CN102271843A

CN102271843A - 制造具有耐磨涂层表面区域的复合产品的方法，所述产品，和钢材料用于获得所述涂层的用途

Info

Publication number: CN102271843A
Application number: CN2009801538983A
Authority: CN
Inventors: 奥德.桑德伯格
Original assignee: Uddeholms AB
Current assignee: Uddeholms AB
Priority date: 2008-11-06
Filing date: 2009-11-03
Publication date: 2011-12-07
Also published as: EP2349615A4; RU2011116293A; US20110217567A1; EP2349615A1; WO2010053431A1; SE533991C2; SE0850068A1; TW201026495A; JP2012507636A; KR20110089338A; CA2740971A1

Abstract

耐磨的钢材料，其以粉末冶金方式制造，其具有以重量％计的以下组成：和此外0.5～14的(V+Nb/2)，其中一方面N的含量和另一方面(V+Nb/2)的含量彼此平衡使得所述元素的含量在其中N的含量为横坐标且V+Nb/2的含量为纵坐标的垂直平面坐标系中的范围A、B、G、H、A内，并且其中所述点的坐标如下：而且Ti、Zr和Al中任一个最大为7；余量基本上只有铁和不能避免的杂质。这种钢对于在金属材料的基底上通过该基底钢材料的热等静压加工得到耐磨的表面区域而言是优异的。特别是当耐磨的钢不含Co时，所得复合体特别适合用于例如核电厂的阀。

Description

制造具有耐磨涂层表面区域的复合产品的方法,所述产品,和钢材料用于获得所述涂层的用途

技术领域

本发明涉及制造复合产品的方法，所述复合产品包括赋予该产品所需强度/耐受性的第一金属材料的基底和施加在该基底的表面区域上的耐磨的钢材料涂层。

本发明还涉及复合产品，所述复合产品包括赋予该产品所需强度/耐受性的第一金属材料的基底和施加在该基底的表面区域上的耐磨的钢材料涂层。

此外，本发明涉及具有一定组成的粉末冶金制造的钢材料的用途。

现有技术

在现有技术中经常存在无法通过单一材料实现的需求。例如，可能同时要求不相容的延展性/韧性和耐磨性。为了实现这样的要求可使用所谓的复合产品，其中相同或不同材料的两种或若干主体通过热等静压加工结合。基底赋予该产品所需的强度/耐受性同时该基底的表面区域具有赋予所需耐磨性的涂层。这样的复合产品已经在例如还要求耐蚀性的海上工业、食品工业、加工工业和制浆工业中，如阀、泵和连接设备(attachment device)中普遍使用。

例如，通常在核电厂中用于控制蒸汽流和水流的阀包括通过与合金焊合在AISI 316L(即用于压力容器的不锈钢)基底结构上构成的阀组件。使用中，阀的密封表面由于高的表面压力和组件之间的相对运动经历轻微的磨料磨损并且也经历冷焊，称作金属磨损(galling)，这使得必须定期进行研磨、补焊或更换阀形式的维护。

构成阀中密封表面的合金钢通过如下限定：

-易生产性(producability)

-阀构造中的相容性

-摩擦值

-金属磨损行为

-耐磨性

-延展性/韧性

-温度稳定性

-耐蚀性

-耐刻痕性(即硬度)

-机加工性、可磨性和抛光性

-辐射活性

例如，在核电工业的阀中，合金Stellite 6(Deloro Stellite公司的商标)通常为耐磨材料的标准材料。Stellite 6为Co-Cr合金，其具有1.3％C、1.1％Si、0.1％Mn、30％Cr、2.3％Ni、0.1％Mo、4.7％W、2.3％Fe且余量为Co。通过人工金属电弧焊将Stellite 6施加在基底上，其中用高体积的铬碳化物形成树枝状奥氏体Co-基体，所述铬碳化物不均匀地分布在所述基体中。通过焊接形成的Stellite 6的涂层由于焊接过程期间或操作期间出现的应力而可能从开始就已经导致或在操作期间导致密封表面中的宏观开裂(cracking)。这样，将出现由于金属磨损引起的稳定性降低和泄漏，这导致在具有严格的安全性要求的环境中的维护需求增加。通过焊接形成的更佳的涂布是借助Stellite 6的粉末使用激光焊接或等离子体焊接，其中使裂纹和缺陷最小化。

已证实Stellite合金的摩擦系数取决于操作期间的温度和压力而变化。在低的操作温度(～20℃)和低压(＜60MPa)下，摩擦系数是相当高的(～0.55至0.60)，而在高于100到200MPa的高压和高于50℃到80℃的操作温度下，摩擦系数明显较低(～0.25)。这以如下方式进行解释：在重负荷的第一步中，发生Stellite 6的变形淬硬，其中发生从提供高摩擦的面心立方(FFC)晶体结构到六方密堆积(HCP)晶体结构的相转变。在第二步中，在表面上发生层的改变，使得一些HCP基层变为与表面平行，并且以这种方式产生其中容易出现剪切的结构。在较低的压力下，第二步不发生。

Stellite 6在许多方面都是优异的材料，但是其在沸水反应器中促进提高初级回路(primary circuit)中本底辐射的水平。这取决于以下事实：磨损和腐蚀释放同位素⁵⁹Co的离子，该离子在其流过初级回路时通过中子俘获激发为放射性同位素⁶⁰Co，而当⁶⁰Co分解为⁵⁹Co时发射危险的γ辐射。由于这种缺点，近些年来已进行研究以开发具有良好的耐磨性和耐蚀性并因此适合用于放射性环境的不含Co的合金。

例如在US4,803,045中描述了这样的不含Co的合金，其可通过焊接施加并具有以下组成，以重量％计：

C

Mn

Si

Cr

Ni

Mo

N

Nb

Ti

Ta

Fe

0.85-1.4

5-13

1.5-5.5

18-27

4-12

＜6

0.1-0.3

＜1

余量

该合金具有主要由奥氏体基体和低共熔的合金碳化物组成的微观结构。

在US5,702,668中描述了所述可焊接的硬焊接合金(其不含Co)的进一步开发，其具有以下组成，以重量％计：

C

Mn

Si

Cr

Ni

Mo

N

P

S

B

Fe

1.1-1.35

4-5

3-3.5

22.5-26

3.7-4.2

1.8-2.2

0.02-0.18

＜0.018

＜0.01

＜0.002

余量

而且这些合金具有主要由奥氏体基体和低共熔的合金碳化物组成的微观结构。

其它可焊接的硬焊接合金(其不含Co)由B

hler Welding以商品名Skwam出售并具有以下组成，以重量％计：

	C	Si	Mn	Cr	Mo	Ni	Fe
								Skwam-IG	0.2	0.65	0.55	17.0	1.1	0.4	余量
Fox Skwam	0.22	0.4	0.4	17.0	1.3		余量

由于不含Co的硬焊接涂层也通过焊接施加，与Stellite的涂层类似，由于焊接过程期间或操作期间出现的应力可能从开始就已经发生或在操作期间发生密封表面中的宏观开裂。这样，将发生由于金属磨损引起的泄漏和稳定性降低，这导致在具有严格的安全性要求的环境中的维护需求增加。

此外，WO 2007/024192 Al(Uddeholm Tooling Aktiebolag)描述了粉末冶金制造的合金钢以及由所述合金制成的工具和组件。所述合金具有以下组成，以重量％计：0.01～2 C、0.6～10 N、0.01～3.0 Si、0.01～10.0 Mn、16～30 Cr、0.01～5 Ni、0.01～5.0(Mo+W/2)、0.01～9 Co、最大0.5的S和0.5～14的(V+Nb/2)，其中一方面N的含量与另一方面(V+Nb/2)的含量彼此平衡，使得这些元素的含量在坐标A’、B’、G、H、A’限定的区域内，其中这些点的[N，(V+Nb/2)]坐标如下：A’：[0.6，0.5]；B’：[1.6，0.5]；G：[9.8，14.0]；H：[2.6，14.0]，并且Ti、Zr和Al中任一个最大为7，余量基本上只有铁和正常含量的杂质。所述钢意在用于制造经历腐蚀的塑料组件的注模成型、压制成型和挤压成型用的工具，以及冷加工工具。而且，还有工程组件如发动机喷嘴、磨损金属组件、泵组件、轴承组件等。另一个应用领域是将该合金钢用于食品工业刀具的制造。

发明内容

本发明的目的是提供制造复合产品的方法，其中硬涂层的施加不通过焊接进行。

该目的使用第一段中所述的根据本发明的方法实现，所述方法包括以下步骤：

-以粉末冶金方式制造耐磨的钢材料，所述钢材料具有以下组成，以重量％计：

C

Si

Mn

Cr

Ni

Mo+W/2

Co

S

N

0.01-2

0.01-3.0

0.01-10.0

16-33

最大5

0.01-5.0

最大9

最大0.5

0.6-10

而且，(V+Nb/2)为0.5-14，其中一方面N的含量与另一方面(V+Nb/2)的含量彼此平衡，使得所述元素的含量在其中N的含量为横坐标且V+Nb/2的含量为纵坐标的垂直平面坐标系中的区域A’、B’、G、H、A’内，并且其中所述点的坐标如下：

	A’	B’	G	H
					N	0.6	1.6	9.8	2.6
V+Nb/2	0.5	0.5	14.0	14.0

并且Ti、Zr和Al中任一个最大为7；

余量基本上只有铁和不能避免的杂质；

-将所述耐磨的钢材料施加到所述基底的所述表面区域上；和

-将具有所述涂层的所述基底热等静压加工为完全致密体或至少接近完全致密体。

与以上目的结合的目的是提供复合产品，其中耐磨表面实现对磨损和腐蚀的耐受性的高要求，并且其在不含Co的实施方式中避免了宏观开裂。

该目的使用以上第二段中提及的根据本发明的复合产品实现，其中

-所述复合产品包括用于耐磨表面的基底材料，其中所述基底具有第一组成；

-所述耐磨表面包括具有第二组成的耐磨的钢材料，所述耐磨的钢材料包括，以重量％计：

C

Si

Mn

Cr

Ni

Mo+W/2

Co

S

N

0.01-2

0.01-3.0

0.01-10.0

16-33

最大5

0.01-5.0

最大9

最大0.5

0.6-10

	A’	B’	G	H
					N	0.6	1.6	9.8	2.6
V+Nb/2	0.5	0.5	14.0	14.0

并且Ti、Zr和Al中任一个最大为7；

余量基本上只有铁和不能避免的杂质；

-所述耐磨的钢材料具有微观结构，该微观结构包括最高达50体积％的M₂X-型、MX-型和/或M₂₃C₆/M₇C₃-型硬质相颗粒的均匀分布，并且所述硬质相颗粒在它们最长的延伸中的尺寸为1～10μm，其中这些硬质相颗粒的含量分布为使得最高达20体积％为其中M主要为V和Cr且X主要为N的M₂X-碳化物、M₂X-氮化物和/或M₂X-碳氮化物，以及5～40体积％为其中M主要为V且X主要为N的MX-碳化物、MX-氮化物和/或MX-碳氮化物，其中这些MX-颗粒的平均尺寸低于3μm、优选低于2μm并且甚至更优选低于1μm。

由于耐磨涂层不是通过焊接施加的，避免了由于焊接过程期间或操作期间出现的应力而从开始就出现或在操作期间出现密封表面中的宏观开化。这样，使由于金属磨损引起的泄漏和稳定性降低的风险最小化，这有利于减少在具有严格的安全性要求的环境中进行昂贵维护的需求。由于所述耐磨材料具有上述组成，可在所述复合产品上获得耐磨的表面层，其中所述组成就氮的含量相对于钒和可能存在的铌的含量进行平衡。由于微观结构具有高含量的非常硬的、稳定的硬质相颗粒，可实现耐磨表面，该耐磨表面容易满足非常高要求的抗金属磨损和抗微动磨损性质同时具有非常良好的抗腐蚀性质。

与以上目的相关的另一目的是实现以上已知的粉末冶金制造的合金钢的新应用。

该目的通过本发明的钢材料实现，所述钢材料用于在金属材料的基底上实现耐磨表面区域，其中所述表面区域优选为阀，例如核电厂中的阀，更具体地为核电厂的初级回路中的阀的耐磨表面，所述钢材料具有以下组成，以重量％计：

C

Si

Mn

Cr

Ni

Mo+W/2

Co

S

N

0.01-2

0.01-3.0

0.01-10.0

16-33

0.01-5

0.01-5.0

最大9

最大0.5

0.6-10

	A’	B’	G	H
					N	0.6	1.6	9.8	2.6
V+Nb/2	0.5	0.5	14.0	14.0

并且Ti、Zr和Al中任一个最大为7；

余量基本上只有铁和不能避免的杂质；

其中所述基底具有另一第一组成。

以这种方式，可将粉末冶金制造的钢材料用于这样的产品，所述产品在该产品的表面区域需要非常良好的耐磨性，同时所述产品优选地满足以下要求：耐蚀性、可加工性、延展性、机加工性、硬度、基底和磨损层两者均具有热处理响应。

根据以下详细说明和权利要求书，本发明的不同实施方式的附加特征和以此获得的特征将变得明晰。

附图说明

以下，将参考优选的实施方式和附图更详细地描述本发明。

图1是在热等静压加工之后用电子显微镜拍摄的AISI 3161的基底与Vanax 75(根据本发明)的硬涂层之间结合区域上的微观结构照片。

图2是显示在热等静压加工之后从AISI 316L的基底经由镍的包套(capsule)壁到Vanax 75(根据本发明)的硬涂层的通道处复合产品中钒、铬、镍和锰的含量的图。

图3是显示在热等静压加工之后从AISI 316L的基底经由镍的包套壁到Vanax 75(根据本发明)的硬涂层的通道处复合产品中碳和氮的含量的图。

图4是显示在热等静压加工之后从AISI 316L的基底经由镍的包套壁到Vanax 75(根据本发明)的硬涂层的通道处钢材料的分析组成的图。

图5以坐标系形式显示所用钢的N含量和(V+Nb/2)含量之间的比例。

图6是比较三种测试合金的耐磨性的图。

图7是比较三种测试合金的耐蚀性的图。

图8显示根据本发明的优选实施方式由粉末冶金制造的钢材料制成的耐磨层的微观结构，所述钢材料已进行热等静压加工，然后进行热处理。

图9显示通过与Stellite 6(参照材料)焊合制造的耐磨层的微观结构。

图10显示通过与Skwam(参照材料)焊合制造的耐磨层的微观结构。

图11是显示Stellite 6的摩擦性质的图。

图12是显示Skwam的摩擦性质的图。

图13是显示Vanax 75的摩擦性质的图。

图14是显示与Stellite 6比较的Vanax 75的摩擦性质的图。

图15是比较根据本发明的耐磨的钢材料与Stellite 6之间的关于回火温度的硬度的图。

图16是比较根据本发明的耐磨的钢材料与Stellite 6之间的机加工性的图。

具体实施方式

复合产品的制造

根据本发明用于制造复合产品的方法，将耐磨的钢材料施加在第一金属材料基底的表面区域上，这将赋予所述复合产品所需的强度/耐受性。将以这种方式获得的产品热等静压加工为完全致密体或至少接近完全致密体。

根据本发明的第一优选实施方式，将第一金属材料的插入物(insert)，即基底置于包套中，并且将耐磨的钢材料的粉末施加在所述插入物的所述表面区域上。此后，将该包套密封并排出气体，此后将带有其内容物的包套热等静压加工为完全致密体或至少接近完全致密体。

根据本发明的第二优选实施方式，将耐磨的钢材料的粉末施加在第一金属材料的插入物，即基底的表面区域上，所述插入物至少在一定程度上完全机加工。将罩状包套焊接到所述插入物使得粉末贴着(against)所述表面区域包在该罩状包套中。例如，这可以如下方式进行：将粉末填充到罩状包套中，该罩状包套以其开放部分对着所述插入物的表面区域放置，使得粉末将紧贴着所述插入物，并随后进行所述罩状包套的焊接和该罩状包套中气体的排出。将粉末施加在耐磨表面上的另一方式可为将粉末机械地固定到耐磨表面。而且可想到通过使用任何适宜的粘合剂来施加粉末。通过将粉末施加到耐磨表面可构成粉末层，该层不是完全致密的但是其耐久性足以经受与热等静压加工有关的所需处理。然后所述粉末层可通过热等静压加工压制为完全致密或至少接近完全致密的状态。这种方法无需包入包套。

根据本发明的第三优选实施方式，通过在耐磨的钢材料粉末中使粉末颗粒结合在一起制造耐磨的钢材料的中间产物，并且将该中间产物施加在第一金属材料的插入物(即基底)上。随后，将所得单元包入包套中。所述粉末颗粒通过烧结或热等静压加工结合在一起，并且所得主体也可经历一些类型的热加工，例如锻造。当然也可进行额外的加工以获得适宜的形状例如条带、环或圆盘形状。

图1显示在热等静压加工之后用电子显微镜拍摄的基底材料1与耐磨的钢材料2之间结合区域上的微观结构照片。在两种材料之间清楚地看到作为几乎清晰的线的结合3。对沿着从基底材料1(点1～5)经由结合3(点6～8)且进一步进入耐磨的钢材料2(点9～20)中的假想线的均匀间隔处的合金元素钒、铬、锰、镍、碳和氮的含量进行分析。

图2是显示合金元素钒、铬、锰、镍的含量的图。测量结果表明所有元素的含量与所述基底材料一样高。耐磨的钢材料中钒和铬含量的变化可能是由于在材料中出现了硬质相颗粒。

图3显示碳含量和氮含量如何沿着测试线变化并且明显地，碳含量和氮含量在基底材料中均没有变化。这被认为是非常积极的，由于碳和氮在它们以填隙方式溶解时均是非常易于移动的元素，因此担心它们会扩散到基底材料中。这样的扩散将是非常严重的，因为碳和氮首先将结合铬并在晶界中形成铬碳化物。这样，耗尽基底材料中的铬，并存在晶体间腐蚀的风险。

由于在热等静压加工时将发生耐磨的钢材料与第一金属材料之间的有害扩散，适宜的是通过包套壁形式的扩散隔板使两种钢材料保持分开。这样的包套壁优选至少主要由镍或蒙乃尔合金组成并且可具有1mm的厚度。热等静压加工时，如果碳和氮扩散到基底材料中则是不适宜的，如果其为不锈钢，因为不锈钢之后将容易受到晶体间腐蚀的影响。

图4是显示热等静压加工后从AISI 3161的基底(分析点No.1～199)经由镍的包套壁(分析点No.12～19)到根据本发明的Vanax 75硬涂层(分析点No.20～32)的通道处的某些关键合金元素的含量的图。邻近镍相的Vanax 75相中略不均匀的图可能是由于硬质相颗粒引起的。

根据本方法的第四优选实施方式，在施加耐磨涂层的同时制造基底。这可通过填充有钢材料粉末的内包套进行，所述钢材料将赋予基底所需的强度/耐受性。将该包套密封，排出气体并定位在其中放入/已放入耐磨钢粉末的外包套中。认识到各钢材料的粉末的量以及内包套和耐磨的钢材料粉末的相互位置分别取决于若干因素，例如所需复合产品的形状、磨损层的厚度、基底的厚度和压制时的体积变化(收缩)，并且必须适应这些因素。此后，将外包套密封并排出气体，并将整个单元热等静压加工。根据该第四实施方式的替代方法是不使用内包套而将各种钢材料的粉末填充到共同的包套中，其中将各种钢材料的粉末置于包套中的适宜位置以实现根据本发明的复合产品，即具有包括耐磨的钢材料的耐磨表面的基底。

热等静压加工适宜在1000～1350℃，优选1100～1150℃和100MPa的压力下进行3h。

在所有的情况下，所述步骤之后进行软退火和机加工至所需尺寸。随后，进行热处理，所述热处理优选通过以下进行：从950℃～1150℃的奥氏体化温度淬硬和在200℃～450℃低温回火2×2小时，或者在450℃～700℃高温回火2×2小时。选择适宜的温度以实现由耐磨的钢材料组成的耐磨表面的所需性质，这在以下详细讨论。

此外，在所有的情况下，选择经受1100～1150℃的热等静压加工的基底的金属材料，此外，重要的是选择基底材料使得其具有与耐磨的钢材料相容的热加工性质。在用于阀的复合产品中，必要时，适宜的是基底由具有关于腐蚀、延展性和硬度所需性质并实现压力容器标准的钢组成。例如，可提及不锈钢部分的铁素体、奥氏体或铁素体-奥氏体材料，并且这样的材料的实例为AISI 3161、AISI 304。当发生AISI 316L材料的淬火退火时，AISI 316L的基底材料，例如，对于1050℃～1100℃温度范围内的热处理而言是相容的。对于其它要求较低的应用，也可选择其它材料，例如碳钢、用于压力容器的钢、工具钢、铸铁、以及黄铜或铜，其中如果需要可使用例如镍或蒙乃尔合金的扩散隔板。

在本发明的范围内，术语“涂层”涉及如下事实：涂层为与基底相比薄的表面层，即基底材料的厚度远大于涂层的厚度。然而，该术语也涉及如下事实：涂层的厚度基本上与基底的厚度相似。在环境如此要求(例如，经历磨损的产品部分将是凸出部分且基底为附属部分)的例外情况下，认识到耐磨的钢材料涂层将是复合产品的主要部分，因此术语涂层也包括耐磨的钢材料的厚度明显大于基底材料的厚度。在本发明的范围内，涂层因此可具有0.5～1000mm的厚度，但是在大多数应用中厚度最可能不超过50mm，甚至更可能的是厚度不超过30mm。在大多数情况下，涂层将具有0.5～10mm，更优选3～5mm的厚度。

在本发明特别优选的实施方式中，当复合产品为经历磨损的阀中的组件且基底的材料由用于压力容器的钢组成时，则适宜的是耐磨的钢材料不含故意添加的钴并形成核电厂中阀中组件(该组件经历磨损)的磨损表面，并且基底的材料具有对应于AISI 316L的组成。所述阀具有100mm的直径和50～150mm的长度。热等静压加工、机加工和可能的研磨至所需的表面光洁度之后磨损层的厚度为0.5～200mm，优选为3～5mm。

由于耐磨涂层不是通过焊接施加的，可避免由于焊接过程期间或操作期间出现的应力从开始就出现或在操作期间出现密封表面中的宏观开裂。这样，使由于金属磨损引起的泄漏和稳定性降低的风险最小化，这有利于减少在具有严格的安全性要求的环境中进行昂贵维护的需求。

钢材料

用作根据本发明的耐磨层的钢材料是粉末冶金制造的，这是钢基本上不包含氧化物且获得如下微观结构的条件，该微观结构包括最高达50体积％的M₂X-型、MX-型和/或M₂₃C₆/M₇C₃-型硬质相颗粒的均匀分布，所述硬质相颗粒在它们最长的延伸中的尺寸为1～10μm，其中所述硬质相颗粒的含量如此分布使得最高达20体积％为其中M主要为V和Cr且X主要为N的M₂X-碳化物、M₂X-氮化物和/或M₂X-碳氮化物，以及5～40体积％为其中M主要为V且X主要为N的MX-碳化物、MX-氮化物和/或MX-碳氮化物，其中所述MX-颗粒的平均尺寸低于3μm、优选低于2μm并且甚至更优选低于1μm。优选地，粉末冶金制造包括用氮气作为雾化气体使钢熔体气体雾化，这赋予合金钢特定的最低氮含量。通过粉末的固相氮化，可获得较高的理想的氮含量。

以下对于钢的合金元素是有效的。

首先，碳应在本发明的钢中以足量存在，使得其与钢基体的固溶体中的氮一起促使所述钢在其淬硬和回火状态下具有最高达60～62HRC的高硬度。碳也可与氮一起以其中M主要为V和Cr且X主要为N的主沉淀M₂X-氮化物、M₂X-碳化物、和/或M₂X-碳氮化物存在，以及以其中M主要为V且X主要为N的主沉淀MX-氮化物、MX-碳化物和/或MX-碳氮化物存在，以及以可能存在的M₂₃C₆-碳化物和/或M₇C₃-碳化物存在。

碳与氮一起可以提供所需的硬度并形成钢中包含的硬质相。出于生产经济性的原因和钢材料的微观结构中的所需相的原因，钢中碳的含量，即钢基体中的固溶体中的碳和结合于碳化物和/或碳氮化物中的碳的含量，应当保持在可激发的低水平。所述钢应该能奥氏体化并在淬硬时能转变成马氏体。当需要时，将所述材料深冻(deep frozen)以避免残余奥氏体。优选地，碳含量应为至少0.01％，甚至更优选至少0.05％，并且最优选至少0.1％。最大的碳含量可容许达到最大2％。取决于应用的领域，首先使碳含量适应钢中的氮含量以及钢中形成碳化物的元素钒、钼和铬的总含量，使得所述钢具有最高达20体积％的M₂X-碳化物、M₂X-氮化物和/或M₂X-碳氮化物含量以及5～40体积％的MX-碳化物、MX-氮化物和/或MX-碳氮化物含量。M₂₃C₆-碳化物和/或M₇C₃-碳化物可以最高达8～10重量％的含量存在，主要有非常高的铬含量。然而，所述钢中MX-、M₂X-和/或M₂₃C₆/M₇C₃-碳化物、-氮化物和/或-碳氮化物的总含量不超过50体积％。而且，应当使钢中其它碳化物的存在最小化，从而奥氏体中溶解的铬的含量不低于12％。优选地，奥氏体中溶解的铬的含量至少为13％，且甚至更优选至少为16％，这确保所述钢获得良好的耐蚀性。

氮是本发明的钢中的基本合金元素。与碳相似，氮应存在于钢基体中的固溶体中以使钢具有足够的硬度和形成所需的硬质相。优选地，氮在金属粉末的粉末冶金制造过程中用作雾化气体。使用这样的粉末生产，所述钢将含有最多0.2～0.3％的氮。然后这种金属粉末可根据任何已知的技术，例如通过在氮气中加压或通过所制造粉末的固相氮化而具有所需的氮含量，因此所述钢适宜地含有至少0.6％，优选至少0.8％，甚至更优选至少1.2％的氮。使用氮气中加压或固相氮化时，当然也可用另一雾化气体例如氩气进行雾化。

为了不导致脆性问题和产生残余奥氏体，氮含量最大为10％，优选为8％，且甚至更优选最大为6％。由于钒以及其它强的氮化物/碳化物形成元素(former)，例如铬和钼具有与氮和碳反应的趋势，碳含量应同时适应所述高的氮含量，使得对于上述氮含量而言，碳含量最大为2％，适宜地最大为1.5％，优选最大为1.2％。然而，对于此应注意耐蚀性随着碳含量增加而降低，并且耐金属磨损性也可能降低，这尤其是缺点，因为与本发明的具有低于上述最高含量的碳含量的钢相比，可形成比较大的铬碳化物M₂₃C₆和/或M₇C₃。

在所述钢具有较低的氮含量就足够的情况下，因此也希望减少碳含量。优选地，出于经济的原因，将碳含量限制到可激发的低水平，但是根据本发明碳含量可在特定氮含量下变化，其中钢中的硬质相颗粒的含量及其硬度可取决于所述钢意在应用的领域而调整。在抑制腐蚀的合金元素铬和钼的特定含量下，氮也有助于促进MX-碳氮化物的形成和抑制以不利的方式降低钢的耐蚀性的M₂₃C₆和/或M₇C₃的形成。

硅作为钢制造的残留元素存在并且可以最小0.01％的含量存在。在高的含量下，硅产生固溶淬硬效应和一定脆性。硅也是较强的铁素体形成元素且因此必须以不超过3.0％的量存在。优选地，所述钢不含有超过最大1.0％、适宜的最大0.8％的硅。标称的硅含量为0.3％。

锰有助于赋予钢良好的淬硬性。为了避免脆性问题，锰不应以超过10.0％的含量存在。优选地，所述钢不含有超过最大5.0％的锰，不超过适宜的最大2.0％的锰。在淬硬性不太重要的实施方式中，锰作为钢生产的残留元素以低含量存在于钢中且通过形成锰硫化物结合可能存在量的硫。因此，锰应以至少0.01％的含量存在且合适的锰范围为0.2～0.4％。

铬应以16％，优选17％，并且甚至更优选至少18％的最低含量存在以使钢具有所需的耐蚀性。铬也是重要的氮化物形成元素，并且应作为这样的元素存在于钢中，其与氮一起使所述钢具有一定量的硬质相颗粒，这有助于使钢具有所需的耐金属磨损性和耐磨性。在所述硬质相颗粒中，最高达20体积％可由其中M主要为Cr以及一定量的V、Mo和Fe的M₂X-碳化物、M₂X-氮化物和/或M₂X-碳氮化物组成，5～40体积％可由其中M主要为V的MX-碳化物、MX-氮化物和/或MX-碳氮化物组成。然而，铬是强的铁素体形成元素。为了避免淬硬之后的铁素体，铬含量不应超过33％，适宜地其量最大30％，优选最大27％，甚至更优选最大25％。

镍是任选的元素，并且因此可作为奥氏体稳定元素以最大5.0％、且适宜的最大3.0％的含量存在，以平衡钢中高含量的铁素体形成元素铬和钼。然而，优选地，本发明的钢不含有故意添加量的镍。但可允许镍作为不可避免的杂质存在，因此其可高达约0.8％。

钴也是任选的元素，且因此可以最大9％，适宜的最大5％的含量存在，以改善回火响应。然而，在例如用于核电厂和出现辐射的其它应用的阀中的硬涂层中，所述钢不应含有任何钴。

钼应存在于钢中，因为它有利于赋予钢所需的耐蚀性，尤其是良好的耐微动磨损性。然而，钼是强的铁素体形成元素，因此所述钢不应含有超过最大5.0％，适宜的最大4.0％，优选最大3.5％的Mo。标称的钼含量为1.3％。

钨可以大体全部地或部分地代替钼，然而钨不能使耐蚀性具有相同的改进。而且，需要两倍于钼的钨，这是缺点。此外，废金属处理也更难。

钒应以0.5～14％，适宜地1.0～13％，优选地2.0～12％的含量存在于钢中，以与氮和存在的碳一起形成所述MX-氮化物、MX-碳化物和/或MX-碳氮化物。根据本发明的第一优选实施方式，钒含量为0.5～1.5％。根据第二优选实施方式，钒含量为1.5～4.0％，优选2.0～3.5，甚至更优选2.5～3.0％。根据所述第二优选实施方式的标称钒含量为2.85％。根据第三优选实施方式，钒含量为4.0～7.5％，优选5.0～6.5％，甚至更优选5.3～5.7％。根据所述第三优选实施方式的标称钒含量为5.5％。根据第四优选实施方式，钒含量为7.5～11.0％，优选8.5～10.0，甚至更优选8.8～9.2％。根据所述第四优选实施方式的标称钒含量为9.0％。在本发明的观念范围内，还可以想到的是，允许钒含量最高为约14％，其与最高约10％的氮含量和0.1～2％的碳含量组合赋予钢所需的性质，尤其是在用作成型和切削工具中的硬材料涂层时，其对耐蚀性有高的要求且结合以高硬度(最高达60-62HRC)和中等延展性并对耐磨性(磨料磨损/粘附磨损/金属磨损/微动磨损)有极高的要求。

原则上，铌可以代替钒形成MX-氮化物、MX-碳化物和/或MX-碳氮化物，但在这种情况下与钒相比需要较大的量，这是缺点。此外，铌导致氮化物、碳化物和/或碳氮化物具有更锋利的形状且使它们比纯的钒氮化物、碳化物和/或碳氮化物更大，这可引起破裂或碎裂并由此降低所述材料的韧性和抛光性。在针对材料的机械性能使组成优化以实现优良的耐磨性以及良好的延展性和高硬度的情况下这对于钢是尤其有害的。在这种情况下，所述钢不应含有超过最大2％，适宜的最大0.5％，优选最大0.1％的铌。对于生产，也有问题，因为Nb(C，N)可在雾化期间产生来自钢包的出钢射流的堵塞。因此，根据所述第一实施方式，所述钢不应含有超过6％，优选总计最大2.5％，适宜的最大0.5％的铌。在最优选的实施方式中，不允许铌超过以源自制造钢时的金属原料的残留元素形式存在的不可避免的杂质。

除了所述合金元素之外，钢不需要，并且不应含有任何显著量的其它合金元素。某些元素是明显不希望有的，因为它们以不希望的方式影响钢的性质。这对于例如磷是正确的，磷应保持在尽量低的水平，优选最大0.03％，从而不以负面方式影响钢的韧性。而且硫在多数情况下也是不希望有的元素，但是首先其对韧性的负面影响可基本上通过锰中和，这形成基本上无害的硫化锰并因此可容许最大0.5％的含量以改善钢的机加工性。钛、锆和铝在大多数情况下也是不希望有的，但是其总和可允许最大7％的量，但总和一般为显著较低的含量(＜0.1％)。

如上所述，氮含量应适应材料中的钒和可能存在的铌的含量，以赋予所述钢5～40体积％量的MX-碳化物、MX-氮化物和/或MX-碳氮化物。N和(V+Nb/2)之间的比例条件如图1所示，其显示了本发明的钢的N含量与(V+Nb/2)含量的关系。所示区域中的拐角点(corner point)具有根据下表的坐标：

表1 N和(V+Nb/2)之间的比例

	N	V+Nb/2
			A	0.8	0.5
A’	0.6	0.5
			B	1.4	0.5
B’	1.6	0.5
			C	8.0	14.0
D	4.3	14.0
			E	1.9	1.5
E’	3.1	4.0
			E”	4.8	7.5
E”’	6.5	11.0
			F	2.2	1.5
F’	3.7	4.0
			F”	5.8	7.5
F”’	8.0	11.0
			G	9.8	14.0
H	2.6	14.0
			I	0.7	1.5
I’	1.1	4.0
			I”	1.6	7.5
I”’	2.1	11.0
			J	1.1	1.5
J’	1.7	4.0
			J”	2.6	7.5
J”’	3.5	11.0

根据本发明使用的钢的第一方面，一方面N的含量以及另一方面(V+Nb/2)的含量应当彼此平衡以使这些元素的含量处于图5的坐标系中由坐标A’、B’、G、H、A’限定的区域内。

根据本发明的第一优选实施方式，钢中的氮、钒和可能存在的铌的含量应当彼此平衡以使这些含量处于由坐标A’、B’、F、I、A’，并且更优选A、B、E、J、A限定的区域内。

根据本发明的第二优选实施方式，钢中的氮、钒和可能存在的铌的含量应当彼此平衡以使这些含量处于由坐标I、F、F’、I’、I，并且更优选E、E’、J’、J、E限定的区域内。

根据本发明的第三优选实施方式，钢中的氮、钒和可能存在的铌的含量应当彼此平衡以使这些含量处于由坐标I’、F’、F”、I”、I’，并且更优选E’、E”、J”、J’、E’限定的区域内。

根据本发明的第四优选实施方式，钢中的氮、钒和可能存在的铌的含量应当彼此平衡以使这些含量处于由坐标I”、F”、F”’、I”’、I”，并且更优选J”、E”、E”’、J”’、J”限定的区域内。

表2显示根据本发明第一优选实施方式的钢的组成范围，以重量％计。

表2

元素	C	Si	Mn	Cr	Mo	V	N
								最小	0.10	0.01	0.01	18.0	0.01	0.5	0.8
指导值	0.20	0.30	0.30	21.0	1.3	1.0	0.95
								最大	0.50	1.5	1.5	21.5	2.5	2.0	2.0

表3显示根据本发明第二优选实施方式的钢的组成范围，以重量％计。

表3

元素	C	Si	Mn	Cr	Mo	V	N
								最小	0.10	0.01	0.01	18.0	0.01	2.0	1.3
指导值	0.20	0.30	0.30	21.0	1.3	2.85	2.1
								最大	0.50	1.5	1.5	21.5	2.5	4.0	3.0

优选地，V的含量为2.5～3.0重量％且N的含量为1.3～2.0重量％。作为说明性实例，这种包括杂质的钢的全分析可给出以下组成，以重量％计：

表4

C	Si	Mn	P	S	Cr	Ni	Mo	W	Co
										0.18	0.34	0.38	0.007	0.006	20.1	0.009	1.32	0.003	0.009
V	Ti	Nb	Cu	Sn	Al	N	B	Ca	Mg
										2.87	0.006	0.002	0.005	0.002	0.001	1.65	0.0001	0.0005	0.00010

根据第二实施方式的钢适合在以下情况中使用：对于耐蚀性有高的要求且结合以高硬度(最高达60～62HRC)和良好的延展性，并对磨料磨损和粘附磨损以及金属磨损和微动磨损的耐受性有不断提高的要求。使用根据所述表的组成，钢具有如下基体，在从950℃～1150℃的奥氏体化温度淬硬并在200～450℃低温回火2×2小时，或在450～700℃高温回火2×2小时后，所述基体由回火马氏体组成，其中硬质相由各自至多约10体积％量的M₂X(其中M主要为Cr且X主要为N)和MX(其中M主要为V和Cr且X主要为N)组成。

表5显示根据本发明的第三优选实施方式的钢的组成范围，以重量％计。

表5

元素	C	Si	Mn	Cr	Mo	V	N
								最小	0.10	0.01	0.01	18.0	0.01	4.0	1.5
指导值	0.20	0.30	0.30	21.0	1.3	5.5	3.0
								最大	0.80	1.5	1.5	21.5	2.5	7.5	5.0

表6显示根据本发明的第四优选实施方式的钢的组成范围，以重量％计。

表6

元素	C	Si	Mn	Cr	Mo	V	N
								最小	0.10	0.01	0.01	18.0	0.01	7.5	2.5
指导值	0.20	0.30	0.30	21.0	1.3	9.0	4.3
								最大	1.5	1.5	1.5	21.5	2.5	11	6.5

根据第四实施方式的钢适合用于如下产品的磨损表面，其对于耐蚀性有高的要求且结合以高硬度(最高至60～62HRC)和相对良好的延展性，并对耐磨性(磨料磨损/附着磨损/金属磨损/微动磨损)有高的要求。使用根据所述表的组成，钢具有如下基体，在从1080℃的奥氏体化温度淬硬并在200～450℃低温回火2×2小时，或在450～700℃高温回火2×2小时后，所述基体由回火马氏体构成，其中硬质相由至多约3～15体积％量的M₂X(其中M主要为Cr和V且X主要为N)和15～25％量的MX(其中M主要为V且X主要为N)组成。

表7显示根据本发明的另一优选实施方式的钢的组成范围，以重量％计。

表7

元素	C	Si	Mn	Cr	Mo	V	N
								最小	0.10	0.01	0.01	30.0	0.01	7.5	4.0
指导值	0.20	0.30	0.30	32.0	1.3	9.0	5.6
								最大	1.5	1.5	1.5	33.0	2.5	11	7.0

在本发明的观念范围内，还可想到的是，允许钒含量最高约10％，其与最高约14％的钒含量以及0.1～2％的碳含量组合赋予钢所需的性能，尤其是用于以下磨损表面时，所述磨损表面对耐蚀性有高的要求且结合以高硬度(最高至60～62HRC)和中等延展性，并对耐磨性(磨料磨损/粘附磨损/金属磨损/微动磨损)有极高的要求。根据所述实施方式的钢具有如下基体，在从约1100℃的奥氏体化温度淬硬并在200～450℃低温回火2×2小时，或在450～700℃高温回火2×2小时后，所述基体由回火马氏体构成，其中硬质相由至多约2～15体积％量的M₂X(其中M主要为Cr和V且X主要为N)和15～25％量的MX(其中M主要为V且X主要为N)组成。

已证实根据如上所述实施方式的钢适合用于经历许多混合粘附和磨料磨损，特别是金属磨损和微动磨损的产品的磨损表面。其还具有高的硬度和非常良好的耐蚀性，因此适合用于食品工业、海上工业中的产品和经历腐蚀的其它产品例如发动机喷嘴、轴承中的组件等的磨损表面。由于耐磨的钢材料是相对硬和脆的，其相对差地经受螺旋连接中出现的负荷。通过在复合产品中使用所述钢材料获得这样的产品，其中基底对产品而言负责满足磨损材料不满足的其它要求(例如所需的延展性、热加工性和机加工性)。这样的产品的实例为阀、泵中的磨损组件、磨损体和经历磨损的其它复杂组件。

在复合产品的热加工时，耐磨材料在950℃～1150℃，优选1020℃～1130℃，最优选1050℃～1120℃的温度奥氏体化。更高的奥氏体化温度原则上是可以想到的，但就通常存在的淬火炉不适于更高的温度而言并不适合。在奥氏体化温度下的适合的保持时间为10～30分钟。将钢从所述奥氏体化温度冷却至室温或更低例如-40℃。为了消除残余奥氏体以使产品具有所需的尺寸稳定性，可实施深冻，其合适地在干冰中以约-70至-80℃进行或者在约-196℃的液氮中进行。为了获得最佳的耐蚀性，将工具在200～300℃下低温回火至少一次，优选两次。而如果对钢优化以获得二次淬硬，则将该产品在400～560℃、优选在450～525℃的温度下高温回火至少一次，优选二次，且可进行若干次。在每次这种回火处理后，冷却该产品。优选地，在这种情况下也如上所述使用深冻以通过消除可能残留的残余奥氏体来进一步确保所需的尺寸稳定性。在所述回火温度下的保持时间可为1～10小时，优选1～2小时。所述耐磨的钢材料的组成赋予非常良好的回火响应。

有关所述耐磨的钢材料经历的不同热加工，例如在进行热等静压加工以形成紧密的复合产品时，以及在最终复合产品进行淬硬时，所述耐磨的钢材料中相邻的碳化物、氮化物和/或碳氮化物可聚结并形成大的集聚体。因此，最终的经热处理的产品的磨损层中所述硬质相颗粒的尺寸可超过3μm。以体积％表示的主要部分在该颗粒的最长延伸中为1～10μm且所述颗粒的平均尺寸低于1μm。硬质相的总量取决于氮含量和氮化物形成元素(即主要是钒和铬)的量，。通常，在最终产品的磨损层中硬质相的总量为5～40体积％。

所述耐磨的钢材料的粉末通过解碎具有用于该耐磨的钢材料的所示组成(氮除外)的熔体而制造。将惰性气体优选氮气吹过所述熔体的射流，该熔体的射流分裂成液滴，使所述液滴固化，并随后使所得粉末经历固相氮化至所需的氮含量。

进行的实验

试样的制备

将Stellite 6和Skwam通过焊合以四层施加在圆盘形基底的表面区域上。所施加的层的总厚度为5mm。然后，只将试样的表面研磨和抛光为阀所需的表面光洁度，即Ra为～0.05μm。焊接涂布的表面在抛光之后也具有小孔，这可以用肉眼看到。

在焊接涂布之后，Stellite 6和Skwam根据制造商的数据说明书具有42HRC的硬度，并且这在实验室测量时得到确认。

从热等静压加工体切割Vanax 75(具有权利要求1中所示区间内的组成的粉末冶金制造的钢)的测试棒，然后将其研磨和抛光为与通过焊接施加的合金相同的表面光洁度。

使用氮气作为淬火介质在真空炉中对Vanax 75的测试棒进行热处理。所采用的热加工循环为：在奥氏体化温度，TA＝1080℃下进行奥氏体化30分钟，随后在液氮中深冻，并在400℃的回火温度以2小时期间回火两次(2×2小时)。

化学组成

在表6中显示测试程序中所用合金的化学组成的目标值，以重量％计。

表6

合金	合金基料	C	N	Si	Mn	Cr	Ni	Mo	W	V	Fe	Co
													Stellite 6	Co	1.3	-	1.1	0.1	30	2.3	0.1	4.7	-	2.5	余量
Skwam	Fe	0.2	-	0.4	0.4	17	-	1.3	-	-	余量	-
													Vanax 75	Fe	0.2	4.3	0.3	0.3	21	-	1.3	-	9	余量	-

耐磨性

耐磨性使用销-盘测试(pin-to-disc-test)确定。在所述测试中使用具有Al₂O₃(1500目)的磨光纸并且所述测试中的压力为0.4MPa。在图6中显示三种测试合金的磨损量(mg/min)。从图中可看出，本发明的耐磨的钢材料Vanax75比两种对比材料Stellite 6和Skwam具有显著好得多的耐磨性。

耐蚀性

根据ASTM76使用标准化的循环极化法确定合金的氧化层在含有3500或35000ppm Cl^-的水溶液中的击穿电压来检查AISI 316L、Vanax 75和Skwam的耐蚀性。所有的测试在室温下进行。图7显示在含有氯化物的水中作为击穿电压(mV)的耐蚀性。对于各合金，显示并排的两根柱。左边的柱显示在3500ppm Cl^-含量下的结果；而右边的柱涉及在十倍高含量的35000ppmCl^-下的结果。所有的测试在室温下进行，并且值越高表示耐蚀性越好。所述图表明Vanax 75具有比Skwam好但是比AISI 316L差的耐蚀性。然而，应该指出，对于AISI 316L存在一定的离差，这似乎与钢的尺寸和其如何处理有关。实际的实验已经显示低达600mV的击穿电压。

硬度

在通过焊接涂布之后，Stellite 6和Skwam具有42HRC的硬度。在根据以上的淬硬和低温回火之后Vanax 75的测试棒具有61HRC的硬度。

微观结构

Vanax 75的微观结构由马氏体基体和23体积％的MX-型硬质相组成，其中M为V且X为N和C。所述硬质相颗粒具有低于3μm，优选低于2μm，甚至更优选低于1μm的平均尺寸。硬质相颗粒均匀地分布在所述基体中，参见图8。

在通过焊接涂布之后，Stellite 6的微观结构由树枝状奥氏体钴基体和高体积分数的比较而言非常粗的伸长的铬碳化物组成。所述铬碳化物出现在残余熔体的树枝状区域中，因此非常不均匀地分布在所述基体中，参见图9。

在通过焊接涂布之后，Skwam的微观结构由马氏体基体和枝晶间铬碳化物组成。铬碳化物的粗聚集体不均匀地分布在所述基体中，参见图10。

摩擦性质

钢材料的摩擦性质对于某些应用，例如，对于阀而言是非常重要的，因为它们影响发动机的能耗并且影响何种类型的发动机可用于阀的调节装置。电发动机管理较低的负荷而较大的负荷需要气动或液动控制的调节装置。这反过来影响装置的选择。

摩擦性质受到钢的抗金属磨损性质的影响并且这些通过销盘测试(pinon disc test)进行测试，其中钢材料的测试棒靠着另一钢材料或相同钢材料的旋转盘放置。该测试在去离子水中以如下条件进行：温度80℃，最大接触压力＝720Mpa，表面光洁度Ra～0.02μm，相对滑动速度＝0.02m/s，测试时间/测试长度＝1000s/20min。

在图11中显示Stellite 6-Stellite 6的销盘测试结果。最初，摩擦增加，然后其降低并以不变的水平终止，μ约0.25，这证实了最初描述类型的效果。

图12显示两个Skwam的表面彼此相对进行测试时的摩擦性质。可以看出，在销盘测试期间得到逐渐增大的摩擦系数，这取决于材料之间的交替冷焊和解除(release)。

图13显示两个Vanax 75的表面彼此相对进行测试时的摩擦性质。这种材料显示水平不变的良好的摩擦性质，μ约0.36，这可归因于非常细和硬的硬质相颗粒的均匀分散。

最后，测试与Vanax 75的表面相比的Stellite 6的表面。结果在图14中示出。最初得到有一定程度的小增加(基本上比由Stellite 6组成的两个磨损表面时的小得多)的摩擦系数，然后摩擦系数下降并以约0.22的水平终止，即比当Stellite 6用于两个接触表面时更好。这是非常显著的并且表明摩擦可保持在能够使用电驱动装置的可行的较低水平，这赋予比使用气动和液动装置更大的灵活性。

回火响应

测试耐磨的钢材料Vanax 75的回火响应。结果在图15中示出并且其证实所述耐磨的钢材料具有非常良好的回火响应。对于深冻条件下的Vanax75，在最高达约500℃的回火下获得60～62HRC的硬度。此后硬度下降，但是所得硬度远超过使用Stellite 6可实现的硬度，Stellite 6的硬度，与回火温度无关，均为约42HRC。非深冻条件下的Vanax 75显示良好的回火响应并且获得51～55HRC的硬度。

耐高温性

通过研究在加热到最高达约1300℃的不同温度时如何影响硬质相颗粒来检查耐磨的钢材料的耐高温性。可以确定硬质相颗粒是非常稳定的。大体上，不论所用高温为多少，均未发生硬质相颗粒的生长或者生长非常少。如果材料在高的操作温度(700～800℃)下以长的操作时间使用则这是非常有利的。作为实例，可提及电力工业中的蒸汽或燃气轮机厂，其中操作在非常高的温度下并且另外以极长的操作时间(对于这样的工厂最高达60年)进行。

机加工性

对根据本发明的耐磨的钢材料的机加工性进行检查并与Stellite 6对比。对交付条件即热等压软退火条件(35HRC)下，以及淬硬和回火条件(60HRC)下Vanax 75的机加工性进行检查，并且对Stellite 6在该材料的交付条件(46HRC)下的机加工性进行检查。将交付条件下Vanax 75的机加工性用作参照值。图16显示淬硬和回火条件下Vanax 75与Stellite 6具有可比较的机加工性(约0.30)。应用测试也已显示淬硬和回火条件下Vanax 75具有比Stellite 6略好的机加工性。交付条件下的Vanax 75具有最好的机加工性(1.0)。

讨论

上述测试的结果表明，具有权利要求1的组成的耐磨表面层可非常成功地施加在金属基底上而没有基底局部耗尽缓蚀合金元素的任何风险。两种材料的结合适当地通过热等静压加工进行。在热等静压加工时，耐磨的钢材料和基底可分别由如下组成：

a)分别为粉末和固体材料；

b)分别为粉末和粉末，具有或不具有阻挡层；或者

c)分别为固体材料和固体材料。

所得产品尤其适合用于经历硬表面压力，即经历磨损的应用中的组件，在所述应用中，磨料磨损和组件之间由于冷焊引起的磨损(所谓的金属磨损)尤其明显。由于耐磨的钢材料还具有非常良好的耐蚀性，其可有利地在海上工业、食品工业、加工工业和制浆工业中使用，其中例如阀、泵和附属设备(attachments device)中还要求耐蚀性。使用本发明的制造方法已证实可制造这样的复合产品，其尤其适合用作阀以调节核电厂的初级回路中蒸汽和水的流量，并且其似乎可替代现有的含有钴基合金Stellite 6的耐磨表面的阀。这暗示了另一优点。由于耐磨的钢材料不含有任何钴，可避免沸水反应器中的初级回路中本底辐射水平提高的现有问题。还已经证实本发明的钢材料具有优异的摩擦性质并且似乎可提供这样的产品，所述产品有助于减少能耗并且能够使用电驱动控制装置，这比必须使用气动和液动组件时具有更大的灵活性。

Claims

1.制造复合产品的方法，所述复合产品包括赋予所述产品所需的强度/耐受性的第一金属材料的基底和施加在该基底的表面区域上的耐磨的钢材料涂层，特征在于以下步骤：

-以粉末冶金方式制造耐磨的钢材料，该耐磨的钢材料具有以重量％计的以下组成：

C Si Mn Cr Ni Mo+1/2W Co S N 0.01-2 0.01-3.0 0.01-10.0 16-33 最大5 0.01-5.0 最大9 最大0.5 0.6-10

而且，

(V+Nb/2)为0.5-14，其中一方面N的含量与另一方面(V+Nb/2)的含量彼此平衡，使得所述元素的含量在其中N的含量为横坐标且V+Nb/2的含量为纵坐标的垂直平面坐标系中的范围A’、B’、G、H、A’内，并且其中所述点的坐标如下：

A’ B’ G H N 0.6 1.6 9.8 2.6 V+Nb/2 0.5 0.5 14.0 14.0

并且Ti、Zr和Al中任一个最大为7；

余量基本上只有铁和不能避免的杂质；

-将所述耐磨的钢材料施加到所述基底的所述表面区域上；和

2.权利要求1的方法，特征在于其还包括：

-将具有所述涂层的所述基底包在包套中；

-排出所述包套中的气体，并且在热等静压加工之后；

-除去覆盖所述耐磨的钢材料的包套或所述包套的至少一部分。

3.权利要求2的方法，特征在于将所述第一金属材料的插入物置于所述包套中，并且将所述耐磨的钢材料的粉末施加到该插入物的所述表面区域上，并此后将该包套密封。

4.权利要求1的方法，特征在于将所述耐磨的钢材料的粉末施加到所述第一金属材料的插入物的表面区域上，以及将罩状包套布置成包住所述粉末并朝着所述插入物侧焊接，所述插入物已经至少在一定程度上完全机加工。

5.权利要求2的方法，特征在于通过使所述耐磨的钢材料的粉末中的粉末颗粒结合来制造所述耐磨的钢材料的中间产物，并且将该中间产物施加到所述第一金属材料的插入物上，随后将所得单元包在包套中。

6.权利要求5的方法，特征在于所述中间产物具有条带、环或圆盘的形状。

7.权利要求5或6的方法，特征在于所述粉末颗粒通过热等静压加工结合。

8.权利要求2～7中任一项的方法，特征在于所述两种钢材料通过包套壁保持分开以避免容易移动的合金元素，例如C或N在所述耐磨的钢材料与所述第一金属材料之间的有害扩散。

9.权利要求8的方法，特征在于所述包套壁主要由镍或蒙乃尔合金组成。

10.权利要求2的方法，特征还在于所述第一金属材料由置于所述包套中的粉末组成。

11.权利要求2的方法，特征在于所述包套为第一包套，第二包套填充有所述第一金属材料、即所述基底的粉末，以及将该第二包套密封和置于所述第一包套中，将所述耐磨的钢材料的粉末填充到所述第二包套中使得其布置成朝向与所述基底的至少所述表面区域连接的所述包套壁，随后将所述第一包套密封。

12.权利要求1～11中任一项的方法，特征在于所述耐磨的钢材料的粉末通过解碎具有该耐磨的钢材料的除氮以外的所示组成的熔体而制造，所述解碎通过使惰性气体、优选氮气吹过所述熔体的射流来进行，该熔体的射流分裂为容许固化的液滴，随后使所得粉末经历固相氮化至所示的氮含量。

13.权利要求1～12中任一项的方法，特征在于所述热等静压加工在1000～1350℃，优选1100～1150℃的温度和100Mpa的压力下进行3小时。

14.权利要求1～13中任一项的方法，特征在于所述步骤之后进行软退火、机加工为所需的尺寸和热处理。

15.权利要求1～14中任一项的方法，特征在于所述涂层具有0.5～1000mm，优选0.5～50mm，甚至更优选0.5～30mm的厚度。

16.权利要求1～14中任一项的方法，特征在于所述涂层具有0.5～10mm，更优选3～5mm的厚度。

17.权利要求14的方法，特征在于所述热处理通过以下进行：从950℃～1150℃的奥氏体化温度淬硬和在200℃～450℃低温回火2×2小时，或者在450℃～700℃高温回火2×2小时。

18.权利要求1～17中任一项的方法，特征在于在所述耐磨的钢材料中包括含量以重量％计的以下元素：

19.权利要求1～17中任一项的方法，特征在于V的含量为2.5～3.0重量％且N的含量为1.3～2.0重量％。

20.权利要求1～17中任一项的方法，特征在于在所述耐磨的钢材料中包括含量以重量％计的以下元素：

21.权利要求1～17中任一项的方法，特征在于在所述耐磨的钢材料中，碳以0.1～2重量％的含量存在，氮以最高达约10重量％的含量存在，并且钒以最高达约14重量％的含量存在。

22.复合产品，其包括赋予所述产品所需的强度/耐受性的第一金属材料的基底和施加在该基底的表面区域上的耐磨的钢材料的涂层，特征在于

-其包括用于耐磨表面的基底，其中所述基底具有第一组成；

-所述耐磨表面包括具有第二组成的耐磨的钢材料，所述耐磨的钢材料包含，以重量％计：

C Si Mn Cr Ni Mo+W/2 Co S N 0.01-2 0.01-3.0 0.01-10.0 16-33 最大5 0.01-5.0 最大9 最大0.5 0.6-10

而且，

A’ B’ G H N 0.6 1.6 9.8 2.6 V+Nb/2 0.5 0.5 14.0 14.0

并且Ti、Zr和Al中任一个最大为7；

余量基本上只有铁和不能避免的杂质；

-所述钢材料具有微观结构，该微观结构包括最高达50体积％的M₂X-型、MX-型和/或M₂₃C₆/M₇C₃-型硬质相颗粒的均匀分布，所述硬质相颗粒在它们最长的延伸中的尺寸为1～10μm，其中所述硬质相颗粒的含量使得最高达20体积％为其中M主要为Cr且X主要为N的M₂X-碳化物、M₂X-氮化物和/或M₂X-碳氮化物，5～40体积％为其中M主要为V和Cr且X主要为N的MX-碳化物、MX-氮化物和/或MX-碳氮化物，其中所述MX-颗粒的平均尺寸低于3μm、优选低于2μm并且甚至更优选低于1μm。

23.权利要求22的复合产品，特征在于

-所述耐磨的钢材料通过热等静压加工施加到所述基底上，其中获得紧密的产品；

-将所述紧密的产品机加工为所需尺寸；并且

-将其通过以下进行热处理：从950℃～1150℃的奥氏体化温度淬硬和在200℃～450℃低温回火2×2小时，或者在450℃～700℃高温回火2×2小时。

24.权利要求22或23的复合产品，特征在于在所述耐磨的钢材料中包括含量以重量％计的以下元素：

25.权利要求24的复合产品，特征在于V的含量为2.5～3.0重量％且N的含量为1.3～2.0重量％。

26.权利要求22或23的复合产品，特征在于在所述耐磨的钢材料中包括含量以重量％计的以下元素：

27.权利要求22或23的复合产品，特征在于在所述耐磨的钢材料中，碳以0.1～2重量％的含量存在，氮以最高达约10重量％的含量存在，并且钒以最高达约14重量％的含量存在。

28.权利要求22～24中任一项的复合产品，特征在于所述基底的金属材料耐受1100～1150℃的热等静压加工并且对于热加工而言与所述耐磨的钢材料相容。

29.权利要求28的复合产品，特征在于其由阀中经历磨损的组件组成，并且所述基底的材料由用于压力容器的钢组成。

30.权利要求29的复合产品，特征在于所述耐磨的钢不含故意添加的钴并形成核电厂的阀中组件的耐磨表面，所述组件经历磨损，其中所述基底的材料具有对应于AISI 316L的组成。

31.权利要求28的复合产品，特征在于其为磨损组件、泵部件、发动机组件、辊或具有耐磨材料的耐磨表面的其它组件，并且在这样的应用中，整个组件并不是都由所述耐磨的钢材料组成。

32.权利要求22的复合产品，特征在于所述涂层具有0.5～1000mm，优选0.5～50mm，甚至更优选0.5～30mm的厚度。

33.权利要求23的复合产品，特征在于所述涂层具有0.5～10mm，更优选3～5mm的厚度。

34.钢材料用于获得金属材料的基底上的耐磨表面区域的用途，所述钢材料以粉末冶金方式制造，并具有以重量％计的以下组成：

而且，

A’ B’ G H N 0.6 1.6 9.8 2.6 V+Nb/2 0.5 0.5 14.0 14.0

并且Ti、Zr和Al中任一个最大为7；

余量基本上只有铁和不能避免的杂质；

其中所述金属材料的基底具有另外的第一组成，所述表面区域优选为阀的耐磨表面。

35.权利要求34的用途，特征在于所述阀为核电厂中的阀，优选核电厂的初级回路中的阀。