CN117385287B - 一种合金钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种合金钢及其制备方法，合金钢按质量百分比计，包括：C：0.40%‑0.50%，Si：0.10%‑0.20%，Mn：0.15%‑0.19%，Cr：3.20%‑4.0%，Mo：2.50%‑2.90%，V：0.30%‑0.57%，Nb：0.04%‑0.08%，P＜0.02%，S＜0.01%，N＜100ppm，H＜2ppm，合金钢中O含量不超过25ppm，余量为Fe及不可避免的杂质；合金钢热处理后含有具备核‑壳结构的碳化物，碳化物核心以MC型碳化物为主，外壳以M2C型碳化物为主。本发明在不添加昂贵元素的前提下对各成分进行合理配比，可以降低合金钢的成本，并使合金钢具有高强韧性和高红硬性。
Description
技术领域
本发明涉及合金材料领域，具体而言，本发明涉及一种合金钢及其制备方法。
背景技术
合金钢在汽车工业、航空航天等多领域内具有广泛的用途，成本可控的超高强度、高冲击韧性、高红硬性合金钢是车身结构、飞行器结构件、热成型模具等产品的必需性能。以特种合金锻造模具为例，由于特种合金的锻坯温度通常在1000℃及以上，且热成型过程中需要较大的作用力使其快速、充分变形，因此对热成型中与锻坯直接接触的合金钢的热强性、冲击韧性和红硬性有较高要求。目前，通常通过添加高耐热合金元素，如钨、镍、钴等，来提高钢材红硬性。
但是，含钨、镍等合金元素的合金钢一方面不能承受大冲击载荷，容易意外断裂，寿命提升有限还导致生产危险增加；另一方面价格高，企业难以承受，导致并不适合作为特种合金锻造行业常规合金钢大规模使用。
因此，有必要开发并提供一款性能优秀、成本可控的新型合金钢，在不添加钨、镍等昂贵合金元素的同时，具有高强韧性匹配以及高红硬性，满足特种合金热成型加工中高寿命的需求。
发明内容
本发明旨在解决上述技术问题的至少之一。
为此，本发明的第一目的在于提供一种合金钢。
本发明的第二目的在于提供一种合金钢的制备方法。
为实现本发明的第一目的，本发明提供一种合金钢，按质量百分比计，包括：C：0.40%-0.50%，Si：0.10%-0.20%，Mn：0.15%-0.19%，Cr：3.20%-4.0%，Mo：2.50%-2.90%，V：0.30%-0.57%，Nb：0.04%-0.08%，P＜0.02%，S＜0.01%，N＜100ppm，H＜2ppm，合金钢中O含量不超过25ppm，余量为Fe及不可避免的杂质；合金钢热处理后含有具备核-壳结构的碳化物，碳化物核心以MC型碳化物为主，外壳以M2C型碳化物为主；
合金钢的制备方法包括如下步骤：
S100、将原料依次经真空感应熔炼和电渣重熔，制得电渣锭；
S200、对电渣锭进行均质化处理和锻造处理，制得锻坯；
S300、对锻坯进行固溶处理和退火处理，制得合金钢；
均质化处理的时间通过下式获得：
t=D×1/40+（1300-T）×0.2+a；
其中，t为保温时间；D为电渣锭的直径；T为均质化温度值；a为指固定的扩散时间。
本发明的合金钢的组成包括C、Si、Mn、Cr、Mo、V、Nb、P、S、N、H、O及Fe，C元素是合金钢中的基础性元素，C元素能够直接提高合金钢的强度和硬度；Cr元素是合金钢中的必要元素；Mo元素是保证合金钢热强性和红硬性最核心的元素之一；V元素是强碳化物形成元素，主要形式为MC型碳化物，该型碳化物细小且弥散分布，热稳定性好，固溶温度高，对钢的热强性和红硬性大为有利；Nb元素是本发明中提升合金钢的热强性和红硬性，同时又能保证较高的韧性的核心的合金元素；Si元素在合金钢中能够起到固溶强化的作用；Mn元素是重要的奥氏体稳定元素，在冶炼过程中可以起到脱氧的作用，同时可以提高钢的淬透性；本发明通过研究发现，在合理的C-Cr-Mo-V元素配比下，能够形成以MC型碳化物核-M2C型碳化物壳的复合碳化物结构；本申请的合金元素成分范围与制备工艺需要相互配合才能够发挥相应的作用，经过相应的合理的熔炼、均质化、锻造及固溶退火处理工艺，从而制得具有高强韧性及高红硬性的合金钢；在某个特定均质化处理的温度下的均质化处理的时间根据具体的温度而定，因此，通过上式来计算特定均质化温度所需的均质化处理的时间可以获得更优的均质化处理的效果。
另外，本发明提供的技术方案还可以具有如下技术特征：
上述技术方案中，碳化物核心为NbC为主的MC型碳化物；碳化物外壳为Mo2C为主的M2C型碳化物。
MC型碳化物具有最高的热稳定性，是提高合金钢热强性和红硬性的关键碳化物，而M2C型碳化物为韧性结构且与基体为共格结构，MC型碳化物在经过M2C型碳化物包裹改性后，能够充分保证合金钢的韧性；MC型碳化物作为复合碳化物核心，以热稳定性最强的NbC为主，为合金钢提供了极佳的强度和红硬性，M2C型碳化物以Mo2C为主，与基体保持共格状态，从而确保了合金钢也具有非常优秀的韧性。
上述任一技术方案中，合金钢在热处理后的洛氏硬度为53HRC-58HRC。
本发明的合金钢在热处理后洛氏硬度较高，合金钢的洛氏硬度更高意味着合金钢具有更加优异的耐磨性和抗变形塌陷能力，不仅提高的合金钢的使用寿命，还扩大了合金钢可以应用的领域。
上述任一技术方案中，合金钢在热处理后的无缺口冲击韧性为285J-315J。
冲击韧性是指材料在冲击载荷作用下吸收塑性变形功和断裂功的能力，反映材料内部的细微缺陷和抗冲击性能；本发明的合金钢在热处理后具有优异的无缺口冲击韧性，说明合金钢在承受冲击或碰撞时更难断裂，减少了合金钢在应用过程中因断裂而发生事故。
上述任一技术方案中，合金钢在热处理后，在室温条件下，合金钢的抗拉强度为1900MPa-2300MPa；合金钢的屈服强度为1600MPa-2100MPa；合金钢的延伸率为8%-12%；合金钢的断面收缩率为40%-48%；和/或在600℃高温条件下，合金钢的抗拉强度为1200MPa-1450MPa；合金钢的屈服强度为1000MPa-1250MPa；合金钢的延伸率为8%-10%；合金钢的断面收缩率为30%-40%。
本发明的合金钢热处理后在室温下的抗拉强度和屈服强度较好，且在600℃高温条件下仍具有较好的抗拉强度和屈服强度，这表明本发明的合金钢在与高温锻件接触并承受载荷时不发生塑性变形的核心性能。
上述任一技术方案中，合金钢在热处理后，合金钢在560℃高温下保温12h后硬度变化小于0.5HRC；和/或合金钢在高温560℃下保温24h后硬度变化小于1.5HRC。
本发明的合金钢热处理后在560℃高温条件下保温12h后硬度变化小于0.5HRC，在高温560℃下保温24h后硬度变化小于1.5HRC，这说明本发明的合金钢在持续与高温锻件接触过程中，性能能够保持不下降。
为实现本发明的第二目的，本发明提供一种合金钢的制备方法，制备方法包括如下步骤：
S100、将原料依次进行真空感应熔炼和电渣重熔，制得电渣锭；
S200、对电渣锭依次进行均质化处理和锻造处理，制得锻坯；
S300、对锻坯进行固溶处理和退火处理，制得合金钢；
其中，原料包括：C：0.40%-0.50%，Si：0.10%-0.20%，Mn：0.15%-0.19%，Cr：3.20%-4.0%，Mo：2.50%-2.90%，V：0.30%-0.57%，Nb：0.04%-0.08%，余量为Fe及其他杂质；
均质化处理的时间通过下式获得：
t=D×1/40+（1300-T）×0.2+a；
其中，t为保温时间；D为电渣锭的直径；T为均质化温度值；a为指固定的扩散时间。
本发明通过对上述组成的原料进行合理的熔炼、均质化、锻造及固溶退火处理工艺，从而制得具有高强韧性及高红硬性的合金钢；首先通过真空感应熔炼和电渣重熔制得电渣锭，再对电渣锭进行均质化处理，均质化处理不仅可以使冶金凝固过程中形成的粗大一次碳化物回溶，还可以使偏析的元素充分扩散均匀化，均质化处理的时间和温度对均质化处理的效果都具有重要影响，若均质化处理的温度不足，一次碳化物不能大量回溶，则被碳化物固定的合金元素无法扩散；若均质化处理的时间不足，则合金元素也无法充分扩散，因此采用上式合理确定均质化温度的时间可以使均质化处理的效果更好；均质化处理后再进行锻造处理得到锻坯；对锻坯进行固溶处理可以消除由于冷热加工产生的应力，使合金发生再结晶，并且可以获得适宜的晶粒度；在固溶处理后再进行退火处理可以使制得的合金钢具有更好的性能。
上述任一技术方案中，在S200中，均质化处理包括：第一段均质化处理、第二段均质化处理、第三段均质化处理和冷却处理；和/或在S300中，固溶处理包括：第一段固溶处理、第二段固溶处理、第三段固溶处理和水冷处理；其中，第一段均质化处理的温度为650℃-700℃；和/或第二段均质化处理的温度为850℃-900℃；和/或第三段均质化处理的温度为1280℃-1300℃；和/或冷却处理的温度为1200℃-1220℃；和/或第一段固溶处理的温度为650℃-700℃；和/或第二段固溶化处理的温度为850℃-900℃；和/或第三段固溶化处理的温度为1040℃-1060℃；和/或水冷处理的温度为100℃-200℃。
均质化处理包括第一段均质化处理、第二段均质化处理、第三段均质化处理和冷却处理，第一段均质化处理和第二段均质化处理为第三段均质化处理做准备，本发明的计算研究显示，本发明成分范围内的Cr-Mo-V-Nb系的一次碳化物在超过1250℃时才能够充分回溶，考虑到钢铁生产中热处理炉的生产实际，第三段均质化温度应保证在1280℃以上为宜；固溶处理包括第一段固溶处理、第二段固溶处理、第三段固溶处理和水冷处理，第一段固溶处理和第二段固溶处理为第三段固溶处理做准备，采用上述温度进行固溶处理可以达到较好的处理效果。
上述任一技术方案中，第一段均质化处理的时间为2.5h-4h；和/或第二段均质化处理的时间为2.5h-4h；和/或第三段均质化处理的时间为24h-36h；和/或冷却处理的时间为1h-2h；和/或第一段固溶处理的时间为2.5h-4h；和/或第二段固溶化处理的温度为2.5h-4h；和/或第三段固溶化处理的温度为2.5h-4h。
为使合金元素充分扩散，采用上述均质化处理时间的长时保温时间，与Cr-Mo-V-Nb的成分体系相互配合，实现钢的性能；采用上述时间进行固溶处理可以达到较好的处理效果。
上述任一技术方案中，在S100中，真空感应熔炼的温度为1540℃-1580℃；和/或真空感应熔炼的浇筑直径为200mm-500mm；和/或电渣重熔的熔速为4.0kg/min-6.0kg/min。
采用上述真空感应熔炼温度和浇筑直径有利于后续加工步骤；电渣重熔采用上述范围的熔速能够得到直径适宜的电渣锭，有利于后续均质化处理等后续步骤。
采用本发明的技术方案后，能够达到如下技术效果：
1.本发明在不添加W、Ni、Co等昂贵元素的前提下对C、Si、Mn、Cr、Mo、V、Nb、P、S、N、H、O、Fe各成分进行合理配比，可以降低合金钢的成本，并使合金钢具有高强韧性和高红硬性；
2.本发明采用高达1280℃-1300℃的均质化温度与20h-36h的长时保温时间，与Cr-Mo-V-Nb的成分体系相互配合，实现钢的性能；
3.Nb元素能够大幅提高碳化物的高温稳定性和回溶温度，细小、弥散分布的含Nb元素的碳化物能够显著的提高合金钢的热强性和红硬性
4.本发明能够形成以MC型碳化物核-M2C型碳化物壳的复合碳化物结构，MC型碳化物具有最高的热稳定性，是提高合金钢热强性和红硬性的关键碳化物，M2C型碳化物确保了合金钢具有非常优秀的韧性。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对实施例描述中待要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图；
图1为本发明实施例的合金钢的均质化处理的工艺流程图；
图2为本发明实施例1的固溶退火态的金相组织图；
图3为本发明实施例1的固溶退火态的扫描电镜图；
图4为本发明实施例1在1030℃淬火后的扫描电镜图；
图5为本发明实施例4在1060℃淬火后的扫描电镜图；
图6为本发明实施例1的热处理态的金相组织图；
图7为本发明实施例1的热处理态的扫描电镜图；
图8为本发明实施例1中成分分布的EDS面扫分析图；
图9为本发明实施例4中富钼碳化物成分的EDS点分析图；
图10为本发明实施例4中富钒碳化物成分的EDS点分析图；
图11为本发明实施例4中富铌碳化物成分的EDS点分析图；
图12为本发明实施例4中核壳结构的MC-M2C型碳化物核心EDS分析图；
图13为本发明实施例4中核壳结构的MC-M2C型碳化物外壳EDS分析图。
具体实施方式
为了能够更清楚地理解本发明的上述目的、特征和优点，下面结合附图和具体实施方式对本发明进行进一步的详细描述。需要说明的是，在不冲突的情况下，本申请的实施例及实施例中的特征可以相互组合。
在下面的描述中阐述了很多具体细节以便于充分理解本发明，但是，本发明还可以采用其他不同于在此描述的其他方式来实施，因此，本发明的保护范围并不受下面公开的具体实施例的限制。
为使本发明的上述目的、特征和优点能够更为明显易懂，下面结合图1和图13对本发明的具体实施例做详细的说明。
如无具体说明，本发明的各种原料均可市售购得，或根据本技术领域的常规方法制备得到。
相关技术中，通常通过添加高耐热合金元素，如钨、镍、钴等，来提高钢材红硬性，但是，含钨、镍等合金元素的合金钢一方面不能承受大冲击载荷，容易意外断裂，寿命提升有限还导致生产危险增加；另一方面价格高，企业难以承受，导致并不适合作为特种合金锻造行业常规合金钢大规模使用。
有鉴于此，本发明的实施例提供一种合金钢及其制备方法，通过对特定组成的原料进行合理的熔炼、均质化、锻造及固溶退火处理工艺，从而制得具有高强韧性及高红硬性的合金钢。
本发明实施例的合金钢的组成包括C、Si、Mn、Cr、Mo、V、Nb、P、S、N、H、O及Fe，C元素是合金钢中的基础性元素，C元素能够直接提高合金钢的强度和硬度，但是提升强度和硬度的同时也会降低钢的韧性，通过热力学计算，发现在Cr-Mo-V体系的合金钢中，若为了提高热强性而增加Mo、V元素的含量，则需要相应的提高C含量，以确保淬火过程能够获得全马氏体组织；但是C含量不宜过高，C含量过高一方面会提高合金钢奥氏体最大转变量的温度，导致淬火温度过高，不利于获得细晶组织，因此将C元素含量确定为0.40%-0.50%。
Cr元素是合金钢中的必要元素，通过热力学计算了Cr元素含量对MC、M6C、M23C6型碳化物析出的影响，发现MC型碳化物的析出量随Cr含量升高而减少，M23C6型碳化物则相反，对于M6C型碳化物，存在Cr含量为4.0%的拐点，随Cr含量的升高而析出量先升后降，由于MC和M6C型碳化物是保证热强性和红硬性的两类核心碳化物，因此将Cr含量确定为3.20%-4.00%。
Mo元素是保证合金钢热强性和红硬性最核心的元素之一，通过热力学计算发现，Mo元素含量超过1.5%以后，会迅速提高M2C型碳化物的固溶温度，含量达到3.0%以上后，M2C型碳化物的固溶温度会超过1000℃，固溶温度的提高会导致奥氏体晶粒的粗化，不利于高强韧的细晶组织形成，因此将Mo元素含量确定为2.50%-2.90%。
V元素是强碳化物形成元素，主要形式为MC型碳化物，该型碳化物细小且弥散分布，热稳定性好，固溶温度高，对钢的热强性和红硬性大为有利，但是过高的V含量会较大的降低合金钢的韧性；并且，通过热力学计算发现，当V元素含量在0.57%以下时，能够保证起到细化晶粒作用的同时，碳化物又能够部分回溶更加细小因此将V元素的含量确定为0.30%-0.57%。
Nb元素是本发明中提升合金钢的热强性和红硬性，同时又能保证较高的韧性的核心的合金元素，本发明的实施例通过研究发现在合理的C-Cr-Mo-V元素配比下，添加Nb元素能够形成以MC型碳化物核-M2C型碳化物壳的复合碳化物结构，通过热力学计算得到在前述的C、Cr、Mo、V含量下，Nb元素含量在0.1%以下时，会迅速的提高MC型碳化物的固溶温度，因此将Nb元素含量确定为0.04%-0.08%。
Mn元素是重要的奥氏体稳定元素，在冶炼过程中可以起到脱氧的作用，同时可以提高钢的淬透性；但是过高的Mn含量会导致合金钢淬火后马氏体转变不充分，残余奥氏体过多，降低材料的高温性能，因此将Mn含量控制在0.15%-0.19%。
Si元素在合金钢中能够起到固溶强化的作用，对于高Mo的合金钢，Si含量升高会大幅降低钢的冲击韧性，因此将Si含量控制在0.10%-0.20%。
此外，本发明实施例的合金钢中，还包括P＜0.02%，S＜0.01%，N＜100ppm，H＜2ppm，以各类形式存在的所有O的总含量不超过25ppm，其余为Fe及不可避免的杂质；
本发明中，合金元素成分范围与制备工艺需要相互配合才能够发挥相应的作用，经过相应的合理的熔炼、均质化、锻造及固溶退火处理工艺，从而制得具有高强韧性及高红硬性的合金钢；在某个特定均质化处理的温度下的均质化处理的时间根据具体的温度而定，因此，通过t=D×1/40+（1300-T）×0.2+a来计算特定均质化温度所需的均质化处理的时间；其中，t为保温时间；D为电渣锭的直径；T为均质化温度值；a为指固定的扩散时间，a优选为12，可以使均质化处理的效果更优。
优选的，MC型碳化物具有最高的热稳定性，是提高合金钢热强性和红硬性的关键碳化物，MC型碳化物作为复合碳化物核心，以热稳定性最强的NbC为主，为合金钢提供了极佳的强度和红硬性，但是MC型碳化物为脆性结构，NbC结构体弹模量B/剪切模量G=1.31＜1.75，且与基体为半共格界面，会大大劣化钢的冲击韧性；而M2C型碳化物为韧性结构且与基体为共格结构，M2C型碳化物以Mo2C为主，Mo2C结构体弹模量B/剪切模量G=1.85＞1.75，M2C型碳化物与基体保持共格状态，从而确保了合金钢也具有非常优秀的韧性；通过MC型碳化物在经过M2C型碳化物包裹改性后，能够充分保证合金钢的韧性。
优选的，本发明实施例提供的合金钢在后续应用时还需要进一步进行热处理，热处理包括油淬处理和两次回火，油淬处理工艺为室温入炉，经过700℃、900℃两次保温后，升温至1030℃保温后油淬处理；回火工艺为室温入炉升温至595℃保温2h后空冷，执行两次，得到热处理态的合金钢。
优选的，MC型碳化物作为复合碳化物核心，这类碳化物是淬火过程中保留下来的，以热稳定性最强的NbC为主；同时在回火过程中MC型碳化物长大析出了M2C型碳化物外壳，M2C型碳化物以Mo2C为主，核壳结构的MC-M2C型复合碳化物，一方面确保本发明提供的合金钢具有优秀的高温热强性和红硬性，另一方面保证了合金钢在高强高硬的同时保有优秀的冲击韧性。
优选的，本发明实施例的合金钢在热处理后的洛氏硬度为53HRC-58HRC，热处理后的合金钢的洛氏硬度更高意味着合金钢具有更加优异的耐磨性和抗塌陷能力，不仅提高的合金钢的使用寿命，还扩大了合金钢可以应用的领域。
优选的，冲击韧性是指材料在冲击载荷作用下吸收塑性变形功和断裂功的能力，反映材料内部的细微缺陷和抗冲击性能，本发明实施例的合金钢在热处理后的无缺口冲击韧性为285J-315J，说明合金钢在承受冲击或碰撞时更难断裂，减少了合金钢在应用过程中因断裂而发生事故。
优选的，合金钢在热处理后，在室温条件下，合金钢的抗拉强度为1900MPa-2300MPa；合金钢的屈服强度为1600MPa-2100MPa；合金钢的延伸率为8%-12%；合金钢的断面收缩率为40%-48%；和/或在600℃高温条件下，合金钢的抗拉强度为1200MPa-1450MPa；合金钢的屈服强度为1000MPa-1250MPa；合金钢的延伸率为8%-10%；合金钢的断面收缩率为30%-40%；这表明本发明实施例的合金钢在与高温锻件接触并承受载荷时不发生塑性变形的核心性能。
优选的，本发明的合金钢热处理后在560℃高温条件下保温12h后硬度变化小于0.5HRC，在高温560℃下保温24h后硬度变化小于1.5HRC，这说明本发明实施例的合金钢在持续与高温锻件接触过程中，性能能够保持不下降。
本发明的实施例还提供一种合金钢的制备方法，制备方法包括如下步骤：
S100、将原料依次进行真空感应熔炼和电渣重熔，制得电渣锭；
S200、对电渣锭依次进行均质化处理和锻造处理，制得锻坯；
S300、对锻坯进行固溶处理和退火处理，制得合金钢；
其中，原料包括：C：0.40%-0.50%，Si：0.10%-0.20%，Mn：0.15%-0.19%，Cr：3.20%-4.0%，Mo：2.50%-2.90%，V：0.30%-0.57%，Nb：0.04%-0.08%，余量为Fe及其他杂质；
均质化处理的时间通过下式获得：
t=D×1/40+（1300-T）×0.2+a；
其中，t为保温时间；D为电渣锭的直径；T为均质化温度值；a为指固定的扩散时间。
优选的，通过对上述组成的原料进行合理的熔炼、均质化、锻造及固溶退火处理工艺，从而制得具有高强韧性及高红硬性的合金钢；首先通过真空感应熔炼和电渣重熔制得电渣锭，再对电渣锭进行均质化处理，均质化处理不仅可以使冶金凝固过程中形成的粗大一次碳化物回溶，还可以使偏析的元素充分扩散均匀化，均质化处理的时间和温度对均质化处理的效果都具有重要影响，若均质化处理的温度不足，一次碳化物不能大量回溶，则被碳化物固定的合金元素无法扩散；若时间不足，则合金元素也无法充分扩散，因此采用上式合理确定均质化温度的时间可以使均质化处理的效果更好；均质化处理后再进行锻造处理得到锻坯；对锻坯进行固溶处理可以消除由于冷热加工产生的应力，使合金发生再结晶，并且可以获得适宜的晶粒度；在固溶处理后再进行退火处理可以使制得的合金钢具有更好的性能。
优选的，锻造处理为多火次锻造，每火次锻造的始锻温度为1180℃-1200℃，终锻温度≥950℃，火次间回炉至1180℃-1200℃，保温1h-2h；锻造处理后还包括冷却处理：首先空冷至550℃-650℃，之后埋砂冷却至200℃以下后出砂，制得锻坯。
优选的，退火处理首先以不大于50℃/h的升温速度加热至800℃保温10h-12h，之后以不大于15℃/h的降温速度炉冷至600℃时出炉空冷。
优选的，在S200中，均质化处理包括：第一段均质化处理、第二段均质化处理、第三段均质化处理和冷却处理；和/或在S300中，固溶处理包括：第一段固溶处理、第二段固溶处理、第三段固溶处理和水冷处理；其中，第一段均质化处理的温度为650℃-700℃；和/或第二段均质化处理的温度为850℃-900℃；和/或第三段均质化处理的温度为1280℃-1300℃；和/或冷却处理的温度为1200℃-1220℃；和/或第一段固溶处理的温度为650℃-700℃；和/或第二段固溶化处理的温度为850℃-900℃；和/或第三段固溶化处理的温度为1040℃-1060℃；和/或水冷处理的温度为100℃-200℃。
优选的，本发明实施例的计算研究显示，本发明成分范围内的Cr-Mo-V-Nb系的一次碳化物在超过1250℃时才能够充分回溶，考虑到钢铁生产中热处理炉的生产实际，第三段均质化温度应保证在1280℃以上为宜。
优选的，均质化处理的升温速度为不大于100℃/h；固溶处理的升温速度为不大于100℃/h。
需要说明的是，均质化处理中，第一段均质化处理、第二段均质化处理、第三段均质化处理和冷却处理为一个整体的工艺，第一段均质化处理和第二段均质化处理为第三段均质化处理做准备，将其分为第一段均质化处理、第二段均质化处理、第三段均质化处理和冷却处理仅为了表述方便，不代表其可以只进行其中的一段或几段；固溶处理中，第一段固溶处理、第二段固溶处理、第三段固溶处理和水冷处理为一个整体的工艺，第一段固溶处理和第二段固溶处理为第三段固溶处理做准备，将其分为第一段固溶处理、第二段固溶处理、第三段固溶处理和水冷处理仅为了表述方便，不代表其可以只进行其中的一段或几段。
优选的，第一段均质化处理的时间为2.5h-4h；和/或第二段均质化处理的时间为2.5h-4h；和/或第三段均质化处理的时间为24h-36h；和/或冷却处理的时间为1h-2h；和/或第一段固溶处理的时间为2.5h-4h；和/或第二段固溶化处理的温度为2.5h-4h；和/或第三段固溶化处理的温度为2.5h-4h。
优选的，在S100中，真空感应熔炼的温度为1540℃-1580℃；和/或真空感应熔炼的浇筑直径为200mm-500mm；和/或电渣重熔的熔速为4.0kg/min-6.0kg/min，电渣锭的直径优选为300mm-700mm。
【实施例1】
按照质量百分比计，本实施例的合金钢的成分为：C：0.48%，Si：0.18%，Mn：0.18%，Cr：3.80%，Mo：2.80%，V：0.55%，Nb：0.07%，余量为Fe。
该合金钢的制备方法如下：
S100、按照上述质量百分比配料，将配好的混合原料分为多份，采用1.5t真空感应炉进行熔炼，开始熔炼后经多次加料逐步熔化，熔炼温度为1550℃，熔清后取样测定成分，根据成分测定结果进行补料，补料后开始精炼，精炼时间为45min，精炼结束后再次取样测定成分，根据成分测定结果进行补料，之后充氩、搅拌，带电放钢，浇铸为直径为300mm的圆锭；将圆锭置于3t保护气氛电渣重熔炉中，稳定熔速控制在5.0kg/min，获得直径420mm、重量约1.1t的电渣锭；
S200、将电渣锭进行均质化处理，均质化处理温度为1290℃，加热升温曲线设置为三段，第一段均质化处理以60℃/h升温速度由室温升至700℃并保温3h，第二段均质化处理以100℃/h升温速度由700℃升至900℃并保温3h，第三段均质化处理以300℃/h升温速度由900℃升至1290℃并保温25h，均质化处理完成后，随炉冷至1220℃并保温2h后进行锻造，锻造的始锻温度为1180℃，终锻温度为960℃，第一火次进行拍八角碎晶后两镦一拔为截面边长约500mm、长约550mm长方锭，第二火次进行一镦两拔至截面边长约250mm、长约2200mm长方锭，第三火次进行精整，得到截面约为120mm×220mm长板锻坯，三火次间的回炉保温温度为1200℃，保温时间为2h；再进行冷却处理，采用空冷+砂冷冷却，首先空冷至600℃，之后埋砂冷却至200℃后出砂得到锻坯；
S300、将锻坯进行固溶处理，固溶处理为三段式，设定热处理炉升温曲线，第一段固溶处理以60℃/h的升温速度加热至700℃并保温150min，第二段固溶处理以100℃/h的升温速度加热至900℃并保温150min，第三段固溶处理为以300℃/h升温至1060℃保温150min，出炉后水冷至100℃出水；出水后立即进行退火，退火工艺为两段式，设定热处理炉升温曲线，第一阶段以40℃/h的升温速度加热至800℃保温10h，之后停止加热，在炉内以15℃/h的降温速度降温至600℃后出炉空冷，得到合金钢。
将合金钢进行热处理，采用的热处理工艺为油淬处理和两次回火；油淬处理工艺为室温入炉，经过700℃、900℃两次保温后，升温至1030℃保温后油淬处理；回火工艺为室温入炉升温至595℃保温2h后空冷，执行两次，得到热处理态合金钢。
【实施例2】
按照质量百分比计，本实施例的合金钢的成分为：C：0.42%，Si：0.15%，Mn：0.15%，Cr：3.40%，Mo：2.50%，V：0.4%，Nb：0.05%，余量为Fe。
该合金钢的制备方法如下：
S100、按照上述质量百分比配料，将配好的混合原料分为多份，采用1.5t真空感应炉进行熔炼，开始熔炼后经多次加料逐步熔化，熔炼温度为1550℃，熔清后取样测定成分，根据成分测定结果进行补料，补料后开始精炼，精炼时间为45min，精炼结束后再次取样测定成分，根据成分测定结果进行补料，之后充氩、搅拌，带电放钢，浇铸为直径为300mm的圆锭；将圆锭置于3t保护气氛电渣重熔炉中，稳定熔速控制在5.0kg/min，获得直径420mm、重量约1.1t的电渣锭；
S200、将电渣锭进行均质化处理，均质化处理温度为1290℃，加热升温曲线设置为三段，第一段均质化处理以60℃/h升温速度由室温升至700℃并保温3h，第二段均质化处理以100℃/h升温速度由700℃升至900℃并保温3h，第三段均质化处理以300℃/h升温速度由900℃升至1290℃并保温25h，均质化处理完成后，随炉冷至1220℃并保温2h后进行锻造，锻造的始锻温度为1180℃，终锻温度为960℃，第一火次进行拍八角碎晶后两镦一拔为截面边长约500mm、长约550mm长方锭，第二火次进行一镦两拔至截面边长约250mm、长约2200mm长方锭，第三火次摔圆，得到直径约200mm荒圆锻坯，三火次间的回炉保温温度为1200℃，保温时间为2h；再进行冷却处理，采用空冷+砂冷冷却，首先空冷至600℃，之后埋砂冷却至200℃后出砂得到锻坯；
S300、将锻坯进行固溶处理，固溶处理为三段式，设定热处理炉升温曲线，第一段固溶处理以60℃/h的升温速度加热至700℃并保温150min，第二段固溶处理以100℃/h的升温速度加热至900℃并保温150min，第三段固溶处理为以300℃/h升温至1060℃保温150min，出炉后水冷至100℃出水；出水后立即进行退火，退火工艺为两段式，设定热处理炉升温曲线，第一阶段以40℃/h的升温速度加热至800℃保温10h，之后停止加热，在炉内降温至600℃后出炉空冷，得到合金钢。
将合金钢进行热处理，采用的热处理工艺为油淬处理和两次回火；油淬处理工艺为室温入炉，经过700℃、900℃两次保温后，升温至1030℃保温后油淬处理；回火工艺为室温入炉升温至595℃保温2h后空冷，执行两次，得到热处理态合金钢。
【实施例3】
按照质量百分比计，本实施例的合金钢的成分为：C：0.48%，Si：0.18%，Mn：0.18%，Cr：3.80%，Mo：2.80%，V：0.55%，Nb：0.07%，余量为Fe。
该合金钢的制备方法如下：
S100、按照上述质量百分比配料，将配好的混合原料分为多份，采用1.5t真空感应炉进行熔炼，开始熔炼后经多次加料逐步熔化，熔炼温度为1550℃，熔清后取样测定成分，根据成分测定结果进行补料，补料后开始精炼，精炼时间为45min，精炼结束后再次取样测定成分，根据成分测定结果进行补料，之后充氩、搅拌，带电放钢，浇铸为直径为300mm的圆锭；将圆锭置于3t保护气氛电渣重熔炉中，稳定熔速控制在5.0kg/min，获得直径420mm、重量约1.1t的电渣锭；
S200、将电渣锭进行均质化处理，均质化处理温度为1290℃，加热升温曲线设置为三段，第一段均质化处理以60℃/h升温速度由室温升至700℃并保温3h，第二段均质化处理以100℃/h升温速度由700℃升至900℃并保温3h，第三段均质化处理以300℃/h升温速度由900℃升至1280℃并保温27h，均质化处理完成后，随炉冷至1220℃并保温2h后进行锻造，锻造的始锻温度为1180℃，终锻温度为960℃，第一火次进行拍八角碎晶后两镦一拔为截面边长约500mm、长约550mm长方锭，第二火次进行一镦两拔至截面边长约250mm、长约2200mm长方锭，第三火次摔圆，得到直径约200mm荒圆锻坯，三火次间的回炉保温温度为1200℃，保温时间为2h；再进行冷却处理，采用空冷+砂冷冷却，首先空冷至600℃，之后埋砂冷却至200℃后出砂得到锻坯；
S300、将锻坯进行固溶处理，固溶处理为三段式，设定热处理炉升温曲线，第一段固溶处理以60℃/h的升温速度加热至700℃并保温150min，第二段固溶处理以100℃/h的升温速度加热至900℃并保温150min，第三段固溶处理为以300℃/h升温至1060℃保温150min，出炉后水冷至100℃出水；出水后立即进行退火，退火工艺为两段式，设定热处理炉升温曲线，第一阶段以40℃/h的升温速度加热至800℃保温10h，之后停止加热，在炉内降温至600℃后出炉空冷，得到合金钢。
将合金钢进行热处理，采用的热处理工艺为油淬处理和两次回火；油淬处理工艺为室温入炉，经过700℃、900℃两次保温后，升温至1030℃保温后油淬处理；回火工艺为室温入炉升温至595℃保温2h后空冷，执行两次，得到热处理态合金钢。
【实施例4】
按照质量百分比计，本实施例的合金钢的成分为：C：0.48%，Si：0.18%，Mn：0.18%，Cr：3.80%，Mo：2.80%，V：0.55%，Nb：0.07%，余量为Fe。
该合金钢的制备方法如下：
S100、按照上述质量百分比配料，将配好的混合原料分为多份，采用1.5t真空感应炉进行熔炼，开始熔炼后经多次加料逐步熔化，熔炼温度为1550℃，熔清后取样测定成分，根据成分测定结果进行补料，补料后开始精炼，精炼时间为45min，精炼结束后再次取样测定成分，根据成分测定结果进行补料，之后充氩、搅拌，带电放钢，浇铸为直径为200mm的圆锭；将圆锭置于3t保护气氛电渣重熔炉中，稳定熔速控制在4.0kg/min，获得直径300mm、重量约440kg的电渣锭；
S200、将电渣锭进行均质化处理，均质化处理温度为1290℃，加热升温曲线设置为三段，第一段均质化处理以60℃/h升温速度由室温升至700℃并保温3h，第二段均质化处理以100℃/h升温速度由700℃升至900℃并保温3h，第三段均质化处理以300℃/h升温速度由900℃升至1290℃并保温24h，均质化处理完成后，随炉冷至1220℃并保温2h后进行锻造，锻造的始锻温度为1180℃，终锻温度为960℃，第一火次进行拍八角碎晶后两镦一拔为截面边长约400mm、长约350mm方锭，第二火次进行一镦两拔至短边长约250mm长方锭，第三火次摔圆，得到直径约200mm荒圆锻坯，三火次间的回炉保温温度为1200℃，保温时间为2h；再进行冷却处理，采用空冷+砂冷冷却，首先空冷至600℃，之后埋砂冷却至200℃后出砂得到锻坯；
S300、将锻坯进行固溶处理，固溶处理为三段式，设定热处理炉升温曲线，第一段固溶处理以60℃/h的升温速度加热至700℃并保温150min，第二段固溶处理以100℃/h的升温速度加热至900℃并保温150min，第三段固溶处理为以300℃/h升温至1060℃保温150min，出炉后水冷至100℃出水；出水后立即进行退火，退火工艺为两段式，设定热处理炉升温曲线，第一阶段以40℃/h的升温速度加热至800℃保温10h，之后停止加热，在炉内降温至600℃后出炉空冷，得到合金钢。
将合金钢进行热处理，采用的热处理工艺为油淬处理和两次回火；油淬处理工艺为室温入炉，经过700℃、900℃两次保温后，升温至1060℃保温后油淬处理；回火工艺为室温入炉升温至560℃保温2h后空冷，执行两次，得到热处理态合金钢。
【对比例1】
按照质量百分比计，本实施例的合金钢的成分为：C：0.48%，Si：0.18%，Mn：0.18%，Cr：3.80%，Mo：2.80%，V：0.55%，Nb：0.07%，余量为Fe。
该合金钢的制备方法如下：
S100、按照上述质量百分比配料，将配好的混合原料分为多份，采用1.5t真空感应炉进行熔炼，开始熔炼后经多次加料逐步熔化，熔炼温度为1550℃，熔清后取样测定成分，根据成分测定结果进行补料，补料后开始精炼，精炼时间为45min，精炼结束后再次取样测定成分，根据成分测定结果进行补料，之后充氩、搅拌，带电放钢，浇铸为直径为200mm的圆锭；将圆锭置于3t保护气氛电渣重熔炉中，稳定熔速控制在4.0kg/min，获得直径300mm、重量约440kg的电渣锭；
S200、将电渣锭进行均质化处理，均质化处理温度为1250℃，加热升温曲线设置为三段，第一段均质化处理以60℃/h升温速度由室温升至700℃并保温3h，第二段均质化处理以100℃/h升温速度由700℃升至900℃并保温3h，第三段均质化处理以300℃/h升温速度由900℃升至1250℃并保温30h，均质化处理完成后，随炉冷至1220℃并保温2h后进行锻造，锻造的始锻温度为1180℃，终锻温度为960℃，第一火次进行拍八角碎晶后两镦一拔为截面边长约400mm、长约350mm方锭，第二火次进行一镦两拔至短边长约250mm长方锭，第三火次摔圆，得到直径约200mm荒圆锻坯，三火次间的回炉保温温度为1200℃，保温时间为2h；再进行冷却处理，采用空冷+砂冷冷却，首先空冷至600℃，之后埋砂冷却至200℃后出砂得到锻坯；
S300、将锻坯进行固溶处理，固溶处理为三段式，设定热处理炉升温曲线，第一段固溶处理以60℃/h的升温速度加热至700℃并保温150min，第二段固溶处理以100℃/h的升温速度加热至900℃并保温150min，第三段固溶处理为以300℃/h升温至1060℃保温150min，出炉后水冷至100℃出水；出水后立即进行退火，退火工艺为两段式，设定热处理炉升温曲线，第一阶段以40℃/h的升温速度加热至800℃保温10h，之后停止加热，在炉内降温至600℃后出炉空冷，得到合金钢。
将合金钢进行热处理，采用的热处理工艺为油淬处理和两次回火；油淬处理工艺为室温入炉，经过700℃、900℃两次保温后，升温至1060℃保温后油淬处理；回火工艺为室温入炉升温至560℃保温2h后空冷，执行两次，得到热处理态合金钢。
【对比例2】
市场采购锻造退火态的成品电渣H13钢，采用油淬处理和两次回火工艺得到热处理态H13钢；油淬处理工艺为室温入炉，经过650℃、850℃两次保温后，升温至1030℃保温后油淬处理；回火工艺为室温入炉升温至595℃保温2h后空冷，执行两次，得到热处理态成品。
【对比例3】
市场采购锻造退火态的成品电渣H13钢，采用油淬处理和两次回火工艺得到热处理态H13钢；油淬处理工艺为室温入炉，经过650℃、850℃两次保温后，升温至1020℃保温后油淬处理；回火工艺为室温入炉升温至560℃保温2h后空冷，执行两次，得到热处理态成品。
【性能测试】
按照GB/T230-2018《金属材料 洛氏硬度试验》测试实施例1-4及对比例1-3的钢材的洛氏硬度，检测结果见表1。
表1.洛氏硬度测试结果
从表1中可见，实施例1-3与对比例2采用相同的热处理工艺，实施例1-3的硬度比对比例2高出8HRC以上；实施例4与对比例1和对比例3分别采用接近实际生产的热处理工艺，实施例4的硬度比对比例3高出6.9HRC，与对比例1硬度相当。硬度测试结果表明本发明提供的合金钢具有显著领先的硬度。对特种合金，特别是高温合金，这类难变形材料的热加工而言，更高的硬度意味着更强的耐磨性和抗塌陷能力，最终反应为更高的寿命。
按照GB/T229-2020《金属材料 夏比摆锤冲击试验方法》测试实施例1-4及对比例1-3的钢材的无缺口冲击韧性，测试结果 见表2。
表2.无缺口冲击韧性测试结果
从表2中可见，实施例1-3的冲击韧性均在280J以上，与对比例2的冲击韧性差值不超过50J。结合表1的硬度测试数据表明本发明提供的合金钢具有优秀的硬度-韧性匹配。
同时，实施例4与对比例1在硬度一致的情况下（见表1所示），冲击韧性相差达到121.3J。两者工艺上的不同仅仅是采用了不同均质化温度与相应的均质化处理时间。实施例4的均质化处理温度为1290℃，对比例1的均质化处理温度为1250℃。
按照GB/T228-2010《金属材料 拉伸试验》的第1部分：室温试验方法和第2部分：高温试验方法测试实施例1、实施例4和对比例3的钢材的室温拉伸性能和600℃高温拉伸性能，测试结果见表3。
表3.室温拉伸性能与高温拉伸性能测试结果
从表3中可见，实施例1、实施例4和对比例3在室温下均表现出优秀的强塑性配合。但是硬度更高的实施例4的抗拉强度、屈服强度均大幅度超过实施例1与对比例3，这与硬度测试结果一致。600℃高温拉伸测试结果则显示本发明提供的合金钢具有明显的热强性领先优势。实施例1在595℃的高温回火后，抗拉强度约为对比例3的1.54倍，采用相同热处理工艺的实施例4抗拉强度更是达到对比例2的1.76倍，屈服强度则是达到了1.81倍。热强性是保证合金钢在与高温锻件接触并承受载荷时不发生塑性变形的核心性能，直接影响和决定了合金钢的寿命。
通过在高温下长时间保温后测量硬度随保温时间的变化测试实施例4和对比例3的钢材的红硬性（560℃保温1h、2h、6h、12h、24h），测试结果见表4。
表4.红硬性测试结果
从表4的测试结果中可以发现，实施例4在560℃保温时，具有非常优秀的红硬性，在560℃保温12h内，硬度不发生下降（硬度波动小于0.5HRC），在保温时间24h后，硬度下降仅为1.2HRC。而对比例3在560℃保温时，硬度下降显著，保温6h后硬度达到1HRC，24h硬度下降接近4HRC。红硬性是保证合金钢在持续与高温锻件接触过程中，性能保持不下降的核心。测试结果表明本发明实施例的合金钢红硬性显著领先。
采用光学金相显微镜和扫描电镜分别对实施例1的固溶退火态、1030℃淬火后及热处理态的钢材以及实施例4的1060℃淬火后的钢材进行扫描，获得各金相组织照片/扫描电镜照片。
图2为本发明实施例1的固溶退火态的500倍金相组织照片，图3为本发明实施例1的固溶退火态的10000倍扫描电镜照片。图2的金相组织照片显示材料的组织细腻、均匀，大量的碳化物弥散分布在整个基体组织中。图3显示即使在经过了800℃长达4h的保温后，碳化物颗粒尺寸依然在1μm以内，平均尺寸约为数百纳米。图2和图3说明经过本发明实施例提供的制备方法进行生产制造后，合金钢的元素和组织均实现了充分的均匀化，为后续热处理态达到高性能水平提供了基础。
图4为本发明实施例1在1030℃淬火后的5000倍扫描电镜照片，图5为本发明实施例4在1060℃淬火后的5000倍扫描电镜照片。图4和图5显示钢在淬火后组织形态为球形的碳化物零星均匀的分布在马氏体组织中，进一步说明本发明实施例提供了合理的成分设计和均质化处理工艺，消除了粗大的一次碳化物对组织的劣化影响。两图对比显示淬火温度从1030℃提高到1060℃，碳化物的数量剧烈减少、尺寸显著减小至200nm-400nm。本发明实施例研究发现，1030℃淬火时，残留的碳化物中仍然存在富钼碳化物，而淬火温度提高到1060℃后，残留的碳化物全部为富铌的碳化物。富铌碳化物的存在能够抑制高温加热时奥氏体晶粒的长大，使本发明实施例提供的合金钢在高达1060℃的淬火温度下，奥氏体晶粒没有表现出显著的粗化。
图6为本发明实施例1的热处理态500倍金相组织图，图7为本发明实施例1的热处理态5000倍扫描电镜照片。图6与图7显示本发明实施例提供的合金钢热处理态的基体组织经过高温回火转变为细小回火索氏体组织，索氏体仍然保持了部分的板条特征，大量细小的碳化物弥散分布在基体中，形态主要为球形或椭球形。
采用EDS能谱仪对实施例1的热处理态各成分进行EDS面扫分析，如图8所示，显示热处理态的碳化物为MoxVyNbzCm型，铬元素均匀分布在基体中，基本没有参与形成会劣化高温性能的M23C6型碳化物。
采用EDS能谱仪对实施例4中碳化物成分进行EDS点分析，如图9-13，分别显示了本发明实施例合金钢热处理态中三类主要碳化物的成分以及本发明实施例合金钢中特有的核壳结构的MC-M2C型复合碳化物。图9-11分别说明富钼、富钒和富铌的碳化物主要形成了MC、M2C型碳化物，这两类碳化物保证了合金钢具有优秀的高温性能，没有发现M23C6型碳化物的析出；结合图6至图8的金相组织和成分面扫结果，细小的高热稳定性MC、M2C型碳化物以及均匀的基体组织使本发明合金钢能够具有显著优于H13以及高W合金钢的强韧性配合和红硬性。图12和图13在30000倍下对富铌碳化物的心部和边缘进行EDS成分分析，清晰的显示出这类碳化物是核壳结构的MC-M2C型复合碳化物。心部是以Nb为主的MC型碳化物，而外缘是以Mo为主的M2C型碳化物。
在本说明书的描述中，术语“一个实施例”、“一些实施例”、“具体实施例”等的描述意指结合该实施例或示例描述的具体特征、结构、材料或特点包含于本发明的至少一个实施例或示例中。在本说明书中，对上述术语的示意性表述不一定指的是相同的实施例或实例。而且，描述的具体特征、结构、材料或特点可以在任何的一个或多个实施例或示例中以合适的方式结合。
虽然本发明披露如上，但本发明并非限定于此。任何本领域技术人员，在不脱离本发明的精神和范围内，均可作各种更动与修改，因此本发明的保护范围应当以权利要求所限定的范围为准。
Claims (10)
1.一种合金钢，其特征在于，按质量百分比计，包括：
C：0.40%-0.50%，Si：0.10%-0.20%，Mn：0.15%-0.19%，Cr：3.20%-4.0%，Mo：2.50%-2.90%，V：0.30%-0.57%，Nb：0.04%-0.08%，P＜0.02%，S＜0.01%，N＜100ppm，H＜2ppm，所述合金钢中O含量不超过25ppm，余量为Fe及不可避免的杂质；
所述合金钢在热处理后含有具备核-壳结构的碳化物，所述碳化物核心以MC型碳化物为主，外壳以M2C型碳化物为主；
所述合金钢的制备方法包括如下步骤：
S100、将原料依次进行真空感应熔炼和电渣重熔，制得电渣锭；
S200、对所述电渣锭依次进行均质化处理和锻造处理，制得锻坯；
S300、对所述锻坯进行固溶处理和退火处理，制得所述合金钢；
所述均质化处理的时间通过下式获得：
t=D×1/40+（1300-T）×0.2+a；
其中，t为保温时间；D为电渣锭的直径；T为均质化温度值；a为指固定的扩散时间；
在所述S200中，所述均质化处理包括：第一段均质化处理、第二段均质化处理、第三段均质化处理和冷却处理；
所述第一段均质化处理的时间为2.5h-4h；
所述第二段均质化处理的时间为2.5h-4h；
所述第三段均质化处理的时间为24h-36h；
所述冷却处理的时间为1h-2h；
所述热处理包括油淬处理和两次回火，所述油淬处理为室温入炉，经过700℃、900℃两次保温后，升温至1030℃保温后油淬处理；所述回火为室温入炉升温至595℃保温2h后空冷，执行两次，得到热处理态的所述合金钢。
2.根据权利要求1所述的合金钢，其特征在于，
所述碳化物核心为NbC为主的MC型碳化物；
所述碳化物外壳为Mo2C为主的M2C型碳化物。
3.根据权利要求1所述的合金钢，其特征在于，
所述合金钢在所述热处理后的洛氏硬度为53HRC-58HRC。
4.根据权利要求1所述的合金钢，其特征在于，
所述合金钢在所述热处理后的无缺口冲击韧性为285J-315J。
5.根据权利要求1所述的合金钢，其特征在于，所述合金钢在所述热处理后，
在室温条件下，
所述合金钢的抗拉强度为1900MPa-2300MPa；
所述合金钢的屈服强度为1600MPa-2100MPa；
所述合金钢的延伸率为8%-12%；
所述合金钢的断面收缩率为40%-48%；
和/或
在600℃高温条件下，
所述合金钢的抗拉强度为1200MPa-1450MPa；
所述合金钢的屈服强度为1000MPa-1250MPa；
所述合金钢的延伸率为8%-10%；
所述合金钢的断面收缩率为30%-40%。
6.根据权利要求1所述的合金钢，其特征在于，所述合金钢在所述热处理后，
所述合金钢在560℃高温下保温12h后硬度变化小于0.5HRC；和/或
所述合金钢在560℃高温下保温24h后硬度变化小于1.5HRC。
7.一种合金钢的制备方法，其特征在于，用于制备如权利要求1-6中任意一项所述的合金钢，所述制备方法包括如下步骤：
S100、将原料依次进行真空感应熔炼和电渣重熔，制得电渣锭；
S200、对所述电渣锭依次进行均质化处理和锻造处理，制得锻坯；
S300、对所述锻坯进行固溶处理和退火处理，制得所述合金钢；
其中，所述原料包括：C：0.40%-0.50%，Si：0.10%-0.20%，Mn：0.15%-0.19%，Cr：3.20%-4.0%，Mo：2.50%-2.90%，V：0.30%-0.57%，Nb：0.04%-0.08%，余量为Fe及其他杂质；
所述均质化处理的时间通过下式获得：
t=D×1/40+（1300-T）×0.2+a；
其中，t为保温时间；D为电渣锭的直径；T为均质化温度值；a为指固定的扩散时间；
在所述S200中，所述均质化处理包括：第一段均质化处理、第二段均质化处理、第三段均质化处理和冷却处理；
所述第一段均质化处理的时间为2.5h-4h；
所述第二段均质化处理的时间为2.5h-4h；
所述第三段均质化处理的时间为24h-36h；
所述冷却处理的时间为1h-2h。
8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，
在所述S300中，所述固溶处理包括：第一段固溶处理、第二段固溶处理、第三段固溶处理和水冷处理；
其中，所述第一段均质化处理的温度为650℃-700℃；和/或
所述第二段均质化处理的温度为850℃-900℃；和/或
所述第三段均质化处理的温度为1280℃-1300℃；和/或
所述冷却处理的温度为1200℃-1220℃；和/或
所述第一段固溶处理的温度为650℃-700℃；和/或
所述第二段固溶化处理的温度为850℃-900℃；和/或
所述第三段固溶化处理的温度为1040℃-1060℃；和/或
所述水冷处理的温度为100℃-200℃。
9.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，
所述第一段固溶处理的时间为2.5h-4h；和/或
所述第二段固溶化处理的温度为2.5h-4h；和/或
所述第三段固溶化处理的温度为2.5h-4h。
10.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，在所述S100中，
所述真空感应熔炼的温度为1540℃-1580℃；和/或
所述真空感应熔炼的浇筑直径为200mm-500mm；和/或
所述电渣重熔的熔速为4.0kg/min-6.0kg/min。
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