2.8～3.3％，mo 1.2～1.5％，v 1.2～1.5％，mg 0 .0005～0 .003％，zr 0.01～0 .3％，nb 0.001～0.03％，杂质p《0.03％，s《0.03％，fe余量。本发明对各组分进行合理组配，其中mg微合金化，阻碍疲劳裂纹的萌生，zr微合金化使合金生成细小弥散分布的稳定析出相zrn，具有钉扎位错，提高合金抗疲劳软化的能力。与通用型h13钢相比，本发明中的热作模具钢，具有更高的热稳定性、抗热疲劳性能以及高温强度。
9.然而，上述热作模具钢多采用淬火+二次回火的热处理制备方法，其基体组织为马氏体。纳米贝氏体具有较高的韧性和热稳定性，故纳米贝氏体用于热作模具钢可能显示出性能优势，而且在热作模具钢中通过特殊热处理得到马贝双相组织，则可能是改进模具钢回火性能的发展方向之一。因此，有必要通过研制和应用新钢种与研究采用热处理新工艺有机地结合起来，研发一种马氏体及贝氏体双相热作模具钢，能大大提高钢的综合质量和性能，充分发挥材料的潜力，是提高模具使用寿命的有效途径。
技术实现要素：10.为解决现有技术不能满足对模具材料具有高的韧性、强度及热稳定性使用要求的问题，本发明提供了一种马氏体及贝氏体双相热作模具钢及其制备方法，通过成分设计和热处理工艺，提升热作模具钢的综合力学性能。
11.为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案是：一种马氏体及贝氏体双相热作模具钢，其特征在于，化学成分按质量百分比包括：c 0.32~0.50、si 1.40~1.80、mn 0.30~0.50、cr 2.80~3.50、mo 1.20~2.00、v 0.80~1.00、ni 1.00~2.00、n 0.04~0.08、co 0.9~1.5、al 0.5~1、p《0.01、s《0.005，其余为fe和不可避免的杂质。
12.上述化学成分的配比满足：2.57≤α≤5.14，247≤β≤300，85≤bf≤105，其中，α=(si+3al+1.5co-cr)/(c+mn+n-0.1(ni+v+mo))，β=565-(31mn+13si+10cr+18ni+12mo-8.6co-15al)-600(1-exp(-0.96c))，bf为贝氏体板条厚度，单位为纳米，bf=232+0.01785
×
d-0.5323
×
y，d=-(41-0.001
×
(t+275)
1.5
)2×
δgi，δgi=∑(xi/8)
×
ln(qi/(8.314
×
(t+275))，公式中，d为总贝氏体相变驱动能，y为本发明钢过冷奥氏体的强度，y=6.5
×
(4.39+21c+1.5si+0.24cr+0.85mo+1.2v+0.7co+0.5al)，t为等温转变温度，δgi为各元素的贝氏体相变驱动能，qi和xi分别为各元素的扩散激活能和质量分数，i代指c、cr、ni、v、co、al及mo元素。
13.此外，本发明还提供了一种马氏体及贝氏体双相热作模具钢的制备方法，包括以下步骤：（1）、冶炼：按照钢材的组成成分设计要求进行投料，在真空感应炉中熔炼并浇注成钢锭，所述钢材的组成成分按质量百分比包括：c 0.32~0.50%、si 1.40~1.80%、mn 0.30~0.50%、cr 2.80~3.50%、mo 1.20~2.00%、v 0.80~1.00%、ni 1.00~2.00%、n 0.04~0.08%、co 0.9~1.5%、al 0.5~1%、p《0.01%、s《0.005%，其余为fe和不可避免的杂质；（2）、热轧：将所述钢锭退火、热轧，热轧后空冷到室温，得到热轧板坯；（3）、固溶处理+球化退火：将步骤（2）热
处理后的热轧板坯加热到1050~1100 ℃后保温20~30 min，油淬。随后将固溶后的板坯加热至830~870 ℃保温1~1.5 h，随炉冷却到740~770℃保温2~2.5 h，最后随炉冷至500 ℃，出炉空冷；（4）、等温淬火处理：将步骤（3）热处理后的板坯加热到990~1050 ℃条件下，保温20~30 min，然后迅速放到240 ℃~274 ℃的盐浴炉中等温淬火2-4 h，再空冷至室温；（5）、回火处理：将步骤（4）热处理后的板坯加热到555~565 ℃保温1~1.5 h，出炉空冷，如此重复三次。
14.本发明的技术方案是通过如下原理及方式来实现上述目的。
15.（1）在准确理解高强热作模具钢 c、n、si、mn、cr、ni、v、co、al及mo多元合金化元素含量控制原理的基础上，合理设计和控制纳米贝氏体热作模具钢的各化学成分（以下均按重量百分比计）。
16.c、n：c元素具有较强的固溶强化作用，在热作模具钢中通过热处理工艺使其一部分溶入到基体中提高基体硬度和强度。c和n元素能与合金元素结合形成合金碳化物增强耐磨性。c和n元素优选含量范围分别为0.45~0.55%，0.04~0.08%。
17.mn：mn元素有固溶强化作用，可以提高铁素体和奥氏体的强度、硬度和淬透性。与s元素具有较强的亲和力，避免在晶界处形成fes，消除s元素有害作用。优选含量范围为0.30~0.50%。
18.si：si元素是促使铁素体形成元素，对铁素体具有固溶强化作用。同时si是提高回火抗力的有效元素，降低碳在铁素体中的扩散速度，使回火时析出的碳化物不易聚集，增加回火稳定性。优选含量范围为1.40~1.80%。
19.mo：mo元素具固溶强化作用，mo溶解于奥氏体中能提高钢的淬透性。同时，mo元素在回火时与c元素结合在马氏体中析出mo2c，是造成二次硬化现象的主要合金元素。另外mo元素可以防止回火脆性，提高钢的回火稳定性，使热作模具钢可以在较高温度下回火，提高塑性。优选含量范围为1.20~2.00%。
20.v：在热作模具钢中，v元素具有细化钢的组织和晶粒的作用，与mo元素一样，在回火时与c元素形成vc增强二次硬化效应。同时由于vc的热稳定性，可以增加钢的回火稳定性。优选含量范围为0.80~1.00%。
21.cr：cr元素能增加钢的淬透性，可提高高碳钢的硬度和耐磨性而不使钢变脆，使钢有良好的高温抗氧化性和耐氧化性介质腐蚀的作用，还增加钢的热强性。但是较高含量的cr在淬回火过程中可以和碳形成高铬的m
23
c6型碳化物，高cr碳化物热稳定性差，因此本发明采用降低cr含量的成分设计，抑制cr的碳化物的形成，促进c能够充分的和碳化物稳定元素v、mo结合，形成具有尺寸细小、弥散分布和高温稳定性良好优点的mc、m2c类型碳化物，从而提高钢的热强性和热疲劳性。优选含量范围为2.80~3.50%。
22.ni：ni元素具有固溶强化和提高淬透性的作用，细化铁素体晶粒，提高热作模具钢的塑性和韧性，与cr元素和mo元素联合使用可以提高热作模具钢的热强性。优选含量范围为1.00~2.00%。
23.co：co元素可以溶于铁素体相，强化基体。而且，co可以推迟回火过程中合金碳化物的析出，减缓碳化物的长大，从而保证钢中碳化物尺寸细小，有利于提高热作模具钢的回火稳定性和使用寿命。优选含量范围为0.9~1.5%。
24.al：al元素在冶炼过程中可与n元素结合生成aln，在铁水冷却时减轻元素偏析，细
化组织。另外，al与co搭配可以促进低温贝氏体相变，具有明显细化组织的作用。优选含量范围为0.5~1%。
25.（2）除了需要合理控制各个元素的化学成分范围以外，还必须设定如下创新性的技术要求，准确调控一部分关键元素之间的相对添加量，以发挥这些元素对本发明钢强度、硬度与冲击韧性等综合力学性能的关键调控作用。
26.（a）通过调控关系式2.57≤α≤5.14，要求c、n、si、mn、cr、ni、v、co、al及mo合金元素按α=(si+3al+1.5co-cr)/(c+mn+n-0.1(ni+v+mo))进行元素含量配比控制在2.57～5.14之间，以促进纳米贝氏体组织形成，为大量细小贝氏体铁素体的异质形核、组织细化与韧性改善创造条件。过高的α值容易导致组织粗化，过低的α值影响相关组织参数，导致制备困难，均不利于综合力学性能的提升。
27.（b）通过调控关系式247≤β≤300，马氏体及贝氏体双相热作模具钢中要求c、n、si、mn、cr、ni、v、co、al及mo合金元素按“β=565-(31mn+13si+10cr+18ni+12mo-8.6co-15al)-600(1-exp(-0.96c))”确定本发明钢的奥氏体
→
马氏体起始转变温度β控制在247~300 ℃之间，选择在相变点以下7~26 ℃低温等温，将相变温度区间控制在较低范围内以保证发生马氏体相变，有利于得到预生成马氏体。而且，通过预生成马氏体异质形核和低温等温带来的较大相变驱动力促进纳米贝氏体组织的生成，保证纳米贝氏体组织尺寸细小，进而改善热作模具钢的力学性能。
28.（c）通过调控关系式85≤bf≤105，马氏体及贝氏体双相热作模具钢中要求c、n、si、mn、cr、ni、v、co、al及mo合金元素按“bf=232+0.01785
×
d-0.5323
×
y”确定本发明钢的贝氏体铁素体板条厚度控制在85~105nm之间。其中，d=-(41-0.001
×
(t+275)
1.5
)2×
δgi，δgi=∑(xi/8)
×
ln(qi/(8.314
×
(t+275))，其中，d为总贝氏体相变驱动能，δgi为各元素的贝氏体相变驱动能，qi和xi分别为各元素的扩散激活能和质量分数，i代指c、cr、ni、v、co、al及mo元素，t为等温转变温度。其中，qc=2.5
×
105、q
cr
=4.055
×
105、q
ni
=2.822
×
105、qv=2.411
×
105、q
mo
=2.466
×
105、q
co
=4.347
×
105、q
al
=2.257
×
105。y=6.5
×
(4.39+21c+1.5si+0.24cr+0.85mo+1.2v+0.7co+0.5al)，y为本发明钢过冷奥氏体的强度。通过成分设计和等温工艺选择以保证相变驱动力较大，过冷奥氏体强度适中，从而保证贝氏体铁素体厚度细小，进而改善热作模具钢的力学性能。
29.本发明的有益效果是：1、马氏体及贝氏体双相热作模具钢的组织主要为预生成马氏体、纳米贝氏体。其中，纳米贝氏体含量占比为60%~73%，预生成马氏体含量占比为7%~24.9%。
30.2、马氏体及贝氏体双相热作模具钢的贝氏体铁素体板条为85~105 nm，三次回火组织仍保持纳米贝氏体形貌，其硬度与回火前相比变化不大，具有良好的回火稳定性。
31.3、马氏体及贝氏体双相热作模具钢三次回火试样的无缺口冲击功不低于500 j，抗拉强度不低于1850 mpa，硬度不低于50.0 hrc。
32.4、本发明的马氏体及贝氏体双相热作模具钢合金体系控制合理，制备工艺流程简单易行，有利于工业化生产，制备效率高。
33.下面结合附图对本发明进行详细说明。
附图说明
34.图1为实施例1制备的马氏体及贝氏体双相热作模具钢的等温淬火组织扫描和透射电镜照片；图2为实施例2制备的马氏体及贝氏体双相热作模具钢的等温淬火组织扫描和透射电镜照片；图3为实施例3制备的马氏体及贝氏体双相热作模具钢的等温淬火组织扫描和透射电镜照片；图4为实施例4制备的马氏体及贝氏体双相热作模具钢的等温淬火组织扫描和透射电镜照片；图5为实施例5制备的马氏体及贝氏体双相热作模具钢的三次回火组织扫描电镜照片；图6为实施例6制备的马氏体及贝氏体双相热作模具钢的三次回火组织扫描电镜照片；图7为实施例7制备的马氏体及贝氏体双相热作模具钢的三次回火组织扫描电镜照片；图8为实施例8制备的马氏体及贝氏体双相热作模具钢的三次回火组织扫描电镜照片；图9为对比例1制备的h13钢的三次回火组织扫描电镜照片。
具体实施方式
35.本发明提供了一种马氏体及贝氏体双相热作模具钢，其化学成分按质量百分比包括：c 0.32~0.50%、si 1.20~1.80%、mn 0.30~0.50%、cr 2.80~3.50%、mo 1.20~2.00%、v 0.80~1.00%、ni 1.00~2.00%、n 0.04~0.08%、co 0.9~1.5%、al 0.5~1%、p《0.01%、s《0.005%，其余为fe和不可避免的杂质。
36.除此之外，上述化学成分的配比满足：2.57≤α≤5.14，247≤β≤300，85≤bf≤105。
37.其中，α=(si+3al+1.5co-cr)/(c+mn+n-0.1(ni+v+mo))，β=565-(31mn+13si+10cr+18ni+12mo-8.6co-15al)-600(1-exp(-0.96c))，bf为贝氏体板条厚度，单位为纳米。bf=232+0.01785
×
d-0.5323
×
y。
38.公式中，d=-(41-0.001
×
(t+275)
1.5
)2×
δgi，δgi=∑(xi/8)
×
ln(qi/(8.314
×
(t+275))，d为总贝氏体相变驱动能，δgi为各元素的贝氏体相变驱动能，qi和xi分别为各元素的扩散激活能和质量分数，i代指c、cr、ni、v、co、al及mo元素， qc=2.5
×
105、q
cr
=4.055
×
105、q
ni
=2.822
×
105、qv=2.411
×
105、q
mo
=2.466
×
105、q
co
=4.347
×
105、q
al
=2.257
×
105，t为等温转变温度。
39.y为本发明钢过冷奥氏体的强度，y=6.5
×
(4.39+21c+1.5si+0.24cr+0.85mo+1.2v+0.7co+0.5al)，。
40.本发明还提供了一种马氏体及贝氏体双相热作模具钢的制备方法，包括以下步骤。
41.（1）、冶炼：按照钢材的组成成分设计要求进行投料，在真空感应炉中熔炼并浇注成钢锭。
42.所述钢材的组成成分按质量百分比包括：c 0.32~0.50%、si 1.20~1.80%、mn 0.30~0.50%、cr 2.80~3.50%、mo 1.20~2.00%、v 0.80~1.00%、ni 1.00~2.00%、n 0.04~0.08%、co 0.9~1.5%、al 0.5~1%、p《0.01%、s《0.005%，其余为fe和不可避免的杂质；除此以外，合金元素的含量按重量百分比计还必须满足：2.57≤α≤5.14，247≤β≤300，85≤bf≤105。
43.（2）、热轧：将所述钢锭退火、热轧，热轧后空冷到室温，得到热轧板坯。
44.（3）、固溶处理+球化退火：将步骤（2）热处理后的热轧板坯加热到1050~1100 ℃后保温20~30 min，油淬。随后将固溶后的板坯加加热至830~870 ℃保温1~1.5 h，随炉冷却到740~770 ℃保温2~2.5 h，随炉冷至500 ℃后出炉空冷。
45.（4）、等温淬火处理：将步骤（3）热处理后的板坯加加热到990~1050 ℃条件下，保温20~30 min，然后迅速放到240 ℃~274 ℃的盐浴炉中等温淬火2-4 h，再空冷至室温。
46.（5）、回火处理：将步骤（4）热处理后的板坯加加热到555~565 ℃保温1~1.5小时，出炉空冷，如此重复三次。
47.下面结合具体实施例详细阐述本发明。
48.实施例1，参见附图1，在本实施例中。
49.a、按照质量百分比为：c 0.35、si 1.65、mn 0.31、cr 2.80、mo 1.55、v 0.85、ni 1.72、n 0.04、co 1.26、al 0.5、p 0.0025、s 0.0035，fe余量的配比，计算投料比例，经真空高频感应炉冶炼+电渣重溶后浇注成直径为φ80 mm圆锭。
50.b、热轧：将钢锭加热至1150 ℃保温5 h进行均匀化退火，随炉冷却。之后将圆锭在1150 ℃热轧开坯成厚度为25 mm的钢板，空冷。
51.c、固溶处理+球化退火：将步骤b的热轧板坯加热到1050 ℃后保温20 min，油淬。随后将固溶后的板坯加热至840 ℃保温1.5 h，随炉冷却到750 ℃保温2 h，随炉冷至500℃后出炉空冷。
52.d、等温淬火：将球化退火处理的板材放入温度为1000℃条件下，保温30 min，然后迅速放到274℃的盐浴炉中等温淬火3h，再空冷至室温。
53.对本实施例所制得板材进行扫描电镜（sem）分析、硬度、冲击和拉伸试验，结果参见表1和图1。从图1中可以看出：组织为纳米贝氏体和预生成马氏体，其体积分数分别为66%和24.9%。本实施例制备了马氏体及贝氏体模具钢，其中α=2.57，β=300，bf=105，贝氏体铁素体板条厚度为100 nm，其中组织硬度为51.3 hrc，无缺口冲击功不低于500 j，夏比u型缺口冲击功（ku2）为44 j，抗拉强度为1820 mpa。具体参见表1的数据。
54.实施例2，参见附图2，在本实施例中。
55.a、按照质量百分比为：c 0.42、si 1.56、mn 0.42、cr 3.20、mo 1.72、v 0.89、ni 1.53、n 0.06、co 0.98、al 0.78、p 0.0055、s 0.0041，fe余量的配比，计算投料比例，经真空高频感应炉冶炼+电渣重溶后浇注成直径为φ80mm圆锭。
56.b、热轧：将钢锭加热至1150 ℃保温5 h进行均匀化退火，随炉冷却。之后将圆锭在1150 ℃热轧开坯成厚度为25 mm的钢板，空冷。
57.c、固溶处理+球化退火：将步骤b的热轧板坯加热到1080 ℃后保温25 min，油淬。随后将固溶后的板坯加热至850℃保温1.5 h，随炉冷却到740 ℃保温2 h，随炉冷至500 ℃后出炉空冷。
58.d、等温淬火：将球化退火处理的板材放入温度为1010 ℃条件下，保温30 min，然后迅速放到255 ℃的盐浴炉中等温淬火3.5 h，再空冷至室温。
59.对本实施例所制得板材进行扫描电镜（sem）分析、硬度、冲击和拉伸试验，结果参见表1和图2。从图2中可以看出：组织为纳米贝氏体和预生成马氏体，其体积分数分别为72%和19.7%。本实施例制备了马氏体及贝氏体模具钢，其中α=4.47，β=275，bf=87，贝氏体铁素体板条厚度为90 nm其中组织硬度为51.5 hrc，无缺口冲击功不低于500 j，夏比u型缺口冲击功（ku2）为48 j，抗拉强度为1865 mpa。具体参见表1的数据。
60.实施例3，参见附图3，在本实施例中。
61.a、按照质量百分比为：c 0.45、si 1.78、mn 0.38、cr 3.30、mo 1.85、v 0.95、ni 1.85、n 0.05、co 0、al 0.92、p 0.0065、s 0.0042，fe余量的配比，计算投料比例，经真空高频感应炉冶炼+电渣重溶后浇注成直径为φ80 mm圆锭。
62.b、热轧：将钢锭加热至1150 ℃保温5 h进行均匀化退火，随炉冷却。之后将圆锭在1150 ℃热轧开坯成厚度为25 mm的钢板，空冷。
63.c、固溶处理+球化退火：将步骤b的热轧板坯加热到1060 ℃后保温25 min，油淬。随后将固溶后的板坯加热至860 ℃保温1.5 h，随炉冷却到760 ℃保温2.5 h，炉冷至500 ℃后出炉空冷。
64.d、等温淬火：将球化退火处理的板材放入温度为1030 ℃条件下，保温，然后迅速放到240 ℃的盐浴炉中等温淬火4 h，再空冷至室温。
65.对本实施例所制得板材进行扫描电镜（sem）分析、硬度、冲击和拉伸试验，结果参见表1和图3。从图3中可以看出：组织为纳米贝氏体和预生成马氏体，其体积分数分别为83%和7%。本实施例制备了马氏体及贝氏体模具钢，其中α=2.99，β=247，bf=85，贝氏体铁素体板条厚度为88 nm其中组织硬度为51.1 hrc，无缺口冲击功不低于500 j，夏比u型缺口冲击功（ku2）为42 j，抗拉强度为1856 mpa。具体参见表1的数据。
66.实施例4，参见附图4，在本实施例中。
67.a、按照质量百分比为：c 0.39、si 1.44、mn 0.45、cr 2.90、mo 1.49、v 0.98、ni 1.62、n 0.07、co 1.45、al 0.62、p 0.0075、s 0.0032，fe余量的配比，计算投料比例，经真空高频感应炉冶炼+电渣重溶后浇注成直径为φ80 mm圆锭。
68.b、热轧：将钢锭加热至1150 ℃保温5 h进行均匀化退火，随炉冷却。之后将圆锭在1150 ℃热轧开坯成厚度为25 mm的钢板，空冷。
69.c、固溶处理+球化退火：将步骤b的热轧板坯加热到1100 ℃后保温20 min，油淬。随后将固溶后的板坯加热至870 ℃保温1.5 h，随炉冷却到770 ℃保温2.5 h，炉冷至500 ℃后出炉空冷。
70.d、等温淬火：将球化退火处理的板材放入温度为1050 ℃条件下，保温20 min，然后迅速放到274 ℃的盐浴炉中等温淬火3 h，再空冷至室温。
71.对本实施例所制得板材进行扫描电镜（sem）分析、硬度、冲击和拉伸试验，结果参见表1和图4。从图4中可以看出：组织为纳米贝氏体和预生成马氏体，其体积分数分别为73%
和18.7%。本实施例制备了马氏体及贝氏体模具钢，其中α=5.14，β=294，bf=94，贝氏体铁素体板条厚度为98 nm，其中组织硬度为52.2 hrc，无缺口冲击功不低于500 j，夏比u型缺口冲击功（ku2）为51 j，抗拉强度为1890 mpa。具体参见表1的数据。
72.实施例5，参见附图5，在本实施例中，将上述实施例1中的等温淬火处理的板材放入560 ℃的箱式炉中，保温回火1 h，出炉空冷至室温，如此重复三次。
73.对本实施例所制得板材进行扫描电镜（sem）分析、硬度、冲击和拉伸试验，结果参见表1和图5。从图5中可以看出：本实施例制备了回火贝氏体、回火马氏体和球状未溶碳化物组织，其组织硬度为51.5 hrc，无缺口冲击功不低于500 j，夏比u型缺口冲击功（ku2）为30 j，抗拉强度为1878 mpa。具体参见表1的数据。
74.实施例6，参见附图6，在本实施例中，将上述实施例2中的等温淬火处理的板材放入560 ℃的箱式炉中，保温回火1h，出炉空冷至室温，如此重复三次。
75.对本实施例所制得板材进行扫描电镜（sem）分析、硬度、冲击和拉伸试验，结果参见表1和图6。从图6中可以看出：本实施例制备了回火贝氏体、回火马氏体和球状未溶碳化物组织，其组织硬度为51.8 hrc，无缺口冲击功不低于500 j，夏比u型缺口冲击功（ku2）为32 j，抗拉强度为1920 mpa。具体参见表1的数据。
76.实施例7，参见附图7，在本实施例中，将上述实施例3中的等温淬火处理的板材放入560 ℃的箱式炉中，保温回火1 h，出炉空冷至室温，如此重复三次。
77.对本实施例所制得板材进行扫描电镜（sem）分析、硬度、冲击和拉伸试验，结果参见表1和图7。从图7中可以看出：本实施例制备了回火贝氏体、回火马氏体和球状未溶碳化物组织，其组织硬度为50.8 hrc，无缺口冲击功不低于500 j，夏比u型缺口冲击功（ku2）为28 j，抗拉强度为1865 mpa。具体参见表1的数据。
78.实施例8，参见附图8，在本实施例中，将上述实施例4中的等温淬火处理的板材放入560 ℃的箱式炉中，保温回火1 h，出炉空冷至室温，如此重复三次。
79.对本实施例所制得板材进行扫描电镜（sem）分析、硬度、冲击和拉伸试验，结果参见表1和图8。从图8中可以看出：本实施例制备了回火贝氏体、回火马氏体和球状未溶碳化物组织，其组织硬度为51.2 hrc，无缺口冲击功不低于500 j，夏比u型缺口冲击功（ku2）为34 j，抗拉强度为1912 mpa。具体参见表1的数据。
80.对比例1，参见附图9，在本对比例h13钢中。
81.a、按照质量百分比为：c 0.45、si 0.8、mn 0.37、cr 5.10、mo 1.2、v 0.86、ni 0.17、、p 0.0065、s 0.0042，fe余量的配比，计算投料比例，经真空高频感应炉冶炼+电渣重溶后浇注成直径为φ80 mm圆锭。
82.b、热轧：将钢锭加热至1150 ℃保温5 h进行均匀化退火，随炉冷却。之后将圆锭在1150 ℃热轧开坯成厚度为25 mm的钢板，空冷。
83.c、固溶处理+球化退火：将步骤b的热轧板坯加热到1050 ℃后保温25 min，油淬。随后将固溶后的板坯加热至840 ℃保温1 h，随炉冷却到760 ℃保温2.5 h，炉冷至500 ℃后出炉空冷。
84.d、淬火+三次回火：将球化退火处理的板材放入温度为1030 ℃条件下，保温20 min，油淬。然后放入560℃的箱式炉中，保温回火1 h，出炉空冷至室温，如此重复三次。
85.对本实施例所制得板材进行扫描电镜（sem）分析、硬度、冲击和拉伸试验，结果参
见表1和图9。从图9中可以看出：组织为回火马氏体。本实施例制备了马氏体及贝氏体模具钢，其中组织硬度为48.5 hrc，无缺口冲击功为320 j，夏比u型缺口冲击功（ku2）为18 j，抗拉强度为1720 mpa。具体参见表1的数据。
86.实施例1-9中马氏体及贝氏体双相热作模具钢的力学性能结果如下表表1所示：。
87.综上所述，本发明的方案得到的马氏体及贝氏体双相热作模具钢，制备效率高、回火性能优异。马氏体及贝氏体双相热作模具钢三次回火后的综合力学性能优于h13钢。
88.最后应当说明的是：以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非对其限制；尽管参照较佳实施例对本发明进行了详细的说明，所属领域的普通技术人员应当理解：依然可以对本发明的具体实施方式进行修改或者对部分技术特征进行等同替换；而不脱离本发明技术方案的精神，其均应涵盖在本发明请求保护的技术方案范围当中。
技术特征：1.一种马氏体及贝氏体双相热作模具钢，其特征在于，化学成分按质量百分比包括：c 0.32~0.50、si 1.40~1.80、mn 0.30~0.50、cr 2.80~3.50、mo 1.20~2.00、v 0.80~1.00、ni 1.00~2.00、n 0.04~0.08、co 0.9~1.5、al 0.5~1、p<0.01、s<0.005，其余为fe和不可避免的杂质。2.根据权利要求1所述的马氏体及贝氏体双相热作模具钢，其特征在于，所述热作模具钢中c、n、si、mn、cr、ni、v、co、al及mo的化学成分配比符合：2.57≤α≤5.14，其中，α=(si+3al+1.5co-cr)/(c+mn+n-0.1(ni+v+mo))。3.根据权利要求1所述的马氏体及贝氏体双相热作模具钢，其特征在于，所述热作模具钢中c、n、si、mn、cr、ni、v、co、al及mo的化学成分配比符合：247≤β≤300，其中，β=565-(31mn+13si+10cr+18ni+12mo-8.6co-15al)-600(1-exp(-0.96c))。4.根据权利要求1所述的马氏体及贝氏体双相热作模具钢，其特征在于，所述热作模具钢中c、n、si、mn、cr、ni、v、co、al及mo的化学成分配比符合：85≤b
f
≤105，其中，b
f
为贝氏体板条厚度，单位为纳米，b
f
=232+0.01785
×
d-0.5323
×
y，d=-(41-0.001
×
(t+275)
1.5
)2×
δg
i
，δg
i
=∑(x
i
/8)
×
ln(q
i
/(8.314
×
(t+275))，公式中，d为总贝氏体相变驱动能，y为本发明钢过冷奥氏体的强度，y=6.5
×
(4.39+21c+1.5si+0.24cr+0.85mo+1.2v+0.7co+0.5al)，t为等温转变温度，δg
i
为各元素的贝氏体相变驱动能，q
i
和x
i
分别为各元素的扩散激活能和质量分数，i代指c、cr、ni、v、co、al及mo元素。5.根据权利要求1-4任一项所述的马氏体及贝氏体双相热作模具钢，其特征在于，所述热作模具钢的组织由预生成马氏体、纳米贝氏体和未溶碳化物构成。6.根据权利要求5所述的马氏体及贝氏体双相热作模具钢，其特征在于，所述纳米贝氏体含量占比为66%~83%，预生成马氏体含量占比为7%~24.9%。7.根据权利要求1-4任一项所述的马氏体及贝氏体双相热作模具钢，其特征在于，所述热作模具钢的抗拉强度不低于1860 mpa，硬度不低于50.0 hrc，无缺口冲击功不低于500 j。8.一种马氏体及贝氏体双相热作模具钢的制备方法，用于制备如权利要求1-7任一项所述的热作模具钢，其特征在于，包括以下步骤：（1）、冶炼：按照钢材的组成成分设计要求进行投料，在真空感应炉中熔炼并浇注成钢锭，所述钢材的组成成分按质量百分比包括：c 0.32~0.50%、si 1.40~1.80%、mn 0.30~0.50%、cr 2.80~3.50%、mo 1.20~2.00%、v 0.80~1.00%、ni 1.00~2.00%、n 0.04~0.08%、co 0.9~1.5%、al 0.5~1%、p<0.01%、s<0.005%，其余为fe和不可避免的杂质；（2）、热轧：将所述钢锭退火、热轧，热轧后空冷到室温，得到热轧板坯；（3）、固溶处理+球化退火：将步骤（2）热处理后的热轧板坯加热到1050~1100 ℃后保温
20~30 min，油淬；随后将固溶后的板坯加热至830~870 ℃保温1~1.5 h，随炉冷却到740~770℃保温2~2.5 h，最后随炉冷至500 ℃，出炉空冷；（4）、等温淬火处理：将步骤（3）热处理后的板坯加热到990~1050 ℃条件下，保温20~30 min，然后迅速放到240 ℃~274 ℃的盐浴炉中等温淬火2-4 h，再空冷至室温；（5）、回火处理：将步骤（4）热处理后的板坯加热到555~565 ℃保温1~1.5 h，出炉空冷，如此重复三次。
技术总结本发明公开了一种马氏体及贝氏体双相热作模具钢，其化学成分按质量百分比包括：C 0.32~0.50、Si 1.40~1.80、Mn 0.30~0.50、Cr 2.80~3.50、Mo 1.20~2.00、V 0.80~1.00、Ni 1.00~2.00、N 0.04~0.08、Co 0.9~1.5、Al 0.5~1、P<0.01、S<0.005，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明还公开了上述热作模具钢的制备方法。本发明的有益效果是：1、三次回火试样的无缺口冲击功不低于500 J，抗拉强度不低于1850 MPa，硬度不低于50.0 HRC。2、制备工艺流程简单易行，有利于工业化生产，制备效率高。制备效率高。制备效率高。
技术研发人员：王天生 孙晓文 王岳峰 冯熠婷 荣盛伟
受保护的技术使用者：燕山大学
技术研发日：2022.04.07
技术公布日：2022/7/5
