CN1097640C - 钢质材料及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

用非粉末台金法生产的钢质材料，该方法包括用具有以下化学成分的保金构成的熔体生产锭和铸件(%重量)：C：2.0-4.3%、Si：0.1-2.0%、Mn：0.1-2.0%、Cr：5.6-8.5%、Ni：最多1.0%、Mo：1.7-3%，其中Mo可被双倍量的W部分或完全地取代，Nb：最多2.0%、V：6.5-15%，其中的V可被双倍量的Nb至最多2%的Nb部分取代，N：0.3%，其中一方面的C和N含量和另一方面的V和任何可能存在的Nb含量相互平衡，从而使所述元素含量落在该图中的坐标系中的A、B″、E、F、B′、B、C、D、A区域内，其中所述各点的V+2Nb/C+N坐标为：A：9/3.1、B″：9/2.85、E：15/4.3、F：15/3.75、B′：9/2.65、B：9/2.5、C′：6.5/2.0、D：6.5/2.45。

Description

钢质材料及其制造方法
本发明涉及一种用非粉末冶金法制成的新的钢质材料，其制造方法包括用钢水制成锻件或铸件。该钢质材料由合金构成，该材料除Fe和C之外，还含作为主要合金元素的Cr、V和Mo，它们的含量是这样选择和权衡的：要使此钢在淬火和回火后，此钢的硬度和显微组织能使其首先适用于作冷加工工具，而且还适用于对耐磨性和相当好的韧性提出高要求的应用领域，如用作使陶瓷材料成形或对其进行加工的材料，比如作制砖工业中所用的工具。本发明还涉及该钢质材料的用途并涉及其制造方法，这包括该材料的热处理方法。
背景技术
首先谈到含Cr大于10％的，用常规方法制造的，对其硬度和耐磨性提出很高要求的，用作冷加工工具原材料的工具钢。这类现今用于进行研磨的冷加工领域的标准化的钢AISI S2、D6和D7是这类钢的典型例子。这种已知钢的标称成分列于表1。
表1常规的冷加工用钢-标称成分(％重量)
   C     Si     Mn     Cr     Mo     W    V
 AISI D2    1.5     0.3     0.3     12.0     1.0     -    1.0
 AISI D6    2.1     0.3     0.8     12.5     -     1.3    -
 AISI D7    2.35     0.3     0.5     12.0     1.0     -    4.0
象所有的莱氏体钢(Iedeburitic steels)一样，上述类型的钢经过析出奥氏体后而凝固，此后在残留的液相区中形成M7C3-碳化物。所得到的材料不满足针对某些产品性能所提出的高要求，而这些性能，即良好的耐磨性与良好的韧性的组合对于冷加工用钢是至关重要的。这些常规的莱氏体钢的热加工性能相当差也是一种缺点。
作为冷加工用钢的原料还使用含V量高的工具钢，它们是用粉末冶金法制成的。以其商品名Vanadis4和Vanadis10而公知的钢是这类钢的例子。其标称成分列于表2中。
表2粉末冶金法制造的冷加工用钢-标称成分(％重量)，余量：Fe和杂质
    C     Si     Mn     Cr     Mo     V
 Vanadis4     1.5     1.0     0.4     8.0     1.5     4.0
 Vanadis10     2.9     1.0     0.5     8.0     1.5     9.8
上述用粉末冶金方法制成的钢具有极好的耐磨性和韧性的组合，但造价很高。
发明的公开
本发明的目的在于提供一种可用常规方法，经过制造熔体，用其制成的钢合金的新的钢质材料，用该熔体可铸成锭，然后将其热加工成棒、板等状，用此棒、板等可制成工具或其它物品，该物品经热处理可制成具有所需组合性能的最终产品。该常规的制锭过程还可通过后续的熔融冶金工艺步骤，如电渣精炼(ESR)，或通过供选择的名为Osprey的替代方法而完成，按照Osprey法，使将被凝固的熔融金属液滴堆积而形成锭。
本发明材料的应用领域可包括从采矿业中的耐磨零部件到常规冷加工领域中的工具的任何用品，所述的材料用于下料、成形和冷挤压工具、粉末压制、深拉等工具及用于使陶瓷体成形或对其加工的，比如用于制砖工业中的工具或机械零件。就本文而言，本发明的一个特别的目的在于提供一种耐磨性和韧性的组合优于AISI D2、D6和D10型的常规莱氏体冷加工用钢的材料。
本发明另一目的在于提供一种加工性能优于所述常规莱氏体冷加工用钢的材料，其中锻造车间和轧机的生产率可以提高从而还增加了生产的经济效益。
本发明再一目的在于提供一种热处理性能良好的材料。因而，就可能从低于1200℃的奥氏体化温度，更好是从900-1150℃之间的温度，一般从950-1100℃的温度对该钢进行淬火，而且此钢有良好的淬透性；热处理时的良好的尺寸稳定性，而且通过二次硬化可达到55-66HRC，更好是60-66HRC的硬度。
可以接受的切削性能和研磨性能是其它的合乎要求的性能。
本发明的各种目标均可完成，其中，本发明的特征述于后附的独立权利要求中。
图1图示了具有符合本发明的V、C和Mo含量及不同的Cr含量的合金的典型的相图。该图展示了于不同温度时处于平衡状态下的各种相。当使钢锭或铸件缓慢固化时，该合金经过在熔融相中初次析出坚硬的MX-型颗粒而凝固，其中M是V和/或Nb，但最好是V，而X是C和/或N，但更好是C。剩余的残余熔体中有含量相当低的合金元素，因而将凝固而形成奥氏体和MX(该相图中的γ+MX区)。在连续冷却过程中，该γ+MX+M7C3区被迅速地经过，在该区中可析出少量的M7C3型的碳化物，其中的M主要是Cr。
因此，对于本发明的材料而言，在1100℃的温度下，在平衡状态下，其显微组织由熔融相中的奥氏体和在液相中析出的硬的MX型颗粒所组成是典型的，所述的M是V和/或Nb，而最好是V，X是C和N；而且还可有少量的二次析出的硬颗粒，首先是M7C3型的碳化物颗粒，其量通常最多是2％，更好是最多1％(体积)，其中的M主要是Cr。
通常为片状的、常规莱氏体冷加工用钢的固态组织因而被均匀分布的MX型坚硬组分所取代，50％(体积)以上的这种硬组份的尺寸在3-20μm的范围内，它们一般为圆形或长圆形，并且还可能含有少量的，由M7C3碳化物构成的片状固态组织。热加工之后，碳化物达到了明显均匀的细分散的分布，据信这就是为何此钢的热加工性能优于用非粉末冶金法制成的常规莱氏体冷加工用钢的原因。
由于热处理包括淬火和回火，所以将该材料加热到相图中的γ+MX区，其中原有的任何M7C3-碳化物被溶解，因而重新变成由奥氏体及分布在奥氏体中的MX型硬颗粒组成的组织。在迅速冷至室温时，此奥氏体转变成马氏体。γ+MX+M7C3区被相当快地经过，这抑制了M7C3碳化物形成。因此，对本发明的钢质材料而言，在室温下其显微组织由主要是马氏体的基体构成是典型的，在该基体中，在本发明的某些较佳实施方案的情况下，如冷加工工具用钢的情况下，10-40％(体积)是初次的MX型硬颗粒，在本发明另外一些较佳实施方案，如制砖工业中所用的加工陶瓷体的工具或机械零件的情况下，则该硬颗粒的量为10-25％(体积)，而最适宜的量是20-40％(体积)，该颗粒析出于液相，一般为圆形。此外可能还有亚-显微尺寸的二次析出的硬颗粒。由于二次析出的颗粒尺寸小，所以难于确定其化学成分，而且非常先进的设备也难以分析其含量。但推测，这类产物以某种程度存在，而且主要是MC和M7C3碳化物(其中M主要是V和Cr)。在淬火和回火之后，本发明材料的硬度为55-66HRC，所述的显微组织和硬度是通过将此材料加热到900-1150℃的温度，在该温度下将其加热15分-2小时，将其冷至室温，再于150-650℃将回火1次或数次而获得的。
下面陈述所涉及的各种合金元素及其相互间的作用。
为使该材料含有10-40％(体积)的MX型硬颗粒及使基体含0.6-0.8％的固溶态的C，在本发明某些较佳实施例中，如作热加工工具时，使该材料含10-25％(体积)的该硬颗粒；特别是在本发明另外一些较佳实施例中，如制砖工业中用于加工陶瓷体的工具和机械零件时，使该材料含20-40％(体积)该硬颗粒，应有足够量的V、C和N，其中也应考虑一些C和N以所述的二次析出的硬颗粒形式，首先是M7C3碳化物的形式结合的事实。应该提到的是，由于N不以超过杂质水平的量，或以来自炼钢过程中的伴随元素的量(即最多0.3％，一般最多0.1％)存在于钢中，所以N一般无助于大量形成所述的初次或二次析出物。
V可被最高达2％的Nb部分地取代，但最好不要利用这种可能。一般，所述的硬颗粒大部分由MC碳化物，尤其是主要由V4C3碳化物构成。所述的硬颗粒相当大，而且估计至少50％(体积)的硬颗粒作为细分散的、不连续颗粒存在于基体中，尺寸为3-20μm。它们一般大体上为圆形。这些条件有助于使该钢具有良好的加工性能。此外，由于所述MX型硬颗粒的硬度高及由于其尺寸，所以它们还很大程度地有助于使该材料具有合格的耐磨性。
V含量应为至少6.5％，最多15％，较好是最多13％。根据本发明的第一特点，V含量最多为11％。根据本发明的另一特点，V含量最好是至少7.5％，同时最大V含量应达9％。但根据本发明的又一目标，优选的V含量为6.5-7.5％。当本文提及V时，应认识到V可被2倍量的Nb和直至最高达2％的Nb完全地或部分地取代。
为获得10-40％(体积)的所述MX型初次析出的硬颗粒，及根据本发明的某些上述特点获得10-25％或20-40(体积)％的该颗粒，及使回火马氏体中有0.6-0.8％，更好是0.64-0.675％的C，C含量应与V及任何存在的Nb含量相匹配，其中还应考虑到主要是MC碳化物和M7C3碳化物二次的析出达到某种程度的事实，所述的二次析出也消耗C。这种一方面适应V和Nb间关系，另一方面适应C的条件可见于图2，该图展示了C含量和V+2Nb含量间的关系。在图2的坐标系中(其中V+2Nb是横坐标，碳含量形成纵坐标)，所绘的图中的各拐点的坐标值示于表3中。
    V+2Nb     C+N
    A     9     3.1
    B     9     2.5
    B′     9     2.65
    B″     9     2.85
    C     6.5     2.0
    C′     6.5     2.1
    C″     6.5     2.25
    C     7.5     2.5
    D     6.5     2.45
    D′     7.5     2.7
    E     15     4.3
    E′     13     3.83
    E″     11     3.35
    F     15     3.75
    F′     13     3.4
    F″     11     3.05
根据本发明的第一特点，V、Nb、C+N的含量将相互匹配，从而使所述的坐标值位于由拐点A、B″、E、F、B′、B、C、D、A限定的区域内。
根据本发明的第二特点，V、Nb和C+N的含量将相互匹配，从而使所述的坐标值位于由坐标系内的拐点A、B、C、D、A所限定的区域内。
根据本发明的第三特点，V、Nb和C+N的含量将相互匹配，从而使所述的坐标值位于由图2中的坐标系内的拐点A、B′、C′、D、A所限定的区域内。
根据本发明的第四特点，该坐标值将位于拐点A、B″、C″、D、A所限定的区域内。
根据本发明的第五特点，该坐标值将位于拐点A、B″、C、D′、A所限定的范围内。
根据一较佳实施方案，该坐标值最好位于拐点A、B′、C′、C″、C、D′、A限定的范围内。
根据另一较佳实施方案，该坐标值最好落在由拐点B″、B′、C′、C″、B″限定的区域内。
根据再一较佳实施方案，该坐标值最好位于拐点D、C、C″、D、D′限定的范围内。
上述第二-第五个特点及所述的较佳实施方案与将该钢用于冷加工工具的用途特别相关。根据与该钢用于陶瓷体的加工工具或机械零件，如制砖工业中所用的工具和零件特别相关的本发明的第六特点，V、Nb和C+N的含量相互匹配，从而使该各点坐标值位于由图2中的坐标系内的拐点E、F、B′、B″、E所限定的区域内。
根据本发明的第七特点，该坐标值特别可位于由拐点E、F、F′、E′、E限定的区域内。
根据本发明的第八特点，该坐标值将位于由拐点E′、F′、F″、E″、E′限定的区域内，而根据另一特点该值将位于由拐点E″、F″、B′、B″、E″限定的范围内。
为使此钢得到良好的淬透性，即在厚的钢制品的情况下也可硬透的能力，Cr应以至少5.6％，更好是至少6％，适宜地是以至少6.5％的量存在。Cr的可能含量的上限取决于因在熔体的凝固过程中的偏析而形成不合要求的M7C3碳化物的风险。因此Cr含量不得大于8.5％，较好是小于8％，适宜的最大量应为7.5％。7％的量是典型的Cr含量，对于所希望的淬透性而言，此量是很低的。
不过为使该材料得到所需的淬透性，而无严重偏析的风险，此钢还应含至少1.7％，更好是1.7-3％，适宜地是2.1-2.8％的Mo。该钢一般含2.3％的Mo。原则上Mo可被双倍量的W(钨)完全地或部分地取代。但是，该钢最好不含超过杂质水平的W。
Si和Mn可按工具钢中的Si、Mn的正常含量存在。Si和Mn中的每一种因而可以0.1-2％，更好是0.2-1％的量存于钢中。余量是Fe、杂质及正常量的伴随元素，其中术语“伴随元素”是指无害的元素，它们通常是在炼钢时带入的，并且作为残余元素存在。
本发明钢的以下优选成分是可行的：2.55C、0.5-1.0Si、0.5-10Mn、7.0Cr、8.0V、2.3Mo、余量的Fe、不可避免的杂质及伴随元素。
另一种优选成分也是可行的：2.7C、0.5-1.0Si、0.5-10Mn、7.0Cr、8.0V、2.3Mo、余量的Fe、不可避免的杂质及伴随元素。
再一种优选的成分也是可行的：2.45C、0.5-1.0Si、0.5-10Mn、7.5Cr、8.0V、2.3Mo、余量的Fe、不可避免的杂质及伴随元素。
上述本发明优选的成分特别适用于冷加工工具钢。用于加工陶瓷体的工具和机械部件的钢适用的优选可行的成分是：3.5C，0.5-1.0Si，0.5-1.0Mn，7.0Cr，12.0V，2.3Mo，余量的铁和不可避免的杂质及伴随元件。
用于此用途的另一种可行的优选成分是：3.9C，0.5-1.0Si，0.5-1.0Mn，7.0Cr，14.0V，2.3Mo，余量的铁和不可避免的杂质和伴随元素。
用于此用途的另一种可行的优选成分是：3.0C，0.5-1.0Si，0.5-1.0Mn，7.0Cr，10.0V，2.3Mo，余量的铁和不可避免的杂质和伴随元素。
制造本发明的钢材时，首先生产具有本发明的特定化学成分的钢水(熔体)。将钢水浇铸成锭或铸锭，其中钢水缓慢固化，使得在固化过程中析出10-40(体积)％，优选根据钢的预定用途，10-25(体积)％或20-40(体积)％的MX型硬颗粒，其中M为V和/或Mo，优选为V；X为C和N，优选为C，至少50(体积)％的所述硬颗粒大小为3-20μm，并且，在钢材热处理方面，可在热加工和/或加工至所希产品形状之后，将材料加热至900-1150℃，平衡时钢合金的显微组织由奥氏体和MX型硬颗粒组成，将材料由此温度冷却至室温，其中钢的奥氏体基体转化为含初级析出的硬颗粒和固溶体碳的马氏体，然后，将材料在150-650℃回火一次或几次。
从后附的权利要求书和对已进行的实验和计算的陈述可得知本发明的特点及通过本发明可达到的优点和效果。
附图简述
图1展示了本发明钢与Cr含量的关系的相图；
图2以坐标系的形式展示了一方面的钒和铌与另一方面的碳和氮之间的关系；
图3展示了本发明钢在淬火-回火状态(铸态和锻态)下的显微组织；
图4展示了奥氏体化温度对被检测钢的硬度的影响；
图5展示了奥氏体化温度对525℃/2×2小时回火后的被检测的钢的硬度的影响；
图6展示了回火温度对被检测的合金硬度的影响；
图7A展示了某些被检测的钢的硬度和800-500℃间的冷却时间的关系曲线；
图7B展示了不同直径和冷却剂所用的冷却时间。
对较佳实施方案的描述材料和实验操作
以每炉50kg的形式生产9种试验合金、钢号1-9。其成分列于表3。表3中还列出了一些参考材料的标称成分，即AISI D2、钢No.10、AISID6、钢No.11及用粉末冶金法生产的及商品名为VANDIS10和VANDIS4的钢No.12和13。
表4被检测钢的化学成分(％重量)
    钢No.  C  Si  Mn  P  S  Cr  Mo  W  V  Nb  N
    1  0.80  0.50  0.60  0.010  0.010  4.73  0.01  0.12  3.66  -  0.03
    2  1.40  0.97  1.54  0.008  0.011  5.85  0.01  0.01  3.85  -  0.04
    3  1.86  0.96  1.47  0.010  0.012  6.01  0.01  0.01  5.80  -  0.05
    4  2.80  1.36  0.96  0.021  0.009  4.51  0.04  0.01  11.02  -  0.05
    5  2.70  0.93  1.67  0.018  0.014  6.07  0.02  0.01  8.75  -  0.06
    6  2.50  0.91  1.63  0.018  0.013  6.06  0.02  0.01  7.8  -  0.05
    7  3.00  0.79  0.62  0.025  0.012  6.05  2.87  0.02  8.91  -  0.08
    8  3.10  0.81  0.69  0.020  0.013  6.04  0.12  6.64  9.13  -  0.06
    9  3.20  0.79  0.65  0.021  0.012  5.90  0.06  5.90  8.94  0.96  0.06
    10  1.5  0.3  0.3  12.0  1.0  -  1.0
    11  2.1  0.3  0.8  12.5  -  1.3  -
    12  2.9  1.0  0.5  8.0  1.5  9.8
    13  1.5  1.0  0.4  8.0  1.5  4.0
按照适用于AISI D2，钢No.12的正常工艺将所有的锭锻至60×60mm，然后将该棒放在蛭石中冷却。按照适用于AISI D2的正常工艺进行软退火。
在文中及图中有一些符号和缩写，它们的定义如下：
HB＝布氏硬度
HV10＝10kg载荷时的维氏硬度
HRC＝洛氏硬度
t8-5＝以从800℃冷到500℃时所需的秒数表示的冷却速度
TA＝回火温度℃
h＝小时
MC＝MC碳化物，其中M主要是V
M7C3＝M7C3碳化物，其中M主要是Cr
M7C3(片状的一共晶变化)＝M7C3在奥氏中的共析出，其中的碳化物主要是片状的
Ms＝开始形成马氏体的温度
Ac1＝向奥氏体转变的开始温度
Ac3＝向奥氏体转变的终止温度
进行以下试验
1.软退火后测硬度
2.淬火和回火后的铸态和锻态下的显微组织
3.以1000、1050及1100℃/30分/空气奥氏体化后的硬度(HRC)
4.以200、300、400、500、525、550、600及650℃/2×2h回火后的硬度(HRC)
5.在三种冷却速度、t8-5＝1241、2482及4964秒时的淬透性
6.TA＝1050℃/30分/空气及TA＝1050℃/30分+500℃/2×2h后确定残余奥氏体
7.室温无缺口冲击试验。TA＝1050℃/30分+525℃/2×2h。
8.磨损试验，TA＝1050℃/30分+525℃/2×2h。结果软退火态的硬度
该研究中的合金在其软退火态时的硬度示于表5
表5，软退火态的被检测合金的硬度
    合金钢No.     硬度(HB)
    2     237
    3     249
    5     275
    6     277
    7     295
    8     311
    9     319
    11     240
    12     275
显微组织
对淬火和回火后铸态(不是全部)和锻态下的显微组织进行了研究。在两种V含量最低的合金，钢No.1和2中，碳化物具有从长到圆的各种形状，而且分行排列在偏析区中。其它合金的显微组织的特征是在回火马氏体中均匀分布着，主要是圆形的MC碳化物，其大部分(以体积为基准)的尺寸为5-20μm。还出现了数量可观的M7C3(片状共晶体)。这些结果体现于表6和图2中，它们展示了回火和淬火态下(铸态和锻态下)的钢No.8的显微组织；TA＝1050℃/30分+525℃/2×2h，65.6HRC。
表6按MC和M7C3(片状共晶)区分的碳化物(％体积)
    合金钢No.                  测得的
    MC     M7C3     总量
    2     1.6     5.4     7.0
    3     3.7     6.0     9.7
    5     10.2     5.8     16.0
    7     13.9     6.2     20.1
    8     9.5     12.9     22.4
    9     14.4     13.1     27.6
硬度与奥氏体化温度和回火温度间的关系
在1000-1100℃/30分奥氏体化，空冷至20℃后的硬度示于图4。在图5中，可见到1000-1100℃/30分奥氏体化，空冷至20℃，接着回火525℃/2×2h后的硬度。图6展示了各种被测合金在1050℃奥氏体化之后的回火曲线。在全部图中，钢No.10作为参照物被包括在内。这些不含Mo和/或W的合金的回火稳定性与No.10钢(AISI D2)的该性能相似，而其它合金的回火稳定性与高速钢的该性能相似。在1050℃-1100℃奥氏体化再于500-550℃回火后的硬度在60-66HRC间变化。淬透性
用膨胀计比较从1050℃的奥氏体化温度(30分)，以各种不同的冷却速度冷却的钢No.2、7和10的淬透性(见图7A和7B)。钢No.2中缺少Mo和/或W的结果是：其淬透性显然比钢No.10、AISID2差得多。但在No.7钢中加了约3％的Mo使其淬透性与No.10钢相当或比其更好。
某些被检验钢的Ms、Ac1及Ac3列于表7中。
表7转变温度
    合金钢No.     Ms(℃)     Ac1(℃)     Ac3(℃)
    2     180     800     860
    7     150     780     900
    10     180     810     880
    11     220     795     835
    12     245     860     920
韧性
测定了表8中所列的各种钢的室温冲击功。韧性随碳化物和V含量的增加而下降，但保持于某一点，该点代表与钢No.5和7的合金含量相当的合金含量，钢No.5和7含约9％V，其韧性与No.10，AISID2相同。这表明，本发明的钢在6-9％V的含量范围时得到了优于莱氏体钢No.10的韧性(见表8)。
表8无缺口试样的室温冲击功。试验位置：中心，长度方向
    合金钢No.     硬度(HRC) 无缺口试样的冲击功(J)
    2     56.5 12
    3     56.5 11
    5     58.5 8
    6     58.5 7
    7     65.5 8
    8     64.5 7
    9     65 6
    10     59.5 8
耐磨性
通过耐磨试验评价耐磨性，该试验是用Slip Naxos-disc，SGB46HVX进行的(见表9)。耐磨性一般因较大和较多的碳化物、较高的硬度及因添加了用于形成较硬MC碳化物的V/Nb而提高。在表9中，低值代表高的耐磨性，反之亦然。
表9磨损试验的结果
    合金钢No.     硬度(HRC)   G数SGB46HVX
    2     56.5   3.5
    3     56.5   1
    5     58.5   0.5
    7     65.5   0.9
    11     58   0.3
    12     62   2
    13     60.0   3.8

Claims (31)

1.用非粉末冶金法制得的钢质材料，其特征在于，该材料由具有以下化学成分的合金构成(％重量)：
C：2.0-4.3％
Si：0.1-2.0％
Mn：0.1-2.0％
Cr：5.6-8.5％
Ni：最多1.0％
Mo：1.7-3％，其中Mo可被双倍量的W完全或部分取代
Nb：最多2.0％
V：6.5-15％，其中V可被双倍量的Nb直到最多2％Nb部分取代
N：最多0.3％其中一方面的C和N与另一方面的V和任何可能存在的Nb相互平衡，从而使所述元素的含量落在图2坐标系中的A、B″、E、F、B′、B、C、D、A的区域中，所述各点的V+2Nb/C+N的坐标是：
A：9/3.1
B″：9/2.85
E：15/43
F：15/3.75
B′：9/2.65
B：9/2.5
C：6.5/2.0
D：6.5/2.45其余主要是Fe、杂质及正常量的伴随元素；该材料的淬火和回火后的室温硬度为55-66HRC，而显微组织系由这样一种基体构成；该基体基本上由马氏体构成，而在该基体中10-40％(体积)是MX型的硬颗粒，其中M是V和/或Nb，而X是C和/或N，所述的硬度和组织是用非粉末冶金的制造方法制成材料，通过将该材料加热到900℃-1150℃的温度，通过在15分-2小时的期间将此材料于所述温度下加热，将此材料冷至室温，再将其于150-650℃的温度回火一次或几次而获得的。
2.权利要求1的钢质材料，其特征在于，一方面的C和N的含量与另一方面的V和任何可能存在的Nb相互平衡，从而使所述元素的含量落在图2坐标系中的A、B、C、D、A区域内，其中所述各点的V+2Nb/C+N坐标是：
A：9/3.1
B：9/2.5
C：6.5/2.0
D：6.5/2.45其中所述基体含10-25％(体积)的MX型硬颗粒。
3.权利要求2的钢质材料，其特征在于，一方面的C和N的含量与另一方面的V和任何可能存在的Nb的含量相互平衡，从而使所述元素的含量落在图2坐标系中的A、B′、C′、D′、A的区域内，其中所述各点的V+2Nb/C+N的坐标是：
A：9/3.1
B′：9/2.65
C′：6.5/2.1
D′：6.5/2.45
4.权利要求2的钢质材料，其特征在于，一方面的C+N的含量与另一方面的V和可能存在的任何Nb的含量相互平衡，从而使所述元素的含量落在图2中的坐标系内的A、B″、C″、D、A区域中，其中所述各点的V+2Nb/C+N坐标为：
A：9/3.1
B″：9/2.85
C″：6.5/2.25
D：6.5/2.45
5.权利要求2的钢质材料，其特征在于，一方面C+N的含量和另一方面的V和任何可能存在的Nb的含量相互平衡，从而使所述元素的含量落在图2坐标系中的A、B″、C、D′、A区域内，其中所述各点的V+2Nb/C+N坐标是：
A：9/3.1
B″：9/2.85
C：7.5/2.5
D′：7.5/2.7
6.权利要求2的钢质材料，其特征在于，一方面的C+N含量与另一方面的V和任何可能存在的Nb的含量相互平衡，从而使所述元素的含量落在图2坐标系中的A、B′、C′、C″、C、D′、A区域内，其中所述各点的V+2Nb/C+N坐标是：
A：9/3.1
B：9/2.65
C′：6.5/2.1
C″：6.5/2.25
C：7.5/2.5
D′：7.5/2.7
7.权利要求2的钢质材料，其特征在于，一方面C+N的含量与另一方面的V和任何能存在的Nb的含量相互平衡，从而使所述元素的含量落在图2坐标系中的B″、B′、C′、C″、B″的区域内，其中所述各点的V+2Nb/C+N的坐标为：
B″：9/2.85
B′：9/2.65
C′：6.5/2.1
C″：6.5/2.25
8.权利要求2的钢质材料，其特征在于，一方面的C+N含量与另一方面的V和任何可能存在的Nb的含量相互平衡，从而使所述元素的含量落在图2坐标系中的D′、C、C″、D、D′区域内，所述各点的V+2Nb/C+N坐标是：
D′：7.5/2.7
C：7.5/2.5
C″：6.5/2.25
D：6.5/2.45
9.权利要求2的钢质材料，其特征在于，一方面C+N含量与另一方面的V及任何可能存在的Nb的含量相互平衡，从而使所述元素含量落在图2坐标系中的B″、E、F、B′、B″区域内，其中所述元素的V+2Nb/C+N坐标是：
B″：9/2.85
E：15/4.3
F：15/3.75
B′：9/2.65
10.权利要求9的钢质材料，其特征为，一方面的C+N含量与另一方面的V及任何可能存在的Nb的含量相互平衡，从而使所述元素含量落在图2坐标系中的B″、E″、F″、B′、B″区域内，其中所述元素的V+2Nb/C+N坐标是：
B″：9/2.85
E″：11/3.5
F″：11/3.05
B′：9/2.65
11.权利要求9的钢质材料，其特征为，一方面C+N的含量与另方面的V及任何可能存在的Nb的含量相互平衡，从而使所述元素含量落在图2坐标系中的E″、E′、F′、F″、E″区域内，其中所述各点的V+2Nb/C+N坐标是：
E″：11/3.35
E′：13/3.83
F′：13/3.4
F″：11/3.05
12.权利要求9的钢质材料，其特征为，一方面的C+N含量与另一方面的V及任何可能存在的Nb的含量相互平衡，从而使所述元素含量落在图2坐标系中的E′、E、F、F′、E′区域内，其中所述各点的V+2Nb/C+N坐标是：
E′：13/3.83
E：15/4.3
F：15/4.0
F′：13/3.4
13.权利要求1-12中任何一项的钢质材料，其特征在于，该钢含至少6％Cr。
14.权利要求13的钢质材料，其特征在于，该钢含至少6.5％Cr。
15.权利要求13的钢质材料，其特征为，此钢含少于8％Cr。
16.权利要求15的钢质材料，其特征为，此钢含最多7.5％Cr。
17.权利要求1-12中任何一项的钢质材料，其特征在于，此钢含2.1-2.8％Mo。
18.权利要求1-8中的任何一项的钢质材料，其特征为，它含(％重量)：2.55C、0.5-1.0Si、0.2-1.0Mn、7.0Cr、8.0V、2.3Mo。
19.权利要求1-8中的任何一项的钢质材料，其特征为，它含(％重量)：2.7C、0.5-1.0Si、0.2-1.0Mn、7.0Cr、8.0V、2.3Mo。
20.权利要求1-8中的任何一项的钢质材料，其特征为，它含(％重量)：2.45C、0.5-1.0Si、0.2-1.0Mn、7.0Cr、7.0V、2.3Mo。
21.权利要求1或9-12中任何一项的钢质材料，其特征为，它含(％重量)：3.0C、0.5-1.0Si、0.2-1.0Mn、7.0Cr、10V、2.3Mo。
22.权利要求1或9-12中任何一项的钢质材料，其特征为，它含(％重量)：3.5C、0.5-1.0Si、0.2-1.0Mn、7.0Cr、12V、2.3Mo。
23.权利要求1或9-12中任何一项的钢质材料，其特征为，它含(％重量)：3.9C、0.5-1.0Si、0.2-1.0Mn、7.0Cr、14V、2.3Mo。
24.权利要求1-12中任何一项的钢质材料，其特征为，至少50％(体积)的所述MX型硬颗粒大小为3-20μm。
25.权利要求24的钢质材料，其特征为，至少50％(体积)的所述MX型硬颗粒大小为5-20μm。
26.制造权利要求1-23中任何一项的钢质材料的方法，其特征为，首先生产化学成分符合权利要求1-23中的任何一项的钢水，将其铸成锭或铸件，其中使钢水缓慢地凝固，以致在此凝固过程中在钢水中析出10-40％(体积)的MX型硬颗粒，其中的M是V和/或Nb，而X是C和N，至少50％(体积)的所述硬颗粒的尺寸为3-20μm。
27.权利要求26的制造钢质材料的方法，其中M为V，而X为C，至少50％(体积)的所述硬颗粒的尺寸为5-20μm。
28.权利要求26的制造钢质材料的方法，其特征在于，首先生产具有符合权利要求1-8或13-20的化学成分的钢水，将此钢水铸成锭或铸件，其中经该钢水缓慢地冷却，从而在凝固过程中析出10-25％(体积)MX型硬颗粒。
29.权利要求26的制造钢质材料的方法，其特征为，首先生产具有符合权利要求9-12或21-23的化学成分的合金熔体，将此熔体铸成锭或铸件，其中使此熔体缓慢地冷却，以致在凝固过程中析出20-40％(体积)MX型硬颗粒。
30.权利要求1-25中的任何一项的钢质材料在冷加工工具中的应用。
31.权利要求1-25中任何一项的钢质材料在磨损件，即承受严重磨损的产品中的应用。
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