.018
6 0.27 0.59 0.70 0.011 0.008 5.5 2.05 0.50 0.0066 0.026
7 0.25 0.65 0.73 0.009 0.012 5.7 2.07 0.65 0.0090 0.023
8 0.28 0.70 0.79 0.008 0.007 5.8 2.04 0.66 0.0100 0.028
9 0.24 0.52 0.85 0.012 0.013 6.1 2.20 0.52 0.0051 0.016
10 0.26 0.67 0.82 0.007 0.006 6.3 2.13 0.59 0.0080 0.030
表2实施例板坯加热、轧制工艺及冷却工艺
表3本发明各实施例的热处理工艺
表4本发明各实施例终态钢板的洛氏硬度性能
表5各实施例在高温下的心部维氏硬度(HV)
表6各实施例的热疲劳抗性
实施例 热疲劳裂纹级别(级) 主裂纹长度(mm)
1 1 0.76
2 1 0.71
3 1 0.79
4 1 0.75
5 1 0.73
6 1 0.74
7 1 0.72
8 1 0.70
9 1 0.77
10 1 0.80
注：在600℃至20℃的流动常温水之间进行加热与冷却的热循环，加热、冷却一次作为一个循环，每次循环加热时间为75s，入水冷却时间为4s，2500次冷热循环后的结果
表7各实施例在不同温度下的冲击韧性(J)
注：试样尺寸：10mm×7mm×55mm，无缺口
由上可见，本发明以开发出高品质长寿命模具钢为目标，设计一种合金成分配以适当工艺，兼顾成本及模具钢性能，使其具有较高的硬度、高热疲劳抗性及高冲击性能等及高效经济的生产工艺。本发明钢板室温硬度为41～43HRC，同板硬度差≤2HRC；300℃下，心部硬度为420～430HV；450℃下，心部硬度为340～350HV；600℃下，心部硬度为280～290HV；750℃下，心部硬度为200～210HV；无缺口冲击韧性室温下为260～270J，300℃下为332～342J，600℃下345～355J。
为了表述本发明，在上述中通过实施例对本发明恰当且充分地进行了说明，以上实施方式仅用于说明本发明，而并非对本发明的限制，有关技术领域的普通技术人员，在不脱离本发明的精神和范围的情况下，还可以做出各种变化和变型，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内，本发明的专利保护范围应由权利要求限定。

Claims (7)

1.一种具有高热疲劳抗性高温冲击韧性的模具钢，其特征在于，按重量百分比计，包括以下组分：C：0.20%~0.30%，Si：0.50%~0.70%，Mn：0.70%~0.90%，P≤0.015%，S≤0.015%，Cr：5.50%~6.50%，Mo：2.00%~2.20%，V：0.50%~0.70%，Mg：0.005%~0.01%，Zn：0.01%~0.03%，余量为Fe及不可避免杂质；
所述的具有高热疲劳抗性高温冲击韧性的模具钢的制备方法，包括步骤如下：冶炼、连铸、板坯加热、轧制、矫直、缓冷、预处理、热处理；
轧制
控制开轧温度为1050℃~1080℃，钢板轧制时前三个道次的压下率为18%~22%，终轧温度≥950℃；所述钢板下线温度300~400℃，下线后立即采用“下铺上盖”方式堆垛缓冷，缓冷时间为28~38h；
预处理
将钢板加热至750℃~850℃，保温2~3h，继续将钢板加热至1000℃~1100℃，保温2~3h，空冷至室温；
热处理
（1）正火
980℃~1050℃正火，保温3~4h，空冷至室温；
（2）回火
600℃~650℃回火，保温2~3h，空冷至室温。
2.根据权利要求1所述的一种具有高热疲劳抗性高温冲击韧性的模具钢，其特征在于，所述模具钢Zn/Mg为2~4。
3.根据权利要求1所述的一种具有高热疲劳抗性高温冲击韧性的模具钢，其特征在于，所述模具钢Si/（Mg+Zn）为15~25。
4.根据权利要求1所述的一种具有高热疲劳抗性高温冲击韧性的模具钢，其特征在于，所述模具钢室温硬度为41~43HRC，同板硬度差≤2HRC；300℃下，心部硬度为420~430HV；450℃下，心部硬度为340~350HV；600℃下，心部硬度为280~290HV；750℃下，心部硬度为200~210HV；所述模具钢钢板厚度为11~120mm。
5.根据权利要求1所述的一种具有高热疲劳抗性高温冲击韧性的模具钢，其特征在于，所述模具钢在600℃至20℃的流动常温水之间进行加热与冷却的热循环，每次循环加热时间为75s，入水冷却时间为4s，2500次冷热循环后所述模具钢热疲劳裂纹为1级，主裂纹长度为0.7~0.8mm。
6.根据权利要求1所述的一种具有高热疲劳抗性高温冲击韧性的模具钢，其特征在于，所述模具钢无缺口冲击韧性室温下为260~270J，300℃下为332~342J，600℃下345~355 J。
7.根据权利要求1所述的一种具有高热疲劳抗性高温冲击韧性的模具钢，其特征在于，所述板坯加热过程温度为1200℃~1240℃，均热段保温3~4h。
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