耐摩耗性コーティングの表面領域を有する複合製品の製造方法、そのような製品、およびそのコーティングを得るための鋼材の使用
粉末冶金法で生産された耐摩耗性鋼材は、下記の組成を、質量％を単位として有し、さらに、０．５から１４の（Ｖ＋Ｎｂ／２）を有し、ただし、一方のＮの含量および他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量が、前記元素の含量が垂直平面座標系の範囲Ａ、Ｂ、Ｇ、Ｈ、Ａ内にあるように互いに対してバランスされ、ここでＮの含量は横座標であり、Ｖ＋Ｎｂ／２の含量は縦座標であり、前記点の座標は、Ｔｉ、ＺｒおよびＡｌのうちの任意の一以上は最大７であり、残部は本質的に鉄および不可避不純物のみである。この鋼は、基材の鋼材の熱間等方圧プレスによって、金属材料の基材上に耐摩耗性表面領域を得るのに優れている。特に、耐摩耗性鋼がＣｏを含まない場合、得られた複合体は、例えば原子力発電所用の弁で使用するのに適している。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、必要な強度もしくは耐性（ｓｔｒｅｎｇｔｈ／ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）を製品に与える第１の金属材料の基材（ｓｕｂｓｔｒａｔｅ）と、この基材の表面領域に付着された耐摩耗性鋼材のコーティングとを含む、複合製品（ｃｏｍｐｏｕｎｄ ｐｒｏｄｕｃｔ）の製造方法に関する。
【０００２】
本発明は、必要な強度／耐性を製品に与える第１の金属材料の基材と、この基材の表面領域に付着された耐摩耗性鋼材のコーティングとを含む、複合製品にも関する。
【０００３】
さらに本発明は、ある組成を有する、粉末冶金により生成された鋼材の使用に関する。
【０００４】
従来技術
当技術では、単一の材料によって満たすことのできない要求がしばしば存在する。例えば、同時発生的な相容れない要求が、延性／靭性および耐摩耗性に関してなされる可能性がある。そのような要求を満たすために、同じまたは異なる材料の２種または数種の物体（ｂｏｄｉｅｓ）が熱間等方圧プレス（ｈｏｔ ｉｓｏｓｔａｔｉｃ ｐｒｅｓｓｉｎｇ）によって結合された、いわゆる複合製品を使用することができる。基材は、必要な強度／耐性を製品に与え、一方、基材の表面領域には、必要な耐摩耗性をもたらすコーティングが設けられる。そのような複合製品は、例えば、耐腐食性も必要とされる、オフショア工業、食品産業、加工産業、およびパルプ工業で一般に使用されており、例えば弁、ポンプ、および接続装置（ａｔｔａｃｈｍｅｎｔ ｄｅｖｉｃｅｓ）などである。
【０００５】
例えば、一般に原子力発電所で水蒸気および水の流れを制御するのに使用されている弁は、ＡＩＳＩ ３１６Ｌ、即ち圧力容器用のステンレス鋼の基材構造上に合金を溶接でとりつけることによって構築された、弁構成要素（ｃｏｍｐｏｎｅｎｔｓ）を含む。使用中、弁の封止面は、僅かな摩損を受け、高い表面圧力および構成要素間の相対運動、いわゆるかじり（ｇａｌｌｉｎｇ）によって冷間圧接も受け、したがって、研削、補修溶接、または弁の交換といった形でメンテナンスを定期的に行うことが必要になる。
【０００６】
弁の封止面を構築するための鋼合金は、
・生産可能性
・弁構成における適合性
・摩擦値
・かじり挙動
・耐摩耗性
・延性／靭性
・温度安定性
・耐腐食性
・耐押込み性（即ち、硬さ）
・機械加工性、研削性、および研摩性
・放射能
によって特徴づけられる。
【０００７】
例えば、原子力産業用の弁で、合金Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６（Ｄｅｌｏｒｏ Ｓｔｅｌｌｉｔｅ Ｃｏｍｐａｎｙの商標）は一般に、耐摩耗性材料の標準材料であった。Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６は、Ｃが１．３％、Ｓｉが１．１％、Ｍｎが０．１％、Ｃｒが３０％、Ｎｉが２．３％、Ｍｏが０．１％、Ｗが４．７％、Ｆｅが２．３％、および残りがＣｏである、Ｃｏ−Ｃｒ合金である。Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６は、手作業の金属アーク溶接によって基材に付着され、マトリックス中に不均一に分配された高体積の炭化クロムを有する樹枝状オーステナイト系Ｃｏマトリックスが形成される。溶接によるＳｔｅｌｌｉｔｅ ６のコーティングは、既に最初からまたは運転中に、溶接プロセス中または運転中に生じる応力により、巨視的な亀裂を封止面に引き起こす可能性がある。このようにして、漏洩が生じることになり、かじりにより安定性が低下し、その結果、厳しい安全性が要求される環境でのメンテナンスに対する要求が増大する。溶接による、より最適なコーティングは、Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６の粉末を用いたレーザ溶接またはプラズマ溶接の使用であり、その場合亀裂および欠陥が最小限に抑えられる。
【０００８】
Ｓｔｅｌｌｉｔｅ合金の摩擦係数は、運転中の温度および圧力に応じて変化することが証明された。約２０℃の低い運転温度および６０ＭＰａ未満の低圧では、摩擦係数はかなり高く、約０．５５から０．６０であり、一方、１００を超えかつ２００ＭＰａまでの高圧、および５０を超え８０℃までの運転温度では、摩擦係数は著しく低く、約０．２５である。これは、重負荷の第１のステップで、Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６の変形硬化が生じ、そこで高い摩擦をもたらす面心立方（ＦＦＣ）結晶構造から六方最密充填（ＨＣＰ）結晶構造への相転移が生じることによると説明される。第２のステップでは、層の変化が表面で生じ、したがっていくつかのＨＣＰ基本層は表面に平行になり、このようにして、剪断が容易に生じる構造が生成される。より低い圧力では、この第２のステップは生じない。
【０００９】
多くの点で、Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６は優れた材料であるが、沸騰水型原子炉の一次回路におけるバックグラウンド放射線レベルの上昇の一因となる。これは、摩耗および腐食によって同位体５９Ｃｏのイオンが放出され、このイオンは、中性子捕獲を通して、一次回路内を循環するときに、放射性同位体６０Ｃｏへと放射化され、これが、５９Ｃｏに分解するときに危険なγ放射線を放出するという事実に依存する。この不利益のため、摩耗および腐食に対して良好な耐性を有ししたがって放射性環境での使用に適切な、Ｃｏを含まない合金を開発するために、ここ１０年の間研究が行われてきた。
【００１０】
Ｃｏを含まないそのような合金は、例えばUS4,803,045に記載されており、溶接によって付着してもよく、質量％を単位とした下記の組成を有する：
【００１１】
【表１】
【００１２】
この合金は、主にオーステナイト系マトリックスおよび共晶合金炭化物からなるミクロ組織を有する。
【００１３】
Ｃｏを含まない前記溶接可能な硬質溶接合金の別の開発は、US5,702,668に記載されており、質量％を単位とした下記の組成を有する：
【００１４】
【表２】
【００１５】
これらの合金も、主にオーステナイト系マトリックスおよび共晶合金炭化物からなるミクロ組織を有する。
【００１６】
Ｃｏを含まない、その他の溶接可能な硬質溶接合金は、Ｓｋｗａｎという商標でＢｏｈｌｅｒ Ｗｅｌｄｉｎｇから販売されており、質量％を単位とした下記の組成を有する：
【００１７】
【表３】
【００１８】
Ｃｏを含まない硬質溶接コーティングは、やはり溶接によって付着されるので、Ｓｔｅｌｌｉｔｅのコーティングのように、溶接プロセス中または運転中に生じる応力によって、封止面の巨視的亀裂が既に最初からまたは運転中に生じる可能性がある。このようにして、かじりによる漏洩および低い安定性が生じることになり、その結果、厳しい安全性が要求される環境でのメンテナンスに対する要求が高くなる。
【００１９】
さらに、WO2007/024192A1(Uddeholm Tooling Aktiebolag)は、粉末冶金により生成された鋼合金、並びにこの合金で作製された工具および構成要素について記述している。合金は、質量％で下記の組成を有する：Ｃ ０．０１から２、Ｎ ０．６から１０、Ｓｉ ０．０１から３．０、Ｍｎ ０．０１から１０．０、Ｃｒ １６から３０、Ｎｉ ０．０１から５、（Ｍｏ＋Ｗ／２）０．０１から５．０、Ｃｏ ０．０１から９、Ｓ 最大０．５、および（Ｖ＋Ｎｂ／２）０．５から１４、但し、一方のＮの含量および他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量は、これら元素の含量がＡ’、Ｂ’、Ｇ、Ｈ、Ａ’の座標により定められた領域内にあるように互いに対してバランスされ、ここでこれらの点に関する［Ｎ，（Ｖ＋Ｎｂ／２）］座標は、Ａ’：［０．６，０．５］；Ｂ’：［１．６，０．５］；Ｇ：［９．８，１４．０］；Ｈ：［２．６，１４．０］であり、並びにＴｉ、Ｚｒ、およびＡｌのうちの任意の一以上が最大７であり、残りは本質的に鉄および通常含量の不純物のみである。鋼は、プラスチック構成要素の射出成型、圧縮成型、および押出し用の工具、並びに腐食を受ける冷間加工工具の製造に使用することが意図される。さらに、エンジニアリング用構成要素、例えばエンジン用噴射ノズル、摩耗金属構成要素、ポンプ構成要素、ベアリング構成要素なども意図される。追加の適用分野は、食品産業用のナイフを製造するための、鋼合金の使用である。
【００２０】
発明の開示
本発明の目的は、溶接による硬質コーティングの付着を行わない、複合製品の製造方法を提供することである。
【００２１】
この目的は、本発明による下記のステップを含む、１番目のパラグラフに記述される方法により達成される：
− 質量％を単位として、下記の組成を有する耐摩耗性鋼材を粉末冶金により製造するステップであって、
【００２２】
【表４】
【００２３】
および、さらに、
（Ｖ＋Ｎｂ／２）が０．５から１４であり、但し一方のＮの含量および他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量は、これら元素の含量が垂直平面座標系の領域Ａ’、Ｂ’、Ｇ、Ｈ、Ａ’内にあるように互いに対してバランスされ、ここでＮの含量は横座標であり、Ｖ＋Ｎｂ／２の含量は縦座標であり、前記点に関する座標は下記の通りであり、
【００２４】
【表５】
【００２５】
Ｔｉ、Ｚｒ、およびＡｌのうちの任意の一以上が最大７であり、残りは本質的に鉄および不可避不純物のみであるステップ；
− 基材の前記表面領域に、耐摩耗性鋼材を付けるステップ；および
− そのコーティングと共に基材の熱間等方圧プレスを行って、完全に稠密なまたは完全に稠密な状態に少なくとも近い物体にするステップ。
【００２６】
上記目的に関連した目的は、摩耗表面が、摩耗および腐食に対する耐性に関して高い要求を満たし、またある実施形態ではＣｏを含まず、巨視的亀裂を回避した複合製品を提供することである。
【００２７】
この目的は、上記２番目のパラグラフで述べた本発明による複合製品で達成され、
− この複合製品は、摩耗表面のための基材材料を含み、この基材は第１の組成を有し、
− 摩耗表面は、第２の組成の耐摩耗鋼材を含み、この材料は、質量％を単位として下記の組成を含み、
【００２８】
【表６】
【００２９】
および、さらに、
（Ｖ＋Ｎｂ／２）が０．５から１４であり、但し一方のＮの含量および他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量は、前記元素の含量が垂直平面座標系の領域Ａ’、Ｂ’、Ｇ、Ｈ、Ａ’内にあるように互いに対してバランスされ、ここでＮの含量は横座標であり、Ｖ＋Ｎｂ／２の含量は縦座標であり、前記点に関する座標は下記の通りであり、
【００３０】
【表７】
【００３１】
Ｔｉ、Ｚｒ、およびＡｌのうちの任意の一以上が最大７であり、残りは本質的に鉄および不可避不純物のみであり、
− 耐摩耗性鋼材は、最大５０体積％のＭ２Ｘ−、ＭＸ−、および／またはＭ２３Ｃ６／Ｍ７Ｃ３−タイプの硬質相粒子の一様な分布を含むミクロ組織を有しており、最長伸張（ｌｏｎｇｅｓｔ ｅｘｔｅｎｓｉｏｎ）における硬質相粒子のサイズは１から１０μｍであり、これら硬質相粒子の含量は、最大２０体積％がＭ２Ｘ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物であるように分布しており（ここでＭは主にＶおよびＣｒであり、Ｘは主にＮである）、並びに５から４０体積％がＭＸ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物であるように分布しており（ここでＭは主にＶであり、Ｘは主にＮである）、これらＭＸ−粒子の平均サイズは３μｍ未満であり、好ましくは２μｍ未満であり、さらにより好ましくは１μｍ未満である。
【００３２】
耐摩耗性コーティングは溶接によって付着されないので、溶接プロセス中または運転中に生じる応力によって既に最初からまたは運転中に、封止面に巨視的亀裂が引き起こされることが回避される。このようにして、かじりによる漏洩および低い安定性の危険性は、最小限に抑えられ、厳しい安全性が要求される環境で費用のかかるメンテナンスを行う必要性が低くなるという利点をもたらす。耐摩耗性材料が、バナジウムおよびおそらくは生じるニオブの含量に対する窒素の含量に関してバランスが取られている上述の組成を有するという事実のおかげで、耐摩耗性表面層を、複合製品上に得ることができる。ミクロ組織は、非常に硬質の安定な硬質相粒子を高含量で有するので、抗かじりおよび抗フレッティング特性に関する非常に高い要求を容易に満足させる摩耗表面を得ることができ、同時にこの表面は、腐食に対して非常に良好な性質を有する。
【００３３】
上記目的に関連した別の目的は、上記知られた粉末冶金により生成された鋼合金の、新しい用途を実現することである。
【００３４】
この目的は、質量％で下記の組成を有する本発明の鋼材によって達成され、
【００３５】
【表８】
【００３６】
および、さらに、
（Ｖ＋Ｎｂ／２）０．５から１４であり、但し一方のＮの含量および他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量は、これら元素の含量が垂直平面座標系の領域Ａ’、Ｂ’、Ｇ、Ｈ、Ａ’内にあるように互いに対してバランスされ、但しＮの含量は横座標であり、Ｖ＋Ｎｂ／２の含量は縦座標であり、前記点に関する座標は下記の通りであり、
【００３７】
【表９】
【００３８】
Ｔｉ、Ｚｒ、およびＡｌのうちの任意の一以上が最大７であり、残りは本質的に鉄および不可避不純物のみであり；
別の第１の組成を有する金属材料の基材上に耐摩耗性表面領域を実現するのに使用され、前記表面領域は、好ましくは弁の摩耗表面であり、例えば原子力発電所の弁の、より具体的には原子力発電所の一次回路の弁の摩擦表面である。
【００３９】
このように、耐腐食性、加工性、延性、機械加工性、硬度、基材および摩耗層の両方に関する高温処理応答性（ｈｏｔ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ ｒｅｓｐｏｎｓｅ）の要求を好ましくは満足させると同時に、製品の表面領域に非常に良好な耐摩耗性を必要とする製品に、粉末冶金により生成された鋼材を使用することが可能になる。
【００４０】
本発明の種々の実施形態の追加の特徴的な特性と、それによって得られるものは、下記の詳細な説明および特許請求の範囲から明らかにされよう。
【００４１】
同封の図面の簡単な説明
以下、好ましい実施形態および同封の図面を参照しながら、本発明についてより詳細に説明する。
【図面の簡単な説明】
【００４２】
【図１】熱間等方圧プレス後の、ＡＩＳＩ ３１６ｌの基材とＶａｎａｘ ７５の硬質コーティング（本発明による）との間の結合領域を、電子顕微鏡で撮影したミクロ組織の写真である。
【図２】熱間等方圧プレス後の、ＡＩＳＩ ３１６Ｌの基材からニッケルのカプセル壁を介してＶａｎａｘ ７５の硬質コーティング（本発明による）に至る経路（ｐａｓｓａｇｅ）における、複合製品中のバナジウム、クロム、ニッケル、およびマンガンの含量を示すグラフである。
【図３】熱間等方圧プレス後の、ＡＩＳＩ ３１６Ｌの基材からニッケルのカプセル壁を介してＶａｎａｘ ７５の硬質コーティング（本発明による）に至る経路における、複合製品中の炭素および窒素の含量を示すグラフである。
【図４】熱間等方圧プレス後の、ＡＩＳＩ ３１６Ｌの基材からニッケルのカプセル壁を介してＶａｎａｘ ７５の硬質コーティング（本発明による）に至る経路における、鋼材の分析された組成を示すグラフである。
【図５】座標系の形で、使用される鋼のＮの含量と（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量との間の割合を示す。
【図６】試験をした３種の合金の耐摩耗性を比較するグラフである。
【図７】試験をした３種の合金の耐腐食性を比較するグラフである。
【図８】本発明の好ましい実施形態による、熱間等方圧プレスが実施され、次いで熱処理が行われた、粉末冶金により生成された鋼材で作製された耐摩耗性層のミクロ組織を示す。
【図９】Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６（参照材料）を溶接で取り付けることによって製造された、耐摩耗性層のミクロ組織を示す。
【図１０】Ｓｋｗａｍ（参照材料）を溶接で取り付けることにより製造された、耐摩耗性層のミクロ組織を示す。
【図１１】Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６の摩擦特性を示すグラフである。
【図１２】Ｓｋｗａｍの摩擦特性を示すグラフである。
【図１３】Ｖａｎａｘ ７５の摩擦特性を示すグラフである。
【図１４】Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６と比較した、Ｖａｎａｘ ７５の摩擦特性を示すグラフである。
【図１５】本発明による耐摩耗性鋼材とＳｔｅｌｌｉｔｅ ６との間の、焼戻し温度に対する硬度を比較するグラフである。
【図１６】本発明による耐摩耗性鋼材とＳｔｅｌｌｉｔｅ ６との間の、機械加工性を比較するグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００４３】
好ましい実施形態の詳細な説明
複合製品の製造
複合製品を製造するための本発明の方法によれば、耐摩耗性鋼材が、第１の金属材料の基材の表面領域に付着され、基材が複合製品に必要な強度／耐性を与えることになる。このように得られた製品は、熱間等方圧プレスに供されて、完全に稠密なまたは完全に稠密な状態に少なくとも近い物体になる。
【００４４】
この方法の第１の好ましい実施形態によれば、第１の金属材料、即ち基材のインサート（ｉｎｓｅｒｔ）が、カプセル内に入れられ、耐摩耗性鋼材の粉末が、このインサートの前記表面領域に付けられる。その後、カプセルを封止し、気体を排出し、その後、内容物とともにそのカプセルを熱間等方圧プレスに供して、完全に稠密なまたは完全に稠密な状態に少なくとも近い物体にする。
【００４５】
この方法の第２の好ましい実施形態によれば、耐摩耗性鋼材の粉末は、第１の金属材料のインサートの表面領域に付けられる。このインサートは、少なくともある程度まで完全に機械加工され、即ち基材である。粉末が表面領域に接して（ａｇａｉｎｓｔ）フード状カプセル内に包まれるようにフード状カプセルをインサートに溶接する。例えば、これは、粉末がインサートに隣接するように、インサートの表面領域に対してその開口部分が配置されるフード状カプセル内に粉末が満たされるような方法で行うことができ、その後、フード状カプセルの溶接およびフード状カプセル内の気体の排除が行われる。摩耗表面に粉末を付ける別の方法は、摩耗表面に粉末を機械的に固定することであってもよい。任意の適切な結合剤を使用することによる粉末の付着も考えられる。粉末を摩耗表面に付けることにより、粉末層を構築することができるが、この層は完全に稠密ではなく、しかし熱間等方圧プレスに関連して必要とされる処理に耐えるのに十分なほど丈夫である。次いで粉末層を熱間等方圧プレスによってプレスして、完全に稠密なまたは完全に稠密な状態に少なくとも近い状態にする。この方法では包むためのカプセルは必要ない。
【００４６】
この方法の第３の好ましい実施形態によれば、耐摩耗性鋼材の中間製品が、前記粉末粒を耐摩耗性鋼材の粉末中で一緒に結合することにより製造され、この中間製品は、第１の金属材料、即ち基材のインサートに付けられる。その後、得られたユニット（ｕｎｉｔ）をカプセルで包み込む。その粉末粒を、焼結または熱間等方圧プレスによって１つに結合し、得られた物体は、ある種の熱間加工、例えば鍛造に供してもよい。適切な形状、例えばストリップ、リング、またはディスク形状を得るための追加の加工も、当然ながら可能である。
【００４７】
図１は、熱間等方圧プレス後に、基材材料１と耐摩耗性鋼材２との間の結合領域を電子顕微鏡で撮影した、ミクロ組織の写真を示す。結合３は、これら２種の材料の間のほぼくっきりした線として明らかにわかる。合金元素、バナジウム、クロム、マンガン、ニッケル、炭素、および窒素の含量は、基材材料１（点１から５）から結合３（点６から８）を介してさらに耐摩耗性鋼材２（点９から２０）に至る仮想線に沿って、均等な間隔で分析した。
【００４８】
図２は、合金元素、バナジウム、クロム、マンガン、ニッケルの含量を示すグラフである。この測定は、全ての元素の含量が、基材材料と同じレベルであることを示す。耐摩耗性鋼材のバナジウムおよびクロムの含量のばらつきは、この材料中の硬質相粒子の発生に起因すると考えられる。
【００４９】
図３は、炭素および窒素の含量が試験線に沿ってどのように変化するかを示し、炭素の含量も窒素の含量も基材中では変化しないことが明らかである。炭素および窒素は共に、格子間に固溶するときに非常に移動し易い元素であり、したがって、これらの元素は基材中に拡散するのではないかと危惧されたので、上記変化しないことは、非常に肯定的に見なされる。炭素および窒素は共に、まず最初にクロムと結合し、粒界で炭化クロムを形成するので、そのような拡散は非常に深刻になる可能性がある。このように、基材はクロムを消耗し、粒界腐食の危険性がある。
【００５０】
耐摩耗性鋼材と第１の金属材料との間の有害な拡散は、熱間等方圧プレスで生じる可能性があるので、２種の鋼材は、カプセル壁の形の拡散障壁によって別々に保持することが適切である。そのようなカプセル壁は、好ましくは、少なくとも主にニッケルまたはモネルメタルからなり、１ｍｍの厚さを有していてもよい。熱間等方圧プレスでは、基材がステンレス鋼である場合に炭素および窒素が基材中に拡散することは、このステンレス鋼が粒界腐食を受ける可能性があるので不適切である。
【００５１】
図４は、熱間等方圧プレス後の、ＡＩＳＩ ３１６ｌの基材（分析点Ｎｏ．１から１９９）からニッケルのカプセル壁（分析点Ｎｏ．１２から１９）を介して本発明によるＶａｎａｘ ７５の硬質コーティング（分析点Ｎｏ．２０から３２）に至る経路での、あるクリティカルな（ｃｒｉｔｉｃａｌ）合金元素の含量を示すグラフである。ニッケル相に隣接したＶａｎａｘ ７５相の、いくらか不均等なグラフは、硬質相粒子に起因する可能性がある。
【００５２】
この方法の第４の好ましい実施形態によれば、基材は、耐摩耗性コーティングを付けるのと同時に製造される。これは、必要な強度／耐性を基材に与えることになる鋼材の粉末が充填された内側カプセルによって、行ってもよい。このカプセルは、封止され、気体が排出され、耐摩耗性鋼の粉末が入れられる／入っている外側カプセル内に置かれる。それぞれの鋼材の粉末の量と、内側カプセルおよび耐摩耗性鋼材の粉末の相互位置は、それぞれ、いくつかの要因に、例えば所望の複合製品の形状、摩耗層の厚さ、基材の厚さ、およびプレス時の体積変化（収縮）に依存し、これらの要因に適合させられなければならないことが認識される。その後、外側カプセルを封止し、気体を排出し、ユニット全体を熱間等方圧プレスに供する。この第４の実施形態による代替方法は、内側カプセルを使用することなく、代わりに、様々な鋼材の粉末を共通のカプセルに充填することであり、この様々な鋼材の粉末をカプセル内の適切な場所に配置することにより、本発明による複合製品、即ち耐摩耗性鋼材を含む摩耗表面を有する基材が実現される。
【００５３】
熱間等方圧プレスは、１０００から１３５０℃で、好ましくは１１００から１１５０℃で、かつ１００ＭＰａの圧力で、３時間にわたり行うことが適切である。
【００５４】
全ての場合において、前記ステップの後に、軟化焼鈍を行い、機械加工して、所望の寸法にする。その後、熱処理が続き、この処理は好ましくは、９５０から１１５０℃のオーステナイト化温度からの焼入れおよび２００から４５０℃での２×２時間の低温焼戻し、または４５０から７００℃での２×２時間の高温焼戻しである。以下に詳細に論じられる、耐摩耗性鋼材からなる摩耗表面の所望の性質が実現されるように適切な温度が選択される。
【００５５】
さらに、全ての場合において、１１００から１１５０℃での熱間等方圧プレスに耐える基材の金属材料が選択され、さらに基材材料は、耐摩耗性鋼材に適合した（ｃｏｍｐａｔｉｂｌｅ）熱間加工特性を有するように選択されることが重要である。弁用の複合製品では、基材は、腐食、延性、および硬度に関して所望の性質を有しかつ必要が生じたら圧力容器の基準を満たす鋼からなることが適切である。例として、ステンレスセグメントのフェライト系、オーステナイト系、またはフェライト−オーステナイト系材料を挙げることができ、そのような材料の例は、ＡＩＳＩ ３１６ｌ、ＡＩＳＩ ３０４である。例えば、ＡＩＳＩ ３１６Ｌの基材材料は、ＡＩＳＩ ３１６Ｌ材料の急冷焼なまし（ｑｕｅｎｃｈ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）を行う場合、温度範囲１０５０から１１００℃での熱処理に適合性がある。その他のそれほど厳しくない用途では、その他の材料、例えば炭素鋼、圧力容器用の鋼、工具鋼、鋳鉄、および真鍮または銅を選択してもよく、ここでは例えばニッケルまたはモネルメタルの拡散障壁が、必要に応じて使用されることになる。
【００５６】
本発明の範囲内で、「コーティング」という用語は、基材と比較したときにコーティングが薄い表面層であるという事実、即ち、基材の材料の厚さはコーティングの厚さをはるかに凌ぐという事実に関連する。しかし、この用語は、コーティングの厚さが基材の厚さに本質的に類似しているという事実にも関連する。例外的に、状況がそのように必要とする場合、例えば摩耗に曝される製品の部分が突出部分になりかつ基材が取着部分（ａｔｔａｃｈｍｅｎｔ ｐｏｒｔｉｏｎ）である場合、耐摩耗性鋼材のコーティングは、複合製品の主要部分になることがわかり、したがってコーティングという用語は、基材材料の厚さよりもかなり厚い耐摩耗性鋼材の材料厚さも含む。したがって、本発明の範囲内で、コーティングは０．５から１０００ｍｍの厚さを有していてもよいが、ほとんどの用途では、その厚さはたいてい、５０ｍｍを超えることがなく、さらにおそらくその厚さは３０ｍｍを超えない。ほとんどの場合、コーティングは、０．５から１０ｍｍの厚さ、より好ましくは３から５ｍｍの厚さを有することになる。
【００５７】
本発明の特に好ましい実施形態では、複合製品が摩耗に曝される弁の構成要素でありかつ基材の材料が圧力容器用の鋼からなる場合、耐摩耗性鋼材は、意図的に添加されたコバルトを含まずかつ原子力発電所の弁の構成要素（この構成要素は摩耗に曝される）の摩耗表面を形成すること、および基材の材料はＡＩＳＩ ３１６Ｌに対応する組成を有することが適切である。弁は、１００ｍｍの直径および５０から１５０ｍｍの長さを有する。熱間等方圧プレス、機械加工、およびおそらくは必要な表面仕上げのための研削後の摩耗層の厚さは、０．５から２００ｍｍ、好ましくは３から５ｍｍである。
【００５８】
耐摩耗性コーティングは溶接によって付着されないので、溶接プロセス中または運転中に生じる応力によって、封止面の巨視的亀裂が既に最初からまたは運転中に生じるのを回避することが可能である。このようにして、かじりによる漏洩および低い安定性の危険性は最小限に抑えられ、厳しい安全性が要求される環境において、費用のかかるメンテナンスの必要性が低くなるという利点がもたらされる。
【００５９】
鋼材
本発明による耐摩耗性層として使用される鋼材は、粉末冶金により製造される。これは、かなりの程度まで酸化物の含有がないこと、および最大５０体積％のＭ２Ｘ−、ＭＸ−、および／またはＭ２３Ｃ６／Ｍ７Ｃ３タイプの硬質相粒子（最長伸張におけるサイズが１から１０μｍである）の一様な分布を含んだミクロ組織を得ることのための、鋼の条件であり、ここで前記硬質相粒子の含量は、最大２０体積％がＭ２Ｘ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物であり（ここでＭは主にＶおよびＣｒであり、Ｘは主にＮである）、また５から４０体積％がＭＸ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物である（ここでＭは主にＶであり、Ｘは主にＮである）ように分布しており、ここで前記ＭＸ−粒子の平均サイズは３μｍ未満であり、好ましくは２μｍ未満であり、さらにより好ましくは１μｍよりも小さい。好ましくは、粉末冶金製造は、アトマイジングガスとして窒素を用いた溶鋼のガスアトマイジングを含み、このアトマイジングによって、ある最小限の含量の窒素が鋼合金に与えられる。粉末の固相窒化により、より高い所望の窒素含量を得ることができる。
【００６０】
下記の事項は、鋼の合金元素に関して有効である。
【００６１】
まず第１に、炭素は、鋼のマトリックスの固溶体中の窒素と共に、その焼入れおよび焼戻し状態で最大６０から６２ＨＲＣの高硬度を鋼に与えるのに寄与するよう十分な量で、本発明の鋼中に存在することになる。窒素と共に、炭素は、一次析出したＭ２Ｘ−窒化物、−炭化物、および／または−炭窒化物中に存在していてもよく（ここでＭは主にＶおよびＣｒであり、Ｘは主にＮである）、それと共に炭素は、一次析出したＭＸ−窒化物、−炭化物、−および／または炭窒化物中に存在していてもよく（ここでＭは主にＶであり、Ｘは主にＮである）、それと共に炭素は、おそらくは生じるＭ２３Ｃ６−および／またはＭ７Ｃ３−炭化物中に存在していてもよい。
【００６２】
炭素は、窒素と共に、所望の硬度を与えかつ鋼中に含まれる硬質相を形成することになる。鋼中の炭素、即ち鋼のマトリックスの固溶体中の炭素と炭化物および／または炭窒化物に結合した炭素との含量は、生産経済を理由に並びに鋼材のミクロ組織の所望の相を理由に動機付けられるような低いレベルで保持されることになる。鋼は、オーステナイト化可能で、焼入れ時にマルテンサイトに変態可能であろう。必要な場合には、材料を深冷処理して、オーステナイトが残るのを回避する。好ましくは、炭素含量は少なくとも０．０１％、さらにより好ましくは少なくとも０．０５％、最も好ましくは少なくとも０．１％になる。最大炭素含量は、最大２％まで許容できる。適用分野に応じて、鋼が最大２０体積％のＭ２Ｘ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物含量、並びに５から４０体積％のＭＸ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物含量を得るように、炭素含量が、まず最初に、鋼中の窒素の量に並びに鋼中の炭化物形成元素、バナジウム、モリブデン、およびクロムの総含量に適合される。Ｍ２３Ｃ６−および／またはＭ７Ｃ３−炭化物は、主に非常に高いクロム含量で、最大８から１０質量％の含量で存在してもよい。しかし、鋼中のＭＸ−、Ｍ２Ｘ−、および／またはＭ２３Ｃ６／Ｍ７Ｃ３−炭化物、−窒化物、および／または炭窒化物の総含量は、５０体積％を超えないであろう。さらに、鋼中の更なる追加の炭化物の存在は、オーステナイト中に固溶したクロムの含量が１２％以上であるように最小限に抑えられよう。好ましくは、オーステナイトに固溶したクロムの含量は、少なくとも１３％であり、さらにより好ましくは少なくとも１６％であり、この量によって、鋼は確実に良好な耐腐食性を得る。
【００６３】
窒素は、本発明の鋼中の本質的な合金元素である。炭素と同様に、窒素は、鋼のマトリックスの固溶体中に存在して、適切な硬度を鋼に与えかつ所望の硬質相を形成することになる。好ましくは、窒素は、金属粉末の粉末冶金製造プロセスでアトマイジングガスとして使用される。そのような粉末生成では、鋼が、最大０．２から０．３％の窒素を含有することになる。次いでこの金属粉末には、任意の公知の技法によって、例えば窒素ガス中での加圧によってまたは製造された粉末の固相窒化によって、所望の窒素含量を与えることができ、したがって鋼は、少なくとも０．６％、好ましくは少なくとも０．８％、さらにより好ましくは少なくとも１．２％の窒素を含有することが適切である。窒素ガス中での加圧または固相窒化が使用されるとき、当然ながら、別のアトマイジングガス、例えばアルゴンを用いてアトマイジングを行うことも可能である。
【００６４】
脆性の問題を引き起こさずかつ残留オーステナイトをもたらさないために、窒素含量は１０％に最大限にされ、好ましくは８％まで、さらにより好ましくは最大６％にされる。バナジウムは、その他の強力な窒化物／炭化物形成剤、例えばクロムおよびモリブデンも同様に、窒素および炭素と反応する傾向を有するので、炭素含量が上述の窒素含量に対して２％まで最大限にされ、適切には最大１．５％であり、好ましくは最大１．２％にされるように、炭素含量が同時に前記高窒素含量に適合されるべきである。しかしこれに関し、耐腐食性は、炭素含量が増すと共に低下し、耐かじり性も低下する可能性があることに気付くべきであるが、これはとりわけ、上述の最高含量よりも低い炭素含量が与えられている本発明の鋼に比べて、比較的大きな炭化クロム、Ｍ２３Ｃ６および／またはＭ７Ｃ３、が形成される可能性があるので、不利である。
【００６５】
したがって、鋼がより低い窒素含量を有するのに十分であるような場合は、炭素含量も低下させることが望ましい。好ましくは、炭素含量は、経済的な理由で動機付けられるような低レベルに限定されるが、本発明によれば、炭素含量は、ある特定の窒素含量で様々に変えてもよく、鋼中の硬質相粒子の含量およびその硬度は、鋼が意図される適用分野に応じて適合させることができる。腐食阻害合金元素、クロムおよびモリブデンのある特定の含量で、窒素は、ＭＸ−炭窒化物の形成を促進させかつＭ２３Ｃ６および／またはＭ７Ｃ３（これらは好ましくない仕方で鋼の耐腐食性を低下させる）の形成を抑制するのにも寄与する。
【００６６】
ケイ素は、鋼の製造の残留物として存在し、０．０１％という最小限の含量で生じる可能性がある。高含量では、ケイ素は固溶硬化作用をもたらすが、いくらかの脆性ももたらす。ケイ素は、より強力なフェライト形成剤でもあり、したがって３．０％を超えた量で存在してはならない。好ましくは、鋼は、最大１．０％を超えたケイ素を含有せず、最大０．８％が適切である。公称ケイ素含量は０．３％である。
【００６７】
マンガンは、鋼の良好な焼入れ性をもたらすのに寄与する。脆性の問題を回避するには、マンガンは、１０．０％を超えた含量で存在してはならない。好ましくは、鋼は、最大５．０％を超えたマンガンを含有せず、適切には最大２．０％のマンガンである。焼入れ性がそれほど重要ではない実施形態では、マンガンは、鋼の生産からの残留元素として低含量で鋼中に存在し、硫化マンガンを形成することによって存在できる硫黄の量を結合する。したがってマンガンは、少なくとも０．０１％の含量で存在すべきであり、適切なマンガン範囲は０．２から０．４％である。
【００６８】
クロムは、所望の耐腐食性を鋼に与えるために、最小含量で１６％、好ましくは１７％で、さらにより好ましくは少なくとも１８％で存在することになる。クロムは、重要な窒化物形成剤でもあり、この元素は、窒素と共に鋼中に存在して、所望の耐かじりおよび耐摩耗性を鋼に与えるのに寄与する量の硬質相粒子を与えることになる。前記硬質相粒子の中で、最大２０体積％は、Ｍ２Ｘ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物からなっていてもよく（ここでＭは主にＣｒであるが、ある量のＶ、Ｍｏ、およびＦｅでもある）、５から４０％は、ＭＸ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物からなっていてもよい（ここでＭは主にＶである）。しかし、クロムは強力なフェライト形成剤である。焼入れ後のフェライトを回避するために、クロム含量は３３％を超えてはならず、適切には最大３０％になり、好ましくは最大２７％であり、さらにより好ましくは最大２５％である。
【００６９】
ニッケルは、任意選択の元素であり、それ自体はおそらくは、鋼中のフェライト形成元素、クロムおよびモリブデンの高含量とバランスを取るために、オーステナイト安定化元素として最大５．０％の含量で、適切には最大３．０％の含量で存在させてもよい。しかし、好ましくは、本発明の鋼は、意図的に添加された量のニッケルを含有しない。しかしニッケルは、それ自体は約０．８％程度に高くなる可能性がある不可避不純物として許容されることができる。
【００７０】
コバルトも、任意選択の元素であり、それ自体はおそらくは、焼戻し応答性を改善するために、最大９％の含量で、適切には最大５％の含量で存在させてもよい。しかし、例えば原子力発電所および放射能が生じるその他の用途での弁における硬質コーティングにおいて、鋼は、コバルトを全く含有すべきでない。
【００７１】
モリブデンは、所望の耐腐食性、特に良好な耐フレッティング性を鋼に与えるのに寄与するので、鋼中に存在すべきである。しかし、モリブデンは強力なフェライト形成剤であり、したがって鋼は、Ｍｏを最大５．０％を超えて、適切には最大４．０％、好ましくは最大３．５％を超えて含有してはならない。公称モリブデン含量は１．３％である。
【００７２】
モリブデンは大抵、完全にまたは部分的に、タングステンにより置換されていてもよく、しかしその場合、耐腐食性の同様の改善をもたらさない。さらに、モリブデンの２倍のタングステンが必要とされ、これは不利である。さらに、スクラップ金属処理はより困難である。
【００７３】
バナジウムは、窒素および存在する炭素と共に、前記ＭＸ−窒化物、−炭化物、および／または−炭窒化物を形成するために、０．５から１４％の含量で、適切には１．０から１３％の含量で、好ましくは２．０から１２％の含量で鋼中に存在することになる。本発明の第１の好ましい実施形態によれば、バナジウム含量は０．５から１．５％の範囲にある。第２の好ましい実施形態によれば、バナジウム含量は１．５から４．０、好ましくは２．０から３．５、さらにより好ましくは２．５から３．０％の範囲にある。前記第２の好ましい実施形態による公称バナジウム含量は、２．８５％である。第３の好ましい実施形態によれば、バナジウム含量は４．０から７．５、好ましくは５．０から６．５、さらにより好ましくは５．３から５．７％の範囲にある。前記第３の好ましい実施形態による公称バナジウム含量は５．５％である。第４の好ましい実施形態によれば、バナジウム含量は、７．５から１１．０、好ましくは８．５から１０．０、さらにより好ましくは８．８から９．２％の範囲にある。前記第４の好ましい実施形態による公称バナジウム含量は、９．０％である。本発明の範囲内で、最大約１０％の窒素含量および０．１から２％の範囲の炭素含量と組み合わせてバナジウム含量を最大約１４％にすることも考えられ、このようにすることによって、特に、高硬度（最大６０から６２ＨＲＣ）および適度な延性と併せて耐腐食性に関して高い要求を有し、それと共に耐摩耗性（アブレッシブ／凝着／かじり／フレッティング）に関して極めて高い要求を有する、成型および切断工具の硬質材料コーティングとしての使用時に、所望の性質が鋼に与えられる。
【００７４】
原則として、バナジウムは、ＭＸ−窒化物、−炭化物、および／または−炭窒化物を形成するためにニオブで置換することができるが、そのような場合、バナジウムに比べてより多くの量が必要とされ、これは不利である。さらにニオブは、純粋なバナジウムの窒化物、炭化物、および／または炭窒化物よりも、より鋭利な（ｅｄｇｅｄ）形状を得てより大きな窒化物、炭化物、および／または炭窒化物をもたらし、それによって破裂またはチッピングが生じる可能性があり、したがって材料の靭性および研摩性を低下させる可能性がある。これは、材料の機械的性質に関し、良好な延性および高硬度と併せて優れた耐摩耗性を実現するために組成が最適化されるような場合、鋼にとって特に不利と考えられる。この場合、鋼は、最大２％を超えてニオブを含有してはならず、適切には最大０．５％、好ましくは最大０．１％を超えてはならない。生産に関しては、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）が、アトマイジング中に杓からの出湯噴流（ｔａｐｐｉｎｇ ｊｅｔ）の詰まりをもたらす可能性があるので、問題もある。したがって、前記第１の実施形態によれば、鋼は、ニオブを６％を超えて含有してはならず、好ましくはニオブは最大２．５％になり、適切には最大０．５％になる。最も好ましい実施形態では、ニオブは、鋼の製造時に金属の原材料から生じる残留元素の形の不可避不純物を超えては許容されない。
【００７５】
前記合金元素に加え、鋼は、有意な量でいかなる追加の合金元素も含有する必要がなく、また含有すべきではない。ある元素は、望ましくないかたちで鋼の性質に影響を及ぼすので、明らかに望ましくない。これは、例えばリンについて言えることであり、良くないかたちで鋼の靭性に影響を及ぼさないようにするために、可能な限り低いレベル、好ましくは最大０．０３％で保持されるべきである。また硫黄は、ほとんどの場合に望ましくない元素であるが、とりわけ靭性に対するその悪影響は、本質的に無害な硫化マンガンを形成するマンガンを用いることによって本質的に無効にすることができ、したがって、この元素は、鋼の機械加工性を改善するために０．５％の最大含量で許容することができる。チタン、ジルコニウム、およびアルミニウムも、ほとんどの場合に望まれないが、これらは合わせて７％の最大量で許容することができ、しかし通常は、全体で０．１％未満の著しく低い含量である。
【００７６】
上述のように、窒素含量は、５から４０体積％の量のＭＸ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物を鋼に与えるために、材料中のバナジウムおよびことによると生じるニオブの含量に適合されることになる。Ｎと（Ｖ＋Ｎｂ／２）との間の割合に関する状態が図１に示され、本発明の鋼に関してはＮの含量が（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量に関連することが示されている。図示される領域内の端点は、下記の表による座標を有する：
【００７７】
【表１０】
【００７８】
本発明により使用される鋼の第１の態様によれば、一方のＮの含量および他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量は、これら元素の含量が図５の座標系内の座標Ａ’、Ｂ’、Ｇ、Ｈ、Ａ’によって定められた領域内にあるように、互いに対してバランスされることになる。
【００７９】
本発明の第１の好ましい実施形態によれば、鋼中の窒素、バナジウム、およびことによると生じるニオブの含量は、これらの含量が座標Ａ’、Ｂ’、Ｆ、Ｉ、Ａ’によって定められた領域内にあり、より好ましくはＡ、Ｂ、Ｅ、Ｊ、Ａ内にあるように、互いに対してバランスされることになる。
【００８０】
本発明の第２の好ましい実施形態によれば、鋼中の窒素、バナジウム、およびことによると生じるニオブの含量は、これらの含量が座標Ｉ、Ｆ、Ｆ’、Ｉ’、Ｉによって定められた範囲内にあり、より好ましくはＥ、Ｅ’、Ｊ’、Ｊ、Ｅ内にあるように、互いに対してバランスされることになる。
【００８１】
本発明の第３の好ましい実施形態によれば、鋼中の窒素、バナジウム、およびことによると生じるニオブの含量は、これらの含量が座標Ｉ’、Ｆ’、Ｆ”、Ｉ”、Ｉ’によって定められた範囲内にあり、より好ましくはＥ’、Ｅ”、Ｊ”、Ｊ’、Ｅ’内にあるように、互いに対してバランスされることになる。
【００８２】
本発明の第４の好ましい実施形態によれば、鋼中の窒素、バナジウム、およびことによると生じるニオブの含量は、これらの含量が座標Ｉ”、Ｆ”、Ｆ’’’、Ｉ’’’、Ｉ”によって定められた範囲内にあり、より好ましくはＪ”、Ｅ”、Ｅ’’’、Ｊ’’’、Ｊ”内にあるように、互いに対してバランスされることになる。
【００８３】
表２は、本発明の第１の好ましい実施形態による鋼に関し、質量％を単位として組成範囲を示す。
【００８４】
【表１１】
【００８５】
表３は、本発明の第２の好ましい実施形態による鋼に関し、質量％を単位として組成範囲を示す。
【００８６】
【表１２】
【００８７】
好ましくは、Ｖの含量は２．５から３．０質量％の間であり、Ｎの含量は１．３から２．０質量％の間である。例示的な例として、不純物を含む、そのような鋼の完全分析は、質量％を単位として下記の組成をもたらすことができる：
【００８８】
【表１３】
【００８９】
第２の実施形態による鋼は、高い硬度（最大６０から６２ＨＲＣ）および良好な延性と併せた耐腐食性に対する高い要求、並びに、アブレッシブおよび凝着摩耗の両方とともにかじりおよびフレッティングに対する耐性への増大する要求が適用される場合に使用するのに適している。表による組成では、鋼は、９５０から１１５０℃のオーステナイト化温度からの焼入れおよび２００から４５０℃での２×２時間の低温焼戻し、または４５０から７００℃での２×２時間の高温焼戻しの後で、Ｍ２Ｘ（式中、Ｍは主にＣｒであり、Ｘは主にＮである）およびＭＸ（式中、Ｍは主にＶおよびＣｒであり、Ｘは主にＮである）のそれぞれが最大約１０体積％からなる硬質相量を有する、焼戻しマルテンサイトからなるマトリックスを有する。
【００９０】
表５は、本発明の第３の好ましい実施形態による鋼に関し、質量％を単位として組成範囲を示す。
【００９１】
【表１４】
【００９２】
表６は、本発明の第４の好ましい実施形態による鋼に関し、質量％を単位として組成範囲を示す。
【００９３】
【表１５】
【００９４】
第４の実施形態による鋼は、高硬度（最大６０から６２ＨＲＣ）および比較的良好な延性と併せて耐腐食性に関して高い要求を有し、並びに耐摩耗性（アブレッシブ／凝着／かじり／フレッティング）に対して高い要求を有する、製品の摩耗表面に使用するのに適している。表による組成では、鋼は、１０８０のオーステナイト化温度からの焼入れおよび２００から４５０℃での２×２時間の低温焼戻し、または４５０から７００℃での２×２時間の高温焼戻しの後で、Ｍ２Ｘ（式中、Ｍは主にＣｒおよびＶであり、Ｘは主にＮである）最大約３から１５体積％、およびＭＸ（式中、Ｍは主にＶであり、Ｘは主にＮである）１５から２５％からなる硬質相量を有する、焼戻しマルテンサイトからなるマトリックスを有する。
【００９５】
表７は、本発明の追加の好ましい実施形態による鋼に関し、質量％を単位として組成範囲を示す。
【００９６】
【表１６】
【００９７】
本発明の概念の範囲内で、高硬度（最大６０から６２ＨＲＣ）および適度な延性と併せて耐腐食性に関して高い要求を有し、並びに耐摩耗性（アブレッシブ／凝着／かじり／フレッティング）に対して極めて高い要求を有する摩耗表面で使用するときに特に所望の性質を鋼に与える、最大約１４％のバナジウム含量および０．１から２％の範囲の炭素含量と組み合わせた最大約１０％のバナジウム含量が可能になることも考えられる。前記実施形態による鋼は、約１１００℃のオーステナイト化温度からの焼入れおよび２００から４５０℃での２×２時間の低温焼戻し、または４５０から７００℃での２×２時間の高温焼戻しの後で、Ｍ２Ｘ（式中、Ｍは主にＣｒおよびＶであり、Ｘは主にＮである）が最大約２から１５体積％、およびＭＸ（式中、Ｍは主にＶであり、Ｘは主にＮである）が１５から２５％からなる硬質相量を有する、焼戻しマルテンサイトからなるマトリックスを有する。
【００９８】
上述の実施形態による鋼は、凝着およびアブレッシブによる混合型の大きな摩耗、特にかじりおよびフレッティングに曝される製品の摩耗表面で使用するのに適していることが証明された。この鋼は、高硬度および良好な耐腐食性も有し、したがって、食品産業、オフショア工業用の製品、および腐食に曝されるその他の製品、例えばエンジン用噴射ノズル、ベアリングの構成要素など、製品の摩耗表面に使用するのに適している。耐摩耗性鋼材は、比較的硬質で脆いので、ねじ込み式接続で生じる負荷に比較的耐えられない。複合製品においてこの鋼材を使用することにより、摩耗材料が満たすことのできない例えば必要な延性、熱間加工性、および機械加工性などの、製品の他の要求を満たすのに基材が関与している製品が得られる。そのような製品の例は、弁、ポンプの摩耗構成要素、摩耗物体、および摩耗に曝されるその他の複合構成要素である。
【００９９】
複合製品の熱間加工で、耐摩耗性材料は、９５０から１１５０℃の間、好ましくは１０２０から１１３０℃の間、最も好ましくは１０５０から１１２０℃の間の温度で、オーステナイト化される。より高いオーステナイト化温度は、原則として考えられるが、通常存在する焼入れ炉がより高い温度に適合していない点に関して適切ではない。オーステナイト化温度での適切な保持時間は１０から３０分である。前記オーステナイト化温度から、鋼を室温またはそれ未満、例えば−４０℃に冷却する。所望の寸法安定性を製品に与えるために、残留オーステナイトを排除するには、深冷処理を実施してもよく、これは適切には、ドライアイス中で約−７０から−８０℃に、または液体窒素中で約−１９６℃で行われる。最適な耐腐食性を得るには、工具を少なくとも１回、好ましくは２回、２００から３００℃の低温で焼き戻す。代わりに、二次硬化を得るために鋼を最適化する場合、製品を少なくとも１回、好ましくは２回、ことによっては数回、４００から５６０℃の間、の温度で、好ましくは４５０から５２５℃の高温で焼き戻す。製品を、そのような焼戻し処理のそれぞれの後に冷却する。好ましくは、この場合も、ことによると残っている残留オーステナイトを排除することによって所望の寸法安定性をさらに確実にするために、上述の深冷処理が使用される。焼戻し温度での保持時間は、１から１０時間、好ましくは１から２時間であってもよい。耐摩耗性鋼材の組成は、非常に良好な焼戻し応答性をもたらす。
【０１００】
耐摩耗性鋼材が、例えば圧縮された複合製品を形成するための熱間等方圧プレスおよび仕上げられた複合製品の焼入れに供される、様々な熱間加工に関連して、耐摩耗性鋼材中の隣接する炭化物、窒化物、および／または炭窒化物は合体して大きな凝集体を形成してもよい。したがって、仕上げられた熱処理済み製品の摩耗層の、前記硬質相粒子のサイズは、３μｍを超えてもよい。体積％を単位として表された主な部分は、粒子の最長伸張において１から１０μｍの範囲にあり、粒子の平均サイズは１μｍよりも小さい。硬質相の総量は、窒素含量および窒化物形成剤、即ち主にバナジウムおよびクロムの量に依存する。一般に、仕上げられた製品の摩耗層の、硬質相の総量は、５から４０体積％の範囲にある。
【０１０１】
耐摩耗性鋼材の粉末は、耐摩耗性鋼材に関して窒素以外の示された組成を有する融解物の粉末化（ｄｉｓｉｎｔｅｇｒａｔｉｏｎ）によって、製造される。不活性ガス、好ましくは窒素を、融解物の噴流に吹き付けると、この噴流は分割されて（ｓｐｌｉｔ）液滴になり、凝固され、その後、得られた粉末を固相窒化に供して所望の窒素含量を得る。
【０１０２】
実施した実験
試験片の調製
Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６およびＳｋｗａｍを、４層溶接することによって、ディスク形状の基材の表面領域に付着させた。付着した層の全厚は５ｍｍであった。次いで試験片のその表面を研削し研摩して、弁に必要な表面仕上げ、即ちＲａ約０．０５μｍにした。溶接コーティング表面は、研摩後も小さな細孔を有しており、これらを裸眼で見ることができた。
【０１０３】
溶接コーティング後、Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６およびＳｋｗａｍは、製造業者からのデータ仕様書によれば４２ＨＲＣの硬度を有し、これを、実験室での測定で確認した。
【０１０４】
Ｖａｎａｘ ７５の試験ロッド、即ち請求項１に示される範囲内の組成を有する粉末冶金により生成された鋼を、熱間等方圧プレスがなされた物体から切断し、次いで研削および研摩を行って、前記溶接によって付着された合金と同じ表面仕上げにした。
【０１０５】
Ｖａｎａｘ ７５の試験バーを、急冷媒体（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ ｍｅｄｉｕｍ）として窒素ガスを使用して、真空炉内で熱処理した。使用した熱間加工サイクルは、オーステナイト化温度ＴＡ＝１０８０℃でのオーステナイト化を３０分、その後、液体窒素中での深冷処理、４００℃の焼戻し温度で２時間、２回（２×２時間）の焼戻しであった。
【０１０６】
化学組成
試験プログラムで使用した合金の、質量％を単位とした化学組成の目標値を、表６に示す。
【０１０７】
【表１７】
【０１０８】
耐摩耗性
耐摩耗性を、ピン対ディスク（ｐｉｎ−ｔｏ−ｄｉｓｃ）試験を使用して測定した。Ａｌ２Ｏ３を有する研削紙（１５００メッシュ）を試験で使用し、その試験での圧力は０．４ＭＰａであった。３種の試験合金の、ｍｇ／分を単位として表したアブレイジョン減量を、図６に示す。この図から、本発明の耐摩耗性鋼材、Ｖａｎａｘ ７５は、２種の比較材料Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６およびＳｋｗａｍよりも相当にかなり良好な耐摩耗性を有することがわかる。
【０１０９】
耐腐食性
ＡＩＳＩ ３１６Ｌ、Ｖａｎａｘ ７５、およびＳｋｗａｍの耐腐食性は、３５００または３５０００ｐｐｍのＣｌ−を含有する水溶液中での合金の酸化物層の破壊電圧を測定するために、ＡＳＴＭ ７６による標準化サイクル分極法（ａ ｓｔａｎｄａｒｄｉｚｅｄ ｃｙｃｌｉｃ ｐｏｌａｒｉｓａｔｉｏｎ ｍｅｔｈｏｄ）を使用することによって試験をした。全ての試験は室温で行った。図７は、塩化物を含有する水中での、ｍＶを単位とした破壊電圧として、耐腐食性を示す。各合金ごとに、２つのバーを並べて示す。左のバーは、Ｃｌ−が３５００ｐｐｍの塩化物含量での結果を示し、一方、右のバーは、１０倍高い含量、３５０００ｐｐｍのＣｌ−に関する。全ての試験を室温で行い、より高い値はより良好な耐腐食性を示している。図は、Ｖａｎａｘ ７５が、Ｓｋｗａｍ よりも良好であるがＡＩＳＩ ３１６Ｌよりも劣る耐腐食性を有することを示す。しかし、ＡＩＳＩ ３１６Ｌの場合、鋼のサイズおよび処理のしかたに関係があるように見える、いくらかのばらつきがあることが指摘されよう。実際の実験は、６００ｍＶまで下がる破壊電圧を示した。
【０１１０】
硬度
溶接によってコーティングした後、Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６およびＳｋｗａｍは、４２ＨＲＣの硬度を有する。Ｖａｎａｘ ７５の試験バーは、上記のように焼入れおよび低温焼戻し後に、６１ＨＲＣの硬度を有する。
【０１１１】
ミクロ組織
Ｖａｎａｘ ７５のミクロ組織は、マルテンサイト系マトリックスと、２３体積％のＭＸタイプの硬質相とからなり、ここでＭはＶであり、ＸはＮおよびＣである。硬質相粒子は、３μｍよりも小さい、好ましくは２μｍよりも小さい、さらにより好ましくは１μｍよりも小さい平均サイズを有する。硬質相粒子は、マトリックス中に一様に分布しており、図８を参照されたい。
【０１１２】
溶接によってコーティングした後、Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６のミクロ組織は、樹枝状オーステナイト系コバルトマトリックスと、高体積率の比較的非常に粗い細長い炭化クロムとからなる。炭化クロムは、残留融解物（ｒｅｔａｉｎｅｄ ｍｅｌｔ）の樹枝状領域に生じ、したがってマトリックス中に非常に不均等に分布しており、図９を参照されたい。
【０１１３】
溶接によってコーティングした後、Ｓｋｗａｍのミクロ組織は、樹枝状晶間の（ｉｎｔｅｒ−ｄｅｎｄｒｉｔｉｃ）炭化クロムを有するマルテンサイト系マトリックスからなる。炭化クロムの粗い凝集体は、マトリックス中に不均等に分布しており、図１０を参照されたい。
【０１１４】
摩擦特性
鋼材の摩擦特性は、エンジン（ｅｎｇｉｎｅｓ）のエネルギー消費に影響を及ぼすと共に、弁の調節手段にどのタイプのエンジンを使用できるかに関して影響を及ぼすので、ある用途、例えば弁では、重要なものである。電気エンジンは、より低い負荷を扱い、一方、より大きな負荷は、空気圧によってまたは水圧によって制御される調節手段を必要とする。これは、装置の選択に影響を及ぼす。
【０１１５】
摩擦特性は、鋼の抗かじり特性の影響を受け、これらはピンオンディスク（ｐｉｎ ｏｎ ｄｉｓｃ）試験によって試験され、鋼材の試験バーは、別のまたは同じ鋼材の回転ディスクに接して配置される。試験は、温度８０℃の脱イオン水中で、接触圧力＝７２０ＭＰａ、表面仕上げ、Ｒａ約０．０２μｍ、相対滑り速度＝０．０２ｍ／秒、試験時間／試験長さ＝１０００秒／２０分で行った。
【０１１６】
Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６に対するＳｔｅｌｌｉｔｅ ６のピンオンディスク試験の結果を、図１１に示す。最初に摩擦が増大し、次いで低下し、平坦レベル、μ約０．２５になって終了するが、最初に記述された種類の作用が確認される。
【０１１７】
図１２は、Ｓｋｗａｍの２つの面を、互いに対して試験をしたときの、摩擦特性を示す。わかるように、徐々に増大する摩擦係数が、ピンオンディスク試験中に得られるが、これは材料同士の間で冷間圧接と解放とが交互に行われることによる。
【０１１８】
Ｖａｎａｘ ７５の２つの面を互いに接して試験したときの摩擦特性を、図１３に示す。この材料は、平坦レベル、ミュー（μ）約０．３６で良好な摩擦特性を示すが、これは非常に微細で硬い硬質相粒子の均等な分布に起因すると考えられる。
【０１１９】
最後に、Ｖａｎａｘ ７５の表面と比較したＳｔｅｌｌｉｔｅ ６の表面について、試験をした。その結果を図１４に示す。最初に、２つの摩耗表面がＳｔｅｌｌｉｔｅ ６からなる場合よりも本質的に非常に小さい、いくらかの小さな増加が摩擦係数に得られ、次いで摩擦係数は低下し、約０．２２のレベルで終了し、即ちＳｔｅｌｌｉｔｅ ６が両方の接触表面に使用される場合よりも良好である。これは、非常に注目に値することであり、空気圧および水圧装置よりも大きなフレキシビリティをもたらす電気駆動の装置を使用することを可能とする、適切なより低いレベルで摩擦を保持できることを示している。
【０１２０】
焼戻し応答性
耐摩耗性鋼材、Ｖａｎａｘ ７５の焼戻し応答性について、試験をした。その結果を図１５に示すが、耐摩耗性鋼材は非常に良好な焼戻し応答性を有することを証明している。深冷処理された状態のＶａｎａｘ ７５では、６０から６２ＨＲＣの硬度が最大約５００℃の焼戻しで得られる。その後、硬度は低下するが、それにも関わらず、焼戻し温度とは無関係に、Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６で実現できる硬度、即ち約４２ＨＲＣである硬度を十分に超えた硬度が得られる。非深冷処理状態のＶａｎａｘ ７５は、良好な焼戻し応答性を示し、５１から５５ＨＲＣの硬度が得られる。
【０１２１】
高温耐性
耐摩耗性鋼材の高温耐性は、約１３００℃までの種々の温度への加熱で硬質相粒子がどのような影響を受けるか研究することによって、試験をした。硬質相粒子は非常に安定であると決定することができた。原則として、硬質相粒子の成長は、使用される高温にも関わらず、全く生じないかほとんど生じない。これは、材料が高い運転温度（７００から８００℃）および長い運転時間で使用されることになる場合、非常に有利である。例として、電力産業における水蒸気またはガスタービンプラントを挙げることができ、その運転は、非常に高い温度で行われ、さらに極めて長い運転期間、即ちそのようなプラントでは最長６０年にわたり行われる。
【０１２２】
機械加工性
本発明による耐摩耗性鋼材の機械加工性について試験をし、Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６と比較した。引き渡し（ｄｅｌｉｖｅｒｙ）状態、即ち熱間等方圧軟化焼鈍状態（ｈｏｔ ｉｓｏｓｔａｔｉｃ ｓｏｆｔ ａｎｎｅａｌｅｄ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ）（３５ＨＲＣ）にあり、また焼入れおよび焼戻し状態（６０ＨＲＣ）にある、Ｖａｎａｘ ７５の機械加工性の試験をし、一方、Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６の機械加工性は、その材料の引き渡し状態（４６ＨＲＣ）で試験をした。引き渡し状態にあるＶａｎａｘ ７５の機械加工性を、参照値として使用した。図１６は、焼入れおよび焼戻し状態のＶａｎａｘ ７５と、Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６とが、同等の機械加工性（約０．３０）を有することを示す。付着試験（ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ ｔｅｓｔ）も、焼入れおよび焼戻し状態のＶａｎａｘ ７５がＳｔｅｌｌｉｔｅ ６よりもいくらか良好な機械加工性を有することを示した。引き渡し状態のＶａｎａｘ ７５は、最良の機械加工性（１．０）を有する。
【０１２３】
考察
上述の試験の結果は、基材から腐食遅延合金元素が局所的に枯渇するといういかなる危険性もなしに、請求項１に記載の組成を有する耐摩耗性表面層を、金属基材に非常に首尾良く付けることができることを示す。２種の材料の結合は、熱間等方圧プレスによって適切に行われる。熱間等方圧プレスでは、耐摩耗性鋼材および基材が、
ａ）それぞれ粉末およびソリッドな（ｓｏｌｉｄ）材料；
ｂ）それぞれ、障壁層を持ちもしくは持たない、粉末および粉末；または
ｃ）それぞれソリッドな材料およびソリッドな材料
からそれぞれなっていてもよい。
【０１２４】
得られた製品は、激しい表面圧力を受ける構成要素で使用するのに、即ち、アブレッシブ磨耗および構成要素同士の間の冷間圧接による摩耗、いわゆるかじりが特に目立つ摩耗に供される用途で使用するのに、特に適している。非常に良好な耐腐食性も有する耐摩耗性鋼材のおかげで、例えば弁、ポンプ、および接続デバイスなど、耐腐食性も必要とされるオフショア工業、食品産業、加工産業、およびパルプ工業において有利に使用することができる。本発明の製造方法によれば、原子力発電所の一次回路内の水蒸気および水の流れを調節する弁として使用するのに特に適した複合製品を生産することが可能であることが証明され、また、コバルトをベースにした合金Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６の摩耗表面を含む現在の弁と、交換することが可能であるように見える。これは、別の利点を示唆している。コバルトを全く含有しない耐摩耗性鋼材のおかげで、沸騰水型原子炉の一次回路内のバックグラウンド放射線が高レベルであるという現在の問題を、回避することができる。また、本発明の鋼材は優れた摩擦特性を有することも証明され、エネルギー消費の削減に寄与し、かつ空気圧および水圧構成要素を使用しなければならない場合よりも大きなフレキシビリティをもたらす電気駆動の制御装置の使用を可能にする、製品を提供することが、可能であるように見える。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、必要な強度もしくは耐性（ｓｔｒｅｎｇｔｈ／ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）を製品に与える第１の金属材料の基材（ｓｕｂｓｔｒａｔｅ）と、この基材の表面領域に付着された耐摩耗性鋼材のコーティングとを含む、複合製品（ｃｏｍｐｏｕｎｄ ｐｒｏｄｕｃｔ）の製造方法に関する。
【０００２】
本発明は、必要な強度／耐性を製品に与える第１の金属材料の基材と、この基材の表面領域に付着された耐摩耗性鋼材のコーティングとを含む、複合製品にも関する。
【０００３】
さらに本発明は、ある組成を有する、粉末冶金により生成された鋼材の使用に関する。
【０００４】
従来技術
当技術では、単一の材料によって満たすことのできない要求がしばしば存在する。例えば、同時発生的な相容れない要求が、延性／靭性および耐摩耗性に関してなされる可能性がある。そのような要求を満たすために、同じまたは異なる材料の２種または数種の物体（ｂｏｄｉｅｓ）が熱間等方圧プレス（ｈｏｔ ｉｓｏｓｔａｔｉｃ ｐｒｅｓｓｉｎｇ）によって結合された、いわゆる複合製品を使用することができる。基材は、必要な強度／耐性を製品に与え、一方、基材の表面領域には、必要な耐摩耗性をもたらすコーティングが設けられる。そのような複合製品は、例えば、耐腐食性も必要とされる、オフショア工業、食品産業、加工産業、およびパルプ工業で一般に使用されており、例えば弁、ポンプ、および接続装置（ａｔｔａｃｈｍｅｎｔ ｄｅｖｉｃｅｓ）などである。
【０００５】
例えば、一般に原子力発電所で水蒸気および水の流れを制御するのに使用されている弁は、ＡＩＳＩ ３１６Ｌ、即ち圧力容器用のステンレス鋼の基材構造上に合金を溶接でとりつけることによって構築された、弁構成要素（ｃｏｍｐｏｎｅｎｔｓ）を含む。使用中、弁の封止面は、僅かな摩損を受け、高い表面圧力および構成要素間の相対運動、いわゆるかじり（ｇａｌｌｉｎｇ）によって冷間圧接も受け、したがって、研削、補修溶接、または弁の交換といった形でメンテナンスを定期的に行うことが必要になる。
【０００６】
弁の封止面を構築するための鋼合金は、
・生産可能性
・弁構成における適合性
・摩擦値
・かじり挙動
・耐摩耗性
・延性／靭性
・温度安定性
・耐腐食性
・耐押込み性（即ち、硬さ）
・機械加工性、研削性、および研摩性
・放射能
によって特徴づけられる。
【０００７】
例えば、原子力産業用の弁で、合金Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６（Ｄｅｌｏｒｏ Ｓｔｅｌｌｉｔｅ Ｃｏｍｐａｎｙの商標）は一般に、耐摩耗性材料の標準材料であった。Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６は、Ｃが１．３％、Ｓｉが１．１％、Ｍｎが０．１％、Ｃｒが３０％、Ｎｉが２．３％、Ｍｏが０．１％、Ｗが４．７％、Ｆｅが２．３％、および残りがＣｏである、Ｃｏ−Ｃｒ合金である。Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６は、手作業の金属アーク溶接によって基材に付着され、マトリックス中に不均一に分配された高体積の炭化クロムを有する樹枝状オーステナイト系Ｃｏマトリックスが形成される。溶接によるＳｔｅｌｌｉｔｅ ６のコーティングは、既に最初からまたは運転中に、溶接プロセス中または運転中に生じる応力により、巨視的な亀裂を封止面に引き起こす可能性がある。このようにして、漏洩が生じることになり、かじりにより安定性が低下し、その結果、厳しい安全性が要求される環境でのメンテナンスに対する要求が増大する。溶接による、より最適なコーティングは、Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６の粉末を用いたレーザ溶接またはプラズマ溶接の使用であり、その場合亀裂および欠陥が最小限に抑えられる。
【０００８】
Ｓｔｅｌｌｉｔｅ合金の摩擦係数は、運転中の温度および圧力に応じて変化することが証明された。約２０℃の低い運転温度および６０ＭＰａ未満の低圧では、摩擦係数はかなり高く、約０．５５から０．６０であり、一方、１００を超えかつ２００ＭＰａまでの高圧、および５０を超え８０℃までの運転温度では、摩擦係数は著しく低く、約０．２５である。これは、重負荷の第１のステップで、Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６の変形硬化が生じ、そこで高い摩擦をもたらす面心立方（ＦＦＣ）結晶構造から六方最密充填（ＨＣＰ）結晶構造への相転移が生じることによると説明される。第２のステップでは、層の変化が表面で生じ、したがっていくつかのＨＣＰ基本層は表面に平行になり、このようにして、剪断が容易に生じる構造が生成される。より低い圧力では、この第２のステップは生じない。
【０００９】
多くの点で、Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６は優れた材料であるが、沸騰水型原子炉の一次回路におけるバックグラウンド放射線レベルの上昇の一因となる。これは、摩耗および腐食によって同位体５９Ｃｏのイオンが放出され、このイオンは、中性子捕獲を通して、一次回路内を循環するときに、放射性同位体６０Ｃｏへと放射化され、これが、５９Ｃｏに分解するときに危険なγ放射線を放出するという事実に依存する。この不利益のため、摩耗および腐食に対して良好な耐性を有ししたがって放射性環境での使用に適切な、Ｃｏを含まない合金を開発するために、ここ１０年の間研究が行われてきた。
【００１０】
Ｃｏを含まないそのような合金は、例えばUS4,803,045に記載されており、溶接によって付着してもよく、質量％を単位とした下記の組成を有する：
【００１１】
【表１】
【００１２】
この合金は、主にオーステナイト系マトリックスおよび共晶合金炭化物からなるミクロ組織を有する。
【００１３】
Ｃｏを含まない前記溶接可能な硬質溶接合金の別の開発は、US5,702,668に記載されており、質量％を単位とした下記の組成を有する：
【００１４】
【表２】
【００１５】
これらの合金も、主にオーステナイト系マトリックスおよび共晶合金炭化物からなるミクロ組織を有する。
【００１６】
Ｃｏを含まない、その他の溶接可能な硬質溶接合金は、Ｓｋｗａｎという商標でＢｏｈｌｅｒ Ｗｅｌｄｉｎｇから販売されており、質量％を単位とした下記の組成を有する：
【００１７】
【表３】
【００１８】
Ｃｏを含まない硬質溶接コーティングは、やはり溶接によって付着されるので、Ｓｔｅｌｌｉｔｅのコーティングのように、溶接プロセス中または運転中に生じる応力によって、封止面の巨視的亀裂が既に最初からまたは運転中に生じる可能性がある。このようにして、かじりによる漏洩および低い安定性が生じることになり、その結果、厳しい安全性が要求される環境でのメンテナンスに対する要求が高くなる。
【００１９】
さらに、WO2007/024192A1(Uddeholm Tooling Aktiebolag)は、粉末冶金により生成された鋼合金、並びにこの合金で作製された工具および構成要素について記述している。合金は、質量％で下記の組成を有する：Ｃ ０．０１から２、Ｎ ０．６から１０、Ｓｉ ０．０１から３．０、Ｍｎ ０．０１から１０．０、Ｃｒ １６から３０、Ｎｉ ０．０１から５、（Ｍｏ＋Ｗ／２）０．０１から５．０、Ｃｏ ０．０１から９、Ｓ 最大０．５、および（Ｖ＋Ｎｂ／２）０．５から１４、但し、一方のＮの含量および他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量は、これら元素の含量がＡ’、Ｂ’、Ｇ、Ｈ、Ａ’の座標により定められた領域内にあるように互いに対してバランスされ、ここでこれらの点に関する［Ｎ，（Ｖ＋Ｎｂ／２）］座標は、Ａ’：［０．６，０．５］；Ｂ’：［１．６，０．５］；Ｇ：［９．８，１４．０］；Ｈ：［２．６，１４．０］であり、並びにＴｉ、Ｚｒ、およびＡｌのうちの任意の一以上が最大７であり、残りは本質的に鉄および通常含量の不純物のみである。鋼は、プラスチック構成要素の射出成型、圧縮成型、および押出し用の工具、並びに腐食を受ける冷間加工工具の製造に使用することが意図される。さらに、エンジニアリング用構成要素、例えばエンジン用噴射ノズル、摩耗金属構成要素、ポンプ構成要素、ベアリング構成要素なども意図される。追加の適用分野は、食品産業用のナイフを製造するための、鋼合金の使用である。
【００２０】
発明の開示
本発明の目的は、溶接による硬質コーティングの付着を行わない、複合製品の製造方法を提供することである。
【００２１】
この目的は、本発明による下記のステップを含む、１番目のパラグラフに記述される方法により達成される：
− 質量％を単位として、下記の組成を有する耐摩耗性鋼材を粉末冶金により製造するステップであって、
【００２２】
【表４】
【００２３】
および、さらに、
（Ｖ＋Ｎｂ／２）が０．５から１４であり、但し一方のＮの含量および他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量は、これら元素の含量が垂直平面座標系の領域Ａ’、Ｂ’、Ｇ、Ｈ、Ａ’内にあるように互いに対してバランスされ、ここでＮの含量は横座標であり、Ｖ＋Ｎｂ／２の含量は縦座標であり、前記点に関する座標は下記の通りであり、
【００２４】
【表５】
【００２５】
Ｔｉ、Ｚｒ、およびＡｌのうちの任意の一以上が最大７であり、残りは本質的に鉄および不可避不純物のみであるステップ；
− 基材の前記表面領域に、耐摩耗性鋼材を付けるステップ；および
− そのコーティングと共に基材の熱間等方圧プレスを行って、完全に稠密なまたは完全に稠密な状態に少なくとも近い物体にするステップ。
【００２６】
上記目的に関連した目的は、摩耗表面が、摩耗および腐食に対する耐性に関して高い要求を満たし、またある実施形態ではＣｏを含まず、巨視的亀裂を回避した複合製品を提供することである。
【００２７】
この目的は、上記２番目のパラグラフで述べた本発明による複合製品で達成され、
− この複合製品は、摩耗表面のための基材材料を含み、この基材は第１の組成を有し、
− 摩耗表面は、第２の組成の耐摩耗鋼材を含み、この材料は、質量％を単位として下記の組成を含み、
【００２８】
【表６】
【００２９】
および、さらに、
（Ｖ＋Ｎｂ／２）が０．５から１４であり、但し一方のＮの含量および他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量は、前記元素の含量が垂直平面座標系の領域Ａ’、Ｂ’、Ｇ、Ｈ、Ａ’内にあるように互いに対してバランスされ、ここでＮの含量は横座標であり、Ｖ＋Ｎｂ／２の含量は縦座標であり、前記点に関する座標は下記の通りであり、
【００３０】
【表７】
【００３１】
Ｔｉ、Ｚｒ、およびＡｌのうちの任意の一以上が最大７であり、残りは本質的に鉄および不可避不純物のみであり、
− 耐摩耗性鋼材は、最大５０体積％のＭ２Ｘ−、ＭＸ−、および／またはＭ２３Ｃ６／Ｍ７Ｃ３−タイプの硬質相粒子の一様な分布を含むミクロ組織を有しており、最長伸張（ｌｏｎｇｅｓｔ ｅｘｔｅｎｓｉｏｎ）における硬質相粒子のサイズは１から１０μｍであり、これら硬質相粒子の含量は、最大２０体積％がＭ２Ｘ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物であるように分布しており（ここでＭは主にＶおよびＣｒであり、Ｘは主にＮである）、並びに５から４０体積％がＭＸ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物であるように分布しており（ここでＭは主にＶであり、Ｘは主にＮである）、これらＭＸ−粒子の平均サイズは３μｍ未満であり、好ましくは２μｍ未満であり、さらにより好ましくは１μｍ未満である。
【００３２】
耐摩耗性コーティングは溶接によって付着されないので、溶接プロセス中または運転中に生じる応力によって既に最初からまたは運転中に、封止面に巨視的亀裂が引き起こされることが回避される。このようにして、かじりによる漏洩および低い安定性の危険性は、最小限に抑えられ、厳しい安全性が要求される環境で費用のかかるメンテナンスを行う必要性が低くなるという利点をもたらす。耐摩耗性材料が、バナジウムおよびおそらくは生じるニオブの含量に対する窒素の含量に関してバランスが取られている上述の組成を有するという事実のおかげで、耐摩耗性表面層を、複合製品上に得ることができる。ミクロ組織は、非常に硬質の安定な硬質相粒子を高含量で有するので、抗かじりおよび抗フレッティング特性に関する非常に高い要求を容易に満足させる摩耗表面を得ることができ、同時にこの表面は、腐食に対して非常に良好な性質を有する。
【００３３】
上記目的に関連した別の目的は、上記知られた粉末冶金により生成された鋼合金の、新しい用途を実現することである。
【００３４】
この目的は、質量％で下記の組成を有する本発明の鋼材によって達成され、
【００３５】
【表８】
【００３６】
および、さらに、
（Ｖ＋Ｎｂ／２）０．５から１４であり、但し一方のＮの含量および他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量は、これら元素の含量が垂直平面座標系の領域Ａ’、Ｂ’、Ｇ、Ｈ、Ａ’内にあるように互いに対してバランスされ、但しＮの含量は横座標であり、Ｖ＋Ｎｂ／２の含量は縦座標であり、前記点に関する座標は下記の通りであり、
【００３７】
【表９】
【００３８】
Ｔｉ、Ｚｒ、およびＡｌのうちの任意の一以上が最大７であり、残りは本質的に鉄および不可避不純物のみであり；
別の第１の組成を有する金属材料の基材上に耐摩耗性表面領域を実現するのに使用され、前記表面領域は、好ましくは弁の摩耗表面であり、例えば原子力発電所の弁の、より具体的には原子力発電所の一次回路の弁の摩擦表面である。
【００３９】
このように、耐腐食性、加工性、延性、機械加工性、硬度、基材および摩耗層の両方に関する高温処理応答性（ｈｏｔ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ ｒｅｓｐｏｎｓｅ）の要求を好ましくは満足させると同時に、製品の表面領域に非常に良好な耐摩耗性を必要とする製品に、粉末冶金により生成された鋼材を使用することが可能になる。
【００４０】
本発明の種々の実施形態の追加の特徴的な特性と、それによって得られるものは、下記の詳細な説明および特許請求の範囲から明らかにされよう。
【００４１】
同封の図面の簡単な説明
以下、好ましい実施形態および同封の図面を参照しながら、本発明についてより詳細に説明する。
【図面の簡単な説明】
【００４２】
【図１】熱間等方圧プレス後の、ＡＩＳＩ ３１６ｌの基材とＶａｎａｘ ７５の硬質コーティング（本発明による）との間の結合領域を、電子顕微鏡で撮影したミクロ組織の写真である。
【図２】熱間等方圧プレス後の、ＡＩＳＩ ３１６Ｌの基材からニッケルのカプセル壁を介してＶａｎａｘ ７５の硬質コーティング（本発明による）に至る経路（ｐａｓｓａｇｅ）における、複合製品中のバナジウム、クロム、ニッケル、およびマンガンの含量を示すグラフである。
【図３】熱間等方圧プレス後の、ＡＩＳＩ ３１６Ｌの基材からニッケルのカプセル壁を介してＶａｎａｘ ７５の硬質コーティング（本発明による）に至る経路における、複合製品中の炭素および窒素の含量を示すグラフである。
【図４】熱間等方圧プレス後の、ＡＩＳＩ ３１６Ｌの基材からニッケルのカプセル壁を介してＶａｎａｘ ７５の硬質コーティング（本発明による）に至る経路における、鋼材の分析された組成を示すグラフである。
【図５】座標系の形で、使用される鋼のＮの含量と（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量との間の割合を示す。
【図６】試験をした３種の合金の耐摩耗性を比較するグラフである。
【図７】試験をした３種の合金の耐腐食性を比較するグラフである。
【図８】本発明の好ましい実施形態による、熱間等方圧プレスが実施され、次いで熱処理が行われた、粉末冶金により生成された鋼材で作製された耐摩耗性層のミクロ組織を示す。
【図９】Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６（参照材料）を溶接で取り付けることによって製造された、耐摩耗性層のミクロ組織を示す。
【図１０】Ｓｋｗａｍ（参照材料）を溶接で取り付けることにより製造された、耐摩耗性層のミクロ組織を示す。
【図１１】Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６の摩擦特性を示すグラフである。
【図１２】Ｓｋｗａｍの摩擦特性を示すグラフである。
【図１３】Ｖａｎａｘ ７５の摩擦特性を示すグラフである。
【図１４】Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６と比較した、Ｖａｎａｘ ７５の摩擦特性を示すグラフである。
【図１５】本発明による耐摩耗性鋼材とＳｔｅｌｌｉｔｅ ６との間の、焼戻し温度に対する硬度を比較するグラフである。
【図１６】本発明による耐摩耗性鋼材とＳｔｅｌｌｉｔｅ ６との間の、機械加工性を比較するグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００４３】
好ましい実施形態の詳細な説明
複合製品の製造
複合製品を製造するための本発明の方法によれば、耐摩耗性鋼材が、第１の金属材料の基材の表面領域に付着され、基材が複合製品に必要な強度／耐性を与えることになる。このように得られた製品は、熱間等方圧プレスに供されて、完全に稠密なまたは完全に稠密な状態に少なくとも近い物体になる。
【００４４】
この方法の第１の好ましい実施形態によれば、第１の金属材料、即ち基材のインサート（ｉｎｓｅｒｔ）が、カプセル内に入れられ、耐摩耗性鋼材の粉末が、このインサートの前記表面領域に付けられる。その後、カプセルを封止し、気体を排出し、その後、内容物とともにそのカプセルを熱間等方圧プレスに供して、完全に稠密なまたは完全に稠密な状態に少なくとも近い物体にする。
【００４５】
この方法の第２の好ましい実施形態によれば、耐摩耗性鋼材の粉末は、第１の金属材料のインサートの表面領域に付けられる。このインサートは、少なくともある程度まで完全に機械加工され、即ち基材である。粉末が表面領域に接して（ａｇａｉｎｓｔ）フード状カプセル内に包まれるようにフード状カプセルをインサートに溶接する。例えば、これは、粉末がインサートに隣接するように、インサートの表面領域に対してその開口部分が配置されるフード状カプセル内に粉末が満たされるような方法で行うことができ、その後、フード状カプセルの溶接およびフード状カプセル内の気体の排除が行われる。摩耗表面に粉末を付ける別の方法は、摩耗表面に粉末を機械的に固定することであってもよい。任意の適切な結合剤を使用することによる粉末の付着も考えられる。粉末を摩耗表面に付けることにより、粉末層を構築することができるが、この層は完全に稠密ではなく、しかし熱間等方圧プレスに関連して必要とされる処理に耐えるのに十分なほど丈夫である。次いで粉末層を熱間等方圧プレスによってプレスして、完全に稠密なまたは完全に稠密な状態に少なくとも近い状態にする。この方法では包むためのカプセルは必要ない。
【００４６】
この方法の第３の好ましい実施形態によれば、耐摩耗性鋼材の中間製品が、前記粉末粒を耐摩耗性鋼材の粉末中で一緒に結合することにより製造され、この中間製品は、第１の金属材料、即ち基材のインサートに付けられる。その後、得られたユニット（ｕｎｉｔ）をカプセルで包み込む。その粉末粒を、焼結または熱間等方圧プレスによって１つに結合し、得られた物体は、ある種の熱間加工、例えば鍛造に供してもよい。適切な形状、例えばストリップ、リング、またはディスク形状を得るための追加の加工も、当然ながら可能である。
【００４７】
図１は、熱間等方圧プレス後に、基材材料１と耐摩耗性鋼材２との間の結合領域を電子顕微鏡で撮影した、ミクロ組織の写真を示す。結合３は、これら２種の材料の間のほぼくっきりした線として明らかにわかる。合金元素、バナジウム、クロム、マンガン、ニッケル、炭素、および窒素の含量は、基材材料１（点１から５）から結合３（点６から８）を介してさらに耐摩耗性鋼材２（点９から２０）に至る仮想線に沿って、均等な間隔で分析した。
【００４８】
図２は、合金元素、バナジウム、クロム、マンガン、ニッケルの含量を示すグラフである。この測定は、全ての元素の含量が、基材材料と同じレベルであることを示す。耐摩耗性鋼材のバナジウムおよびクロムの含量のばらつきは、この材料中の硬質相粒子の発生に起因すると考えられる。
【００４９】
図３は、炭素および窒素の含量が試験線に沿ってどのように変化するかを示し、炭素の含量も窒素の含量も基材中では変化しないことが明らかである。炭素および窒素は共に、格子間に固溶するときに非常に移動し易い元素であり、したがって、これらの元素は基材中に拡散するのではないかと危惧されたので、上記変化しないことは、非常に肯定的に見なされる。炭素および窒素は共に、まず最初にクロムと結合し、粒界で炭化クロムを形成するので、そのような拡散は非常に深刻になる可能性がある。このように、基材はクロムを消耗し、粒界腐食の危険性がある。
【００５０】
耐摩耗性鋼材と第１の金属材料との間の有害な拡散は、熱間等方圧プレスで生じる可能性があるので、２種の鋼材は、カプセル壁の形の拡散障壁によって別々に保持することが適切である。そのようなカプセル壁は、好ましくは、少なくとも主にニッケルまたはモネルメタルからなり、１ｍｍの厚さを有していてもよい。熱間等方圧プレスでは、基材がステンレス鋼である場合に炭素および窒素が基材中に拡散することは、このステンレス鋼が粒界腐食を受ける可能性があるので不適切である。
【００５１】
図４は、熱間等方圧プレス後の、ＡＩＳＩ ３１６ｌの基材（分析点Ｎｏ．１から１９９）からニッケルのカプセル壁（分析点Ｎｏ．１２から１９）を介して本発明によるＶａｎａｘ ７５の硬質コーティング（分析点Ｎｏ．２０から３２）に至る経路での、あるクリティカルな（ｃｒｉｔｉｃａｌ）合金元素の含量を示すグラフである。ニッケル相に隣接したＶａｎａｘ ７５相の、いくらか不均等なグラフは、硬質相粒子に起因する可能性がある。
【００５２】
この方法の第４の好ましい実施形態によれば、基材は、耐摩耗性コーティングを付けるのと同時に製造される。これは、必要な強度／耐性を基材に与えることになる鋼材の粉末が充填された内側カプセルによって、行ってもよい。このカプセルは、封止され、気体が排出され、耐摩耗性鋼の粉末が入れられる／入っている外側カプセル内に置かれる。それぞれの鋼材の粉末の量と、内側カプセルおよび耐摩耗性鋼材の粉末の相互位置は、それぞれ、いくつかの要因に、例えば所望の複合製品の形状、摩耗層の厚さ、基材の厚さ、およびプレス時の体積変化（収縮）に依存し、これらの要因に適合させられなければならないことが認識される。その後、外側カプセルを封止し、気体を排出し、ユニット全体を熱間等方圧プレスに供する。この第４の実施形態による代替方法は、内側カプセルを使用することなく、代わりに、様々な鋼材の粉末を共通のカプセルに充填することであり、この様々な鋼材の粉末をカプセル内の適切な場所に配置することにより、本発明による複合製品、即ち耐摩耗性鋼材を含む摩耗表面を有する基材が実現される。
【００５３】
熱間等方圧プレスは、１０００から１３５０℃で、好ましくは１１００から１１５０℃で、かつ１００ＭＰａの圧力で、３時間にわたり行うことが適切である。
【００５４】
全ての場合において、前記ステップの後に、軟化焼鈍を行い、機械加工して、所望の寸法にする。その後、熱処理が続き、この処理は好ましくは、９５０から１１５０℃のオーステナイト化温度からの焼入れおよび２００から４５０℃での２×２時間の低温焼戻し、または４５０から７００℃での２×２時間の高温焼戻しである。以下に詳細に論じられる、耐摩耗性鋼材からなる摩耗表面の所望の性質が実現されるように適切な温度が選択される。
【００５５】
さらに、全ての場合において、１１００から１１５０℃での熱間等方圧プレスに耐える基材の金属材料が選択され、さらに基材材料は、耐摩耗性鋼材に適合した（ｃｏｍｐａｔｉｂｌｅ）熱間加工特性を有するように選択されることが重要である。弁用の複合製品では、基材は、腐食、延性、および硬度に関して所望の性質を有しかつ必要が生じたら圧力容器の基準を満たす鋼からなることが適切である。例として、ステンレスセグメントのフェライト系、オーステナイト系、またはフェライト−オーステナイト系材料を挙げることができ、そのような材料の例は、ＡＩＳＩ ３１６ｌ、ＡＩＳＩ ３０４である。例えば、ＡＩＳＩ ３１６Ｌの基材材料は、ＡＩＳＩ ３１６Ｌ材料の急冷焼なまし（ｑｕｅｎｃｈ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）を行う場合、温度範囲１０５０から１１００℃での熱処理に適合性がある。その他のそれほど厳しくない用途では、その他の材料、例えば炭素鋼、圧力容器用の鋼、工具鋼、鋳鉄、および真鍮または銅を選択してもよく、ここでは例えばニッケルまたはモネルメタルの拡散障壁が、必要に応じて使用されることになる。
【００５６】
本発明の範囲内で、「コーティング」という用語は、基材と比較したときにコーティングが薄い表面層であるという事実、即ち、基材の材料の厚さはコーティングの厚さをはるかに凌ぐという事実に関連する。しかし、この用語は、コーティングの厚さが基材の厚さに本質的に類似しているという事実にも関連する。例外的に、状況がそのように必要とする場合、例えば摩耗に曝される製品の部分が突出部分になりかつ基材が取着部分（ａｔｔａｃｈｍｅｎｔ ｐｏｒｔｉｏｎ）である場合、耐摩耗性鋼材のコーティングは、複合製品の主要部分になることがわかり、したがってコーティングという用語は、基材材料の厚さよりもかなり厚い耐摩耗性鋼材の材料厚さも含む。したがって、本発明の範囲内で、コーティングは０．５から１０００ｍｍの厚さを有していてもよいが、ほとんどの用途では、その厚さはたいてい、５０ｍｍを超えることがなく、さらにおそらくその厚さは３０ｍｍを超えない。ほとんどの場合、コーティングは、０．５から１０ｍｍの厚さ、より好ましくは３から５ｍｍの厚さを有することになる。
【００５７】
本発明の特に好ましい実施形態では、複合製品が摩耗に曝される弁の構成要素でありかつ基材の材料が圧力容器用の鋼からなる場合、耐摩耗性鋼材は、意図的に添加されたコバルトを含まずかつ原子力発電所の弁の構成要素（この構成要素は摩耗に曝される）の摩耗表面を形成すること、および基材の材料はＡＩＳＩ ３１６Ｌに対応する組成を有することが適切である。弁は、１００ｍｍの直径および５０から１５０ｍｍの長さを有する。熱間等方圧プレス、機械加工、およびおそらくは必要な表面仕上げのための研削後の摩耗層の厚さは、０．５から２００ｍｍ、好ましくは３から５ｍｍである。
【００５８】
耐摩耗性コーティングは溶接によって付着されないので、溶接プロセス中または運転中に生じる応力によって、封止面の巨視的亀裂が既に最初からまたは運転中に生じるのを回避することが可能である。このようにして、かじりによる漏洩および低い安定性の危険性は最小限に抑えられ、厳しい安全性が要求される環境において、費用のかかるメンテナンスの必要性が低くなるという利点がもたらされる。
【００５９】
鋼材
本発明による耐摩耗性層として使用される鋼材は、粉末冶金により製造される。これは、かなりの程度まで酸化物の含有がないこと、および最大５０体積％のＭ２Ｘ−、ＭＸ−、および／またはＭ２３Ｃ６／Ｍ７Ｃ３タイプの硬質相粒子（最長伸張におけるサイズが１から１０μｍである）の一様な分布を含んだミクロ組織を得ることのための、鋼の条件であり、ここで前記硬質相粒子の含量は、最大２０体積％がＭ２Ｘ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物であり（ここでＭは主にＶおよびＣｒであり、Ｘは主にＮである）、また５から４０体積％がＭＸ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物である（ここでＭは主にＶであり、Ｘは主にＮである）ように分布しており、ここで前記ＭＸ−粒子の平均サイズは３μｍ未満であり、好ましくは２μｍ未満であり、さらにより好ましくは１μｍよりも小さい。好ましくは、粉末冶金製造は、アトマイジングガスとして窒素を用いた溶鋼のガスアトマイジングを含み、このアトマイジングによって、ある最小限の含量の窒素が鋼合金に与えられる。粉末の固相窒化により、より高い所望の窒素含量を得ることができる。
【００６０】
下記の事項は、鋼の合金元素に関して有効である。
【００６１】
まず第１に、炭素は、鋼のマトリックスの固溶体中の窒素と共に、その焼入れおよび焼戻し状態で最大６０から６２ＨＲＣの高硬度を鋼に与えるのに寄与するよう十分な量で、本発明の鋼中に存在することになる。窒素と共に、炭素は、一次析出したＭ２Ｘ−窒化物、−炭化物、および／または−炭窒化物中に存在していてもよく（ここでＭは主にＶおよびＣｒであり、Ｘは主にＮである）、それと共に炭素は、一次析出したＭＸ−窒化物、−炭化物、−および／または炭窒化物中に存在していてもよく（ここでＭは主にＶであり、Ｘは主にＮである）、それと共に炭素は、おそらくは生じるＭ２３Ｃ６−および／またはＭ７Ｃ３−炭化物中に存在していてもよい。
【００６２】
炭素は、窒素と共に、所望の硬度を与えかつ鋼中に含まれる硬質相を形成することになる。鋼中の炭素、即ち鋼のマトリックスの固溶体中の炭素と炭化物および／または炭窒化物に結合した炭素との含量は、生産経済を理由に並びに鋼材のミクロ組織の所望の相を理由に動機付けられるような低いレベルで保持されることになる。鋼は、オーステナイト化可能で、焼入れ時にマルテンサイトに変態可能であろう。必要な場合には、材料を深冷処理して、オーステナイトが残るのを回避する。好ましくは、炭素含量は少なくとも０．０１％、さらにより好ましくは少なくとも０．０５％、最も好ましくは少なくとも０．１％になる。最大炭素含量は、最大２％まで許容できる。適用分野に応じて、鋼が最大２０体積％のＭ２Ｘ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物含量、並びに５から４０体積％のＭＸ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物含量を得るように、炭素含量が、まず最初に、鋼中の窒素の量に並びに鋼中の炭化物形成元素、バナジウム、モリブデン、およびクロムの総含量に適合される。Ｍ２３Ｃ６−および／またはＭ７Ｃ３−炭化物は、主に非常に高いクロム含量で、最大８から１０質量％の含量で存在してもよい。しかし、鋼中のＭＸ−、Ｍ２Ｘ−、および／またはＭ２３Ｃ６／Ｍ７Ｃ３−炭化物、−窒化物、および／または炭窒化物の総含量は、５０体積％を超えないであろう。さらに、鋼中の更なる追加の炭化物の存在は、オーステナイト中に固溶したクロムの含量が１２％以上であるように最小限に抑えられよう。好ましくは、オーステナイトに固溶したクロムの含量は、少なくとも１３％であり、さらにより好ましくは少なくとも１６％であり、この量によって、鋼は確実に良好な耐腐食性を得る。
【００６３】
窒素は、本発明の鋼中の本質的な合金元素である。炭素と同様に、窒素は、鋼のマトリックスの固溶体中に存在して、適切な硬度を鋼に与えかつ所望の硬質相を形成することになる。好ましくは、窒素は、金属粉末の粉末冶金製造プロセスでアトマイジングガスとして使用される。そのような粉末生成では、鋼が、最大０．２から０．３％の窒素を含有することになる。次いでこの金属粉末には、任意の公知の技法によって、例えば窒素ガス中での加圧によってまたは製造された粉末の固相窒化によって、所望の窒素含量を与えることができ、したがって鋼は、少なくとも０．６％、好ましくは少なくとも０．８％、さらにより好ましくは少なくとも１．２％の窒素を含有することが適切である。窒素ガス中での加圧または固相窒化が使用されるとき、当然ながら、別のアトマイジングガス、例えばアルゴンを用いてアトマイジングを行うことも可能である。
【００６４】
脆性の問題を引き起こさずかつ残留オーステナイトをもたらさないために、窒素含量は１０％に最大限にされ、好ましくは８％まで、さらにより好ましくは最大６％にされる。バナジウムは、その他の強力な窒化物／炭化物形成剤、例えばクロムおよびモリブデンも同様に、窒素および炭素と反応する傾向を有するので、炭素含量が上述の窒素含量に対して２％まで最大限にされ、適切には最大１．５％であり、好ましくは最大１．２％にされるように、炭素含量が同時に前記高窒素含量に適合されるべきである。しかしこれに関し、耐腐食性は、炭素含量が増すと共に低下し、耐かじり性も低下する可能性があることに気付くべきであるが、これはとりわけ、上述の最高含量よりも低い炭素含量が与えられている本発明の鋼に比べて、比較的大きな炭化クロム、Ｍ２３Ｃ６および／またはＭ７Ｃ３、が形成される可能性があるので、不利である。
【００６５】
したがって、鋼がより低い窒素含量を有するのに十分であるような場合は、炭素含量も低下させることが望ましい。好ましくは、炭素含量は、経済的な理由で動機付けられるような低レベルに限定されるが、本発明によれば、炭素含量は、ある特定の窒素含量で様々に変えてもよく、鋼中の硬質相粒子の含量およびその硬度は、鋼が意図される適用分野に応じて適合させることができる。腐食阻害合金元素、クロムおよびモリブデンのある特定の含量で、窒素は、ＭＸ−炭窒化物の形成を促進させかつＭ２３Ｃ６および／またはＭ７Ｃ３（これらは好ましくない仕方で鋼の耐腐食性を低下させる）の形成を抑制するのにも寄与する。
【００６６】
ケイ素は、鋼の製造の残留物として存在し、０．０１％という最小限の含量で生じる可能性がある。高含量では、ケイ素は固溶硬化作用をもたらすが、いくらかの脆性ももたらす。ケイ素は、より強力なフェライト形成剤でもあり、したがって３．０％を超えた量で存在してはならない。好ましくは、鋼は、最大１．０％を超えたケイ素を含有せず、最大０．８％が適切である。公称ケイ素含量は０．３％である。
【００６７】
マンガンは、鋼の良好な焼入れ性をもたらすのに寄与する。脆性の問題を回避するには、マンガンは、１０．０％を超えた含量で存在してはならない。好ましくは、鋼は、最大５．０％を超えたマンガンを含有せず、適切には最大２．０％のマンガンである。焼入れ性がそれほど重要ではない実施形態では、マンガンは、鋼の生産からの残留元素として低含量で鋼中に存在し、硫化マンガンを形成することによって存在できる硫黄の量を結合する。したがってマンガンは、少なくとも０．０１％の含量で存在すべきであり、適切なマンガン範囲は０．２から０．４％である。
【００６８】
クロムは、所望の耐腐食性を鋼に与えるために、最小含量で１６％、好ましくは１７％で、さらにより好ましくは少なくとも１８％で存在することになる。クロムは、重要な窒化物形成剤でもあり、この元素は、窒素と共に鋼中に存在して、所望の耐かじりおよび耐摩耗性を鋼に与えるのに寄与する量の硬質相粒子を与えることになる。前記硬質相粒子の中で、最大２０体積％は、Ｍ２Ｘ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物からなっていてもよく（ここでＭは主にＣｒであるが、ある量のＶ、Ｍｏ、およびＦｅでもある）、５から４０％は、ＭＸ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物からなっていてもよい（ここでＭは主にＶである）。しかし、クロムは強力なフェライト形成剤である。焼入れ後のフェライトを回避するために、クロム含量は３３％を超えてはならず、適切には最大３０％になり、好ましくは最大２７％であり、さらにより好ましくは最大２５％である。
【００６９】
ニッケルは、任意選択の元素であり、それ自体はおそらくは、鋼中のフェライト形成元素、クロムおよびモリブデンの高含量とバランスを取るために、オーステナイト安定化元素として最大５．０％の含量で、適切には最大３．０％の含量で存在させてもよい。しかし、好ましくは、本発明の鋼は、意図的に添加された量のニッケルを含有しない。しかしニッケルは、それ自体は約０．８％程度に高くなる可能性がある不可避不純物として許容されることができる。
【００７０】
コバルトも、任意選択の元素であり、それ自体はおそらくは、焼戻し応答性を改善するために、最大９％の含量で、適切には最大５％の含量で存在させてもよい。しかし、例えば原子力発電所および放射能が生じるその他の用途での弁における硬質コーティングにおいて、鋼は、コバルトを全く含有すべきでない。
【００７１】
モリブデンは、所望の耐腐食性、特に良好な耐フレッティング性を鋼に与えるのに寄与するので、鋼中に存在すべきである。しかし、モリブデンは強力なフェライト形成剤であり、したがって鋼は、Ｍｏを最大５．０％を超えて、適切には最大４．０％、好ましくは最大３．５％を超えて含有してはならない。公称モリブデン含量は１．３％である。
【００７２】
モリブデンは大抵、完全にまたは部分的に、タングステンにより置換されていてもよく、しかしその場合、耐腐食性の同様の改善をもたらさない。さらに、モリブデンの２倍のタングステンが必要とされ、これは不利である。さらに、スクラップ金属処理はより困難である。
【００７３】
バナジウムは、窒素および存在する炭素と共に、前記ＭＸ−窒化物、−炭化物、および／または−炭窒化物を形成するために、０．５から１４％の含量で、適切には１．０から１３％の含量で、好ましくは２．０から１２％の含量で鋼中に存在することになる。本発明の第１の好ましい実施形態によれば、バナジウム含量は０．５から１．５％の範囲にある。第２の好ましい実施形態によれば、バナジウム含量は１．５から４．０、好ましくは２．０から３．５、さらにより好ましくは２．５から３．０％の範囲にある。前記第２の好ましい実施形態による公称バナジウム含量は、２．８５％である。第３の好ましい実施形態によれば、バナジウム含量は４．０から７．５、好ましくは５．０から６．５、さらにより好ましくは５．３から５．７％の範囲にある。前記第３の好ましい実施形態による公称バナジウム含量は５．５％である。第４の好ましい実施形態によれば、バナジウム含量は、７．５から１１．０、好ましくは８．５から１０．０、さらにより好ましくは８．８から９．２％の範囲にある。前記第４の好ましい実施形態による公称バナジウム含量は、９．０％である。本発明の範囲内で、最大約１０％の窒素含量および０．１から２％の範囲の炭素含量と組み合わせてバナジウム含量を最大約１４％にすることも考えられ、このようにすることによって、特に、高硬度（最大６０から６２ＨＲＣ）および適度な延性と併せて耐腐食性に関して高い要求を有し、それと共に耐摩耗性（アブレッシブ／凝着／かじり／フレッティング）に関して極めて高い要求を有する、成型および切断工具の硬質材料コーティングとしての使用時に、所望の性質が鋼に与えられる。
【００７４】
原則として、バナジウムは、ＭＸ−窒化物、−炭化物、および／または−炭窒化物を形成するためにニオブで置換することができるが、そのような場合、バナジウムに比べてより多くの量が必要とされ、これは不利である。さらにニオブは、純粋なバナジウムの窒化物、炭化物、および／または炭窒化物よりも、より鋭利な（ｅｄｇｅｄ）形状を得てより大きな窒化物、炭化物、および／または炭窒化物をもたらし、それによって破裂またはチッピングが生じる可能性があり、したがって材料の靭性および研摩性を低下させる可能性がある。これは、材料の機械的性質に関し、良好な延性および高硬度と併せて優れた耐摩耗性を実現するために組成が最適化されるような場合、鋼にとって特に不利と考えられる。この場合、鋼は、最大２％を超えてニオブを含有してはならず、適切には最大０．５％、好ましくは最大０．１％を超えてはならない。生産に関しては、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）が、アトマイジング中に杓からの出湯噴流（ｔａｐｐｉｎｇ ｊｅｔ）の詰まりをもたらす可能性があるので、問題もある。したがって、前記第１の実施形態によれば、鋼は、ニオブを６％を超えて含有してはならず、好ましくはニオブは最大２．５％になり、適切には最大０．５％になる。最も好ましい実施形態では、ニオブは、鋼の製造時に金属の原材料から生じる残留元素の形の不可避不純物を超えては許容されない。
【００７５】
前記合金元素に加え、鋼は、有意な量でいかなる追加の合金元素も含有する必要がなく、また含有すべきではない。ある元素は、望ましくないかたちで鋼の性質に影響を及ぼすので、明らかに望ましくない。これは、例えばリンについて言えることであり、良くないかたちで鋼の靭性に影響を及ぼさないようにするために、可能な限り低いレベル、好ましくは最大０．０３％で保持されるべきである。また硫黄は、ほとんどの場合に望ましくない元素であるが、とりわけ靭性に対するその悪影響は、本質的に無害な硫化マンガンを形成するマンガンを用いることによって本質的に無効にすることができ、したがって、この元素は、鋼の機械加工性を改善するために０．５％の最大含量で許容することができる。チタン、ジルコニウム、およびアルミニウムも、ほとんどの場合に望まれないが、これらは合わせて７％の最大量で許容することができ、しかし通常は、全体で０．１％未満の著しく低い含量である。
【００７６】
上述のように、窒素含量は、５から４０体積％の量のＭＸ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物を鋼に与えるために、材料中のバナジウムおよびことによると生じるニオブの含量に適合されることになる。Ｎと（Ｖ＋Ｎｂ／２）との間の割合に関する状態が図１に示され、本発明の鋼に関してはＮの含量が（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量に関連することが示されている。図示される領域内の端点は、下記の表による座標を有する：
【００７７】
【表１０】
【００７８】
本発明により使用される鋼の第１の態様によれば、一方のＮの含量および他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量は、これら元素の含量が図５の座標系内の座標Ａ’、Ｂ’、Ｇ、Ｈ、Ａ’によって定められた領域内にあるように、互いに対してバランスされることになる。
【００７９】
本発明の第１の好ましい実施形態によれば、鋼中の窒素、バナジウム、およびことによると生じるニオブの含量は、これらの含量が座標Ａ’、Ｂ’、Ｆ、Ｉ、Ａ’によって定められた領域内にあり、より好ましくはＡ、Ｂ、Ｅ、Ｊ、Ａ内にあるように、互いに対してバランスされることになる。
【００８０】
本発明の第２の好ましい実施形態によれば、鋼中の窒素、バナジウム、およびことによると生じるニオブの含量は、これらの含量が座標Ｉ、Ｆ、Ｆ’、Ｉ’、Ｉによって定められた範囲内にあり、より好ましくはＥ、Ｅ’、Ｊ’、Ｊ、Ｅ内にあるように、互いに対してバランスされることになる。
【００８１】
本発明の第３の好ましい実施形態によれば、鋼中の窒素、バナジウム、およびことによると生じるニオブの含量は、これらの含量が座標Ｉ’、Ｆ’、Ｆ”、Ｉ”、Ｉ’によって定められた範囲内にあり、より好ましくはＥ’、Ｅ”、Ｊ”、Ｊ’、Ｅ’内にあるように、互いに対してバランスされることになる。
【００８２】
本発明の第４の好ましい実施形態によれば、鋼中の窒素、バナジウム、およびことによると生じるニオブの含量は、これらの含量が座標Ｉ”、Ｆ”、Ｆ’’’、Ｉ’’’、Ｉ”によって定められた範囲内にあり、より好ましくはＪ”、Ｅ”、Ｅ’’’、Ｊ’’’、Ｊ”内にあるように、互いに対してバランスされることになる。
【００８３】
表２は、本発明の第１の好ましい実施形態による鋼に関し、質量％を単位として組成範囲を示す。
【００８４】
【表１１】
【００８５】
表３は、本発明の第２の好ましい実施形態による鋼に関し、質量％を単位として組成範囲を示す。
【００８６】
【表１２】
【００８７】
好ましくは、Ｖの含量は２．５から３．０質量％の間であり、Ｎの含量は１．３から２．０質量％の間である。例示的な例として、不純物を含む、そのような鋼の完全分析は、質量％を単位として下記の組成をもたらすことができる：
【００８８】
【表１３】
【００８９】
第２の実施形態による鋼は、高い硬度（最大６０から６２ＨＲＣ）および良好な延性と併せた耐腐食性に対する高い要求、並びに、アブレッシブおよび凝着摩耗の両方とともにかじりおよびフレッティングに対する耐性への増大する要求が適用される場合に使用するのに適している。表による組成では、鋼は、９５０から１１５０℃のオーステナイト化温度からの焼入れおよび２００から４５０℃での２×２時間の低温焼戻し、または４５０から７００℃での２×２時間の高温焼戻しの後で、Ｍ２Ｘ（式中、Ｍは主にＣｒであり、Ｘは主にＮである）およびＭＸ（式中、Ｍは主にＶおよびＣｒであり、Ｘは主にＮである）のそれぞれが最大約１０体積％からなる硬質相量を有する、焼戻しマルテンサイトからなるマトリックスを有する。
【００９０】
表５は、本発明の第３の好ましい実施形態による鋼に関し、質量％を単位として組成範囲を示す。
【００９１】
【表１４】
【００９２】
表６は、本発明の第４の好ましい実施形態による鋼に関し、質量％を単位として組成範囲を示す。
【００９３】
【表１５】
【００９４】
第４の実施形態による鋼は、高硬度（最大６０から６２ＨＲＣ）および比較的良好な延性と併せて耐腐食性に関して高い要求を有し、並びに耐摩耗性（アブレッシブ／凝着／かじり／フレッティング）に対して高い要求を有する、製品の摩耗表面に使用するのに適している。表による組成では、鋼は、１０８０のオーステナイト化温度からの焼入れおよび２００から４５０℃での２×２時間の低温焼戻し、または４５０から７００℃での２×２時間の高温焼戻しの後で、Ｍ２Ｘ（式中、Ｍは主にＣｒおよびＶであり、Ｘは主にＮである）最大約３から１５体積％、およびＭＸ（式中、Ｍは主にＶであり、Ｘは主にＮである）１５から２５％からなる硬質相量を有する、焼戻しマルテンサイトからなるマトリックスを有する。
【００９５】
表７は、本発明の追加の好ましい実施形態による鋼に関し、質量％を単位として組成範囲を示す。
【００９６】
【表１６】
【００９７】
本発明の概念の範囲内で、高硬度（最大６０から６２ＨＲＣ）および適度な延性と併せて耐腐食性に関して高い要求を有し、並びに耐摩耗性（アブレッシブ／凝着／かじり／フレッティング）に対して極めて高い要求を有する摩耗表面で使用するときに特に所望の性質を鋼に与える、最大約１４％のバナジウム含量および０．１から２％の範囲の炭素含量と組み合わせた最大約１０％のバナジウム含量が可能になることも考えられる。前記実施形態による鋼は、約１１００℃のオーステナイト化温度からの焼入れおよび２００から４５０℃での２×２時間の低温焼戻し、または４５０から７００℃での２×２時間の高温焼戻しの後で、Ｍ２Ｘ（式中、Ｍは主にＣｒおよびＶであり、Ｘは主にＮである）が最大約２から１５体積％、およびＭＸ（式中、Ｍは主にＶであり、Ｘは主にＮである）が１５から２５％からなる硬質相量を有する、焼戻しマルテンサイトからなるマトリックスを有する。
【００９８】
上述の実施形態による鋼は、凝着およびアブレッシブによる混合型の大きな摩耗、特にかじりおよびフレッティングに曝される製品の摩耗表面で使用するのに適していることが証明された。この鋼は、高硬度および良好な耐腐食性も有し、したがって、食品産業、オフショア工業用の製品、および腐食に曝されるその他の製品、例えばエンジン用噴射ノズル、ベアリングの構成要素など、製品の摩耗表面に使用するのに適している。耐摩耗性鋼材は、比較的硬質で脆いので、ねじ込み式接続で生じる負荷に比較的耐えられない。複合製品においてこの鋼材を使用することにより、摩耗材料が満たすことのできない例えば必要な延性、熱間加工性、および機械加工性などの、製品の他の要求を満たすのに基材が関与している製品が得られる。そのような製品の例は、弁、ポンプの摩耗構成要素、摩耗物体、および摩耗に曝されるその他の複合構成要素である。
【００９９】
複合製品の熱間加工で、耐摩耗性材料は、９５０から１１５０℃の間、好ましくは１０２０から１１３０℃の間、最も好ましくは１０５０から１１２０℃の間の温度で、オーステナイト化される。より高いオーステナイト化温度は、原則として考えられるが、通常存在する焼入れ炉がより高い温度に適合していない点に関して適切ではない。オーステナイト化温度での適切な保持時間は１０から３０分である。前記オーステナイト化温度から、鋼を室温またはそれ未満、例えば−４０℃に冷却する。所望の寸法安定性を製品に与えるために、残留オーステナイトを排除するには、深冷処理を実施してもよく、これは適切には、ドライアイス中で約−７０から−８０℃に、または液体窒素中で約−１９６℃で行われる。最適な耐腐食性を得るには、工具を少なくとも１回、好ましくは２回、２００から３００℃の低温で焼き戻す。代わりに、二次硬化を得るために鋼を最適化する場合、製品を少なくとも１回、好ましくは２回、ことによっては数回、４００から５６０℃の間、の温度で、好ましくは４５０から５２５℃の高温で焼き戻す。製品を、そのような焼戻し処理のそれぞれの後に冷却する。好ましくは、この場合も、ことによると残っている残留オーステナイトを排除することによって所望の寸法安定性をさらに確実にするために、上述の深冷処理が使用される。焼戻し温度での保持時間は、１から１０時間、好ましくは１から２時間であってもよい。耐摩耗性鋼材の組成は、非常に良好な焼戻し応答性をもたらす。
【０１００】
耐摩耗性鋼材が、例えば圧縮された複合製品を形成するための熱間等方圧プレスおよび仕上げられた複合製品の焼入れに供される、様々な熱間加工に関連して、耐摩耗性鋼材中の隣接する炭化物、窒化物、および／または炭窒化物は合体して大きな凝集体を形成してもよい。したがって、仕上げられた熱処理済み製品の摩耗層の、前記硬質相粒子のサイズは、３μｍを超えてもよい。体積％を単位として表された主な部分は、粒子の最長伸張において１から１０μｍの範囲にあり、粒子の平均サイズは１μｍよりも小さい。硬質相の総量は、窒素含量および窒化物形成剤、即ち主にバナジウムおよびクロムの量に依存する。一般に、仕上げられた製品の摩耗層の、硬質相の総量は、５から４０体積％の範囲にある。
【０１０１】
耐摩耗性鋼材の粉末は、耐摩耗性鋼材に関して窒素以外の示された組成を有する融解物の粉末化（ｄｉｓｉｎｔｅｇｒａｔｉｏｎ）によって、製造される。不活性ガス、好ましくは窒素を、融解物の噴流に吹き付けると、この噴流は分割されて（ｓｐｌｉｔ）液滴になり、凝固され、その後、得られた粉末を固相窒化に供して所望の窒素含量を得る。
【０１０２】
実施した実験
試験片の調製
Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６およびＳｋｗａｍを、４層溶接することによって、ディスク形状の基材の表面領域に付着させた。付着した層の全厚は５ｍｍであった。次いで試験片のその表面を研削し研摩して、弁に必要な表面仕上げ、即ちＲａ約０．０５μｍにした。溶接コーティング表面は、研摩後も小さな細孔を有しており、これらを裸眼で見ることができた。
【０１０３】
溶接コーティング後、Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６およびＳｋｗａｍは、製造業者からのデータ仕様書によれば４２ＨＲＣの硬度を有し、これを、実験室での測定で確認した。
【０１０４】
Ｖａｎａｘ ７５の試験ロッド、即ち請求項１に示される範囲内の組成を有する粉末冶金により生成された鋼を、熱間等方圧プレスがなされた物体から切断し、次いで研削および研摩を行って、前記溶接によって付着された合金と同じ表面仕上げにした。
【０１０５】
Ｖａｎａｘ ７５の試験バーを、急冷媒体（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ ｍｅｄｉｕｍ）として窒素ガスを使用して、真空炉内で熱処理した。使用した熱間加工サイクルは、オーステナイト化温度ＴＡ＝１０８０℃でのオーステナイト化を３０分、その後、液体窒素中での深冷処理、４００℃の焼戻し温度で２時間、２回（２×２時間）の焼戻しであった。
【０１０６】
化学組成
試験プログラムで使用した合金の、質量％を単位とした化学組成の目標値を、表６に示す。
【０１０７】
【表１７】
【０１０８】
耐摩耗性
耐摩耗性を、ピン対ディスク（ｐｉｎ−ｔｏ−ｄｉｓｃ）試験を使用して測定した。Ａｌ２Ｏ３を有する研削紙（１５００メッシュ）を試験で使用し、その試験での圧力は０．４ＭＰａであった。３種の試験合金の、ｍｇ／分を単位として表したアブレイジョン減量を、図６に示す。この図から、本発明の耐摩耗性鋼材、Ｖａｎａｘ ７５は、２種の比較材料Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６およびＳｋｗａｍよりも相当にかなり良好な耐摩耗性を有することがわかる。
【０１０９】
耐腐食性
ＡＩＳＩ ３１６Ｌ、Ｖａｎａｘ ７５、およびＳｋｗａｍの耐腐食性は、３５００または３５０００ｐｐｍのＣｌ−を含有する水溶液中での合金の酸化物層の破壊電圧を測定するために、ＡＳＴＭ ７６による標準化サイクル分極法（ａ ｓｔａｎｄａｒｄｉｚｅｄ ｃｙｃｌｉｃ ｐｏｌａｒｉｓａｔｉｏｎ ｍｅｔｈｏｄ）を使用することによって試験をした。全ての試験は室温で行った。図７は、塩化物を含有する水中での、ｍＶを単位とした破壊電圧として、耐腐食性を示す。各合金ごとに、２つのバーを並べて示す。左のバーは、Ｃｌ−が３５００ｐｐｍの塩化物含量での結果を示し、一方、右のバーは、１０倍高い含量、３５０００ｐｐｍのＣｌ−に関する。全ての試験を室温で行い、より高い値はより良好な耐腐食性を示している。図は、Ｖａｎａｘ ７５が、Ｓｋｗａｍ よりも良好であるがＡＩＳＩ ３１６Ｌよりも劣る耐腐食性を有することを示す。しかし、ＡＩＳＩ ３１６Ｌの場合、鋼のサイズおよび処理のしかたに関係があるように見える、いくらかのばらつきがあることが指摘されよう。実際の実験は、６００ｍＶまで下がる破壊電圧を示した。
【０１１０】
硬度
溶接によってコーティングした後、Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６およびＳｋｗａｍは、４２ＨＲＣの硬度を有する。Ｖａｎａｘ ７５の試験バーは、上記のように焼入れおよび低温焼戻し後に、６１ＨＲＣの硬度を有する。
【０１１１】
ミクロ組織
Ｖａｎａｘ ７５のミクロ組織は、マルテンサイト系マトリックスと、２３体積％のＭＸタイプの硬質相とからなり、ここでＭはＶであり、ＸはＮおよびＣである。硬質相粒子は、３μｍよりも小さい、好ましくは２μｍよりも小さい、さらにより好ましくは１μｍよりも小さい平均サイズを有する。硬質相粒子は、マトリックス中に一様に分布しており、図８を参照されたい。
【０１１２】
溶接によってコーティングした後、Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６のミクロ組織は、樹枝状オーステナイト系コバルトマトリックスと、高体積率の比較的非常に粗い細長い炭化クロムとからなる。炭化クロムは、残留融解物（ｒｅｔａｉｎｅｄ ｍｅｌｔ）の樹枝状領域に生じ、したがってマトリックス中に非常に不均等に分布しており、図９を参照されたい。
【０１１３】
溶接によってコーティングした後、Ｓｋｗａｍのミクロ組織は、樹枝状晶間の（ｉｎｔｅｒ−ｄｅｎｄｒｉｔｉｃ）炭化クロムを有するマルテンサイト系マトリックスからなる。炭化クロムの粗い凝集体は、マトリックス中に不均等に分布しており、図１０を参照されたい。
【０１１４】
摩擦特性
鋼材の摩擦特性は、エンジン（ｅｎｇｉｎｅｓ）のエネルギー消費に影響を及ぼすと共に、弁の調節手段にどのタイプのエンジンを使用できるかに関して影響を及ぼすので、ある用途、例えば弁では、重要なものである。電気エンジンは、より低い負荷を扱い、一方、より大きな負荷は、空気圧によってまたは水圧によって制御される調節手段を必要とする。これは、装置の選択に影響を及ぼす。
【０１１５】
摩擦特性は、鋼の抗かじり特性の影響を受け、これらはピンオンディスク（ｐｉｎ ｏｎ ｄｉｓｃ）試験によって試験され、鋼材の試験バーは、別のまたは同じ鋼材の回転ディスクに接して配置される。試験は、温度８０℃の脱イオン水中で、接触圧力＝７２０ＭＰａ、表面仕上げ、Ｒａ約０．０２μｍ、相対滑り速度＝０．０２ｍ／秒、試験時間／試験長さ＝１０００秒／２０分で行った。
【０１１６】
Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６に対するＳｔｅｌｌｉｔｅ ６のピンオンディスク試験の結果を、図１１に示す。最初に摩擦が増大し、次いで低下し、平坦レベル、μ約０．２５になって終了するが、最初に記述された種類の作用が確認される。
【０１１７】
図１２は、Ｓｋｗａｍの２つの面を、互いに対して試験をしたときの、摩擦特性を示す。わかるように、徐々に増大する摩擦係数が、ピンオンディスク試験中に得られるが、これは材料同士の間で冷間圧接と解放とが交互に行われることによる。
【０１１８】
Ｖａｎａｘ ７５の２つの面を互いに接して試験したときの摩擦特性を、図１３に示す。この材料は、平坦レベル、ミュー（μ）約０．３６で良好な摩擦特性を示すが、これは非常に微細で硬い硬質相粒子の均等な分布に起因すると考えられる。
【０１１９】
最後に、Ｖａｎａｘ ７５の表面と比較したＳｔｅｌｌｉｔｅ ６の表面について、試験をした。その結果を図１４に示す。最初に、２つの摩耗表面がＳｔｅｌｌｉｔｅ ６からなる場合よりも本質的に非常に小さい、いくらかの小さな増加が摩擦係数に得られ、次いで摩擦係数は低下し、約０．２２のレベルで終了し、即ちＳｔｅｌｌｉｔｅ ６が両方の接触表面に使用される場合よりも良好である。これは、非常に注目に値することであり、空気圧および水圧装置よりも大きなフレキシビリティをもたらす電気駆動の装置を使用することを可能とする、適切なより低いレベルで摩擦を保持できることを示している。
【０１２０】
焼戻し応答性
耐摩耗性鋼材、Ｖａｎａｘ ７５の焼戻し応答性について、試験をした。その結果を図１５に示すが、耐摩耗性鋼材は非常に良好な焼戻し応答性を有することを証明している。深冷処理された状態のＶａｎａｘ ７５では、６０から６２ＨＲＣの硬度が最大約５００℃の焼戻しで得られる。その後、硬度は低下するが、それにも関わらず、焼戻し温度とは無関係に、Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６で実現できる硬度、即ち約４２ＨＲＣである硬度を十分に超えた硬度が得られる。非深冷処理状態のＶａｎａｘ ７５は、良好な焼戻し応答性を示し、５１から５５ＨＲＣの硬度が得られる。
【０１２１】
高温耐性
耐摩耗性鋼材の高温耐性は、約１３００℃までの種々の温度への加熱で硬質相粒子がどのような影響を受けるか研究することによって、試験をした。硬質相粒子は非常に安定であると決定することができた。原則として、硬質相粒子の成長は、使用される高温にも関わらず、全く生じないかほとんど生じない。これは、材料が高い運転温度（７００から８００℃）および長い運転時間で使用されることになる場合、非常に有利である。例として、電力産業における水蒸気またはガスタービンプラントを挙げることができ、その運転は、非常に高い温度で行われ、さらに極めて長い運転期間、即ちそのようなプラントでは最長６０年にわたり行われる。
【０１２２】
機械加工性
本発明による耐摩耗性鋼材の機械加工性について試験をし、Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６と比較した。引き渡し（ｄｅｌｉｖｅｒｙ）状態、即ち熱間等方圧軟化焼鈍状態（ｈｏｔ ｉｓｏｓｔａｔｉｃ ｓｏｆｔ ａｎｎｅａｌｅｄ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ）（３５ＨＲＣ）にあり、また焼入れおよび焼戻し状態（６０ＨＲＣ）にある、Ｖａｎａｘ ７５の機械加工性の試験をし、一方、Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６の機械加工性は、その材料の引き渡し状態（４６ＨＲＣ）で試験をした。引き渡し状態にあるＶａｎａｘ ７５の機械加工性を、参照値として使用した。図１６は、焼入れおよび焼戻し状態のＶａｎａｘ ７５と、Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６とが、同等の機械加工性（約０．３０）を有することを示す。付着試験（ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ ｔｅｓｔ）も、焼入れおよび焼戻し状態のＶａｎａｘ ７５がＳｔｅｌｌｉｔｅ ６よりもいくらか良好な機械加工性を有することを示した。引き渡し状態のＶａｎａｘ ７５は、最良の機械加工性（１．０）を有する。
【０１２３】
考察
上述の試験の結果は、基材から腐食遅延合金元素が局所的に枯渇するといういかなる危険性もなしに、請求項１に記載の組成を有する耐摩耗性表面層を、金属基材に非常に首尾良く付けることができることを示す。２種の材料の結合は、熱間等方圧プレスによって適切に行われる。熱間等方圧プレスでは、耐摩耗性鋼材および基材が、
ａ）それぞれ粉末およびソリッドな（ｓｏｌｉｄ）材料；
ｂ）それぞれ、障壁層を持ちもしくは持たない、粉末および粉末；または
ｃ）それぞれソリッドな材料およびソリッドな材料
からそれぞれなっていてもよい。
【０１２４】
得られた製品は、激しい表面圧力を受ける構成要素で使用するのに、即ち、アブレッシブ磨耗および構成要素同士の間の冷間圧接による摩耗、いわゆるかじりが特に目立つ摩耗に供される用途で使用するのに、特に適している。非常に良好な耐腐食性も有する耐摩耗性鋼材のおかげで、例えば弁、ポンプ、および接続デバイスなど、耐腐食性も必要とされるオフショア工業、食品産業、加工産業、およびパルプ工業において有利に使用することができる。本発明の製造方法によれば、原子力発電所の一次回路内の水蒸気および水の流れを調節する弁として使用するのに特に適した複合製品を生産することが可能であることが証明され、また、コバルトをベースにした合金Ｓｔｅｌｌｉｔｅ ６の摩耗表面を含む現在の弁と、交換することが可能であるように見える。これは、別の利点を示唆している。コバルトを全く含有しない耐摩耗性鋼材のおかげで、沸騰水型原子炉の一次回路内のバックグラウンド放射線が高レベルであるという現在の問題を、回避することができる。また、本発明の鋼材は優れた摩擦特性を有することも証明され、エネルギー消費の削減に寄与し、かつ空気圧および水圧構成要素を使用しなければならない場合よりも大きなフレキシビリティをもたらす電気駆動の制御装置の使用を可能にする、製品を提供することが、可能であるように見える。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
必要な強度もしくは耐性を複合製品に与える第１の金属材料の基材と、前記基材の表面領域に付けられた耐摩耗性鋼材のコーティングとを含む複合製品の製造方法であって、下記のステップ、即ち、
− 質量％を単位として、下記の組成、
【表１】
および、さらに、
０．５から１４の（Ｖ＋Ｎｂ／２）（ただし、一方のＮの含量および他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量が、前記元素の含量が垂直平面座標系の範囲Ａ’、Ｂ’、Ｇ、Ｈ、Ａ’内に在るように互いに対してバランスされ、ここでＮの含量は横座標であり、Ｖ＋Ｎｂ／２の含量は縦座標であり、前記点の座標は下記の表：
【表２】
の通りである）、
および、最大７の、Ｔｉ、Ｚｒ、およびＡｌのうちの任意の一以上；
残部は本質的に鉄および不可避不純物のみである；
を有する耐摩耗性鋼材を粉末冶金法で製造するステップ；
− 基材の前記表面領域に、耐摩耗性鋼材を付けるステップ；および
− 前記コーティングとともに基材を熱間等方圧プレスして、完全に稠密なまたは完全に稠密な状態に少なくとも近い物体にするステップ
を特徴とする方法。
【請求項２】
− コーティングを有する基材をカプセルに包み込むステップ；
− カプセル内の気体を排出し、その後、熱間等方圧プレスを行うステップ；
− 耐摩耗性鋼材を覆うカプセルまたはカプセルの少なくとも一部を除去するステップ
も含むことを特徴とする、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
第１の金属材料のインサートがカプセル内に配置され、耐摩耗性鋼材の粉末がインサートの前記表面領域に付けられ、その後、カプセルが封止されることを特徴とする、請求項２に記載の方法。
【請求項４】
耐摩耗性鋼材の粉末が、少なくともある程度まで完全に機械加工されている第１の金属材料のインサートの表面領域に付けられ、フード状カプセルが、前記粉末を包み込むようにかつインサートの側面（ｓｉｄｅｓ）に向かって溶接されるように配置されることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
【請求項５】
耐摩耗性鋼材の中間製品が、耐摩耗性鋼材の粉末中の粉末粒を結合することによって製造され、この中間製品が、第１の金属材料のインサートに付けられ、その後、得られたユニットがカプセル内に包み込まれることを特徴とする、請求項２に記載の方法。
【請求項６】
中間製品が、ストリップ、リング、またはディスクの形状を有することを特徴とする、請求項５に記載の方法。
【請求項７】
粉末粒が、熱間等方圧プレスによって結合されることを特徴とする、請求項５または６に記載の方法。
【請求項８】
前記２種の鋼材が、耐摩耗性鋼材と第１の金属材料との間で容易に移動可能な合金元素、例えばＣまたはＮの不利益な拡散が回避されるよう、カプセル壁によって隔てられていることを特徴とする、請求項２から７のいずれかに記載の方法。
【請求項９】
カプセル壁が、主にニッケルまたはモネルメタルからなることを特徴とする、請求項８に記載の方法。
【請求項１０】
第１の金属材料も前記カプセル内に配置された粉末からなることを特徴とする、請求項２に記載の方法。
【請求項１１】
前記カプセルが第１のカプセルであり、第２のカプセルに、第１の金属材料、即ち基材の粉末が充填され、第２のカプセルが封止されかつ第１のカプセル内に配置され、基材の少なくとも前記表面領域に接続されてカプセル壁に向かって配置されるように、耐摩耗性鋼材の粉末が第２のカプセルに充填され、その後、第１のカプセルが封止されることを特徴とする、請求項２に記載の方法。
【請求項１２】
耐摩耗性鋼材の粉末が、窒素以外の耐摩耗性鋼材に関して示された前記組成を有する溶鋼の粉末化によって製造され、前記粉末化が、凝固可能な液滴に分解される溶鋼の噴流に吹き付けられる不活性ガス、好ましくは窒素によって行われ、その後、得られた粉末は、固相窒化に供されて、前記に示された窒素含量になることを特徴とする、請求項１から１１のいずれかに記載の方法。
【請求項１３】
熱間等方圧プレスが、１０００から１３５０℃、好ましくは１１００から１１５０℃で、１００Ｍｐａの圧力で３時間行われることを特徴とする、請求項１から１２のいずれかに記載の方法。
【請求項１４】
前記ステップの後、軟化焼鈍、所望の寸法への機械加工、および熱処理が行われることを特徴とする、請求項１から１３のいずれかに記載の方法。
【請求項１５】
コーティングが、０．５から１０００ｍｍ、好ましくは０．５から５０ｍｍ、さらにより好ましくは０．５から３０ｍｍの厚さを有することを特徴とする、請求項１から１４のいずれかに記載の方法。
【請求項１６】
コーティングが、０．５から１０ｍｍ、より好ましくは３から５ｍｍの厚さを有することを特徴とする、請求項１から１４のいずれかに記載の方法。
【請求項１７】
前記熱処理が、９５０から１１５０℃のオーステナイト化温度からの焼入れおよび２００から４５０℃で２×２時間の低温焼戻し、または４５０から７００℃で２×２時間の高温焼戻しによって行われることを特徴とする、請求項１４に記載の方法。
【請求項１８】
含量の単位が質量％で、下記の元素：
【表３】
が、耐摩耗性鋼材に含まれることを特徴とする、請求項１から１７のいずれかに記載の方法。
【請求項１９】
Ｖの含量が２．５から３．０質量％の間であり、Ｎの含量が１．３から２．０質量％の間であることを特徴とする、請求項１から１７のいずれかに記載の方法。
【請求項２０】
含量の単位が質量％で、下記の元素：
【表４】
が、耐摩耗性鋼材に含まれることを特徴とする、請求項１から１７のいずれかに記載の方法。
【請求項２１】
耐摩耗性鋼材中、炭素が０．１から２質量％の含量で存在し、窒素が最大約１０質量％の含量で存在し、バナジウムが最大約１４質量％の含量で存在することを特徴とする、請求項１から１７のいずれかに記載の方法。
【請求項２２】
必要な強度／耐性を複合製品に与える第１の金属材料の基材と、前記基材の表面領域に付けられた耐摩耗性鋼材のコーティングとを含む、複合製品であって、
− 摩耗表面のための基材を含み、該基材は第１の組成を有し；
− 前記摩耗表面が、質量％を単位として下記を含む第２の組成の耐摩耗性鋼材を含み、
【表５】
および、さらに、
０．５から１４の（Ｖ＋Ｎｂ／２）（ただし、一方のＮの含量および他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量が、前記元素の含量が垂直平面座標系の範囲Ａ’、Ｂ’、Ｇ、Ｈ、Ａ’内に在るように互いに対してバランスされ、ここでＮの含量は横座標であり、Ｖ＋Ｎｂ／２の含量は縦座標であり、前記点の座標は下記の表：
【表６】
の通りである）、
および、最大７の、Ｔｉ、ＺｒおよびＡｌのうちの任意の一以上；
残部は本質的に鉄および不可避不純物のみであり；
− 前記鋼材は、最大５０体積％のＭ２Ｘ−、ＭＸ−、および／またはＭ２３Ｃ６／Ｍ７Ｃ３−タイプの硬質相粒子の一様な分布を含むミクロ組織を有しており、硬質相粒子の最長伸張におけるサイズは１から１０μｍであり、前記硬質相粒子の含量は、最大２０体積％がＭ２Ｘ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物であり（ここでＭは主にＣｒであり、Ｘは主にＮである）、５から４０体積％がＭＸ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物であり（ここでＭは主にＶおよびＣｒであり、Ｘは主にＮである）、前記ＭＸ−粒子の平均サイズは３μｍ未満であり、好ましくは２μｍ未満であり、さらにより好ましくは１μｍよりも小さいものである
ことを特徴とする複合製品。
【請求項２３】
− 耐摩耗性鋼材が、熱間等方圧プレスによって基材に付けられ、ここで圧縮された製品が得られ、
− 圧縮された製品が所望の寸法に機械加工され；
− ９５０から１１５０℃のオーステナイト化温度からの焼入れおよび２００から４５０℃で２×２時間の低温焼戻し、または４５０から７００℃で２×２時間の高温焼戻しによって熱処理される
ことを特徴とする、請求項２２に記載の複合製品。
【請求項２４】
含量の単位が質量％で、下記の元素：
【表７】
が、耐摩耗性鋼材中に含まれることを特徴とする、請求項２２または２３に記載の複合製品。
【請求項２５】
Ｖの含量が２．５から３．０質量％の間であり、Ｎの含量が１．３から２．０質量％の間であることを特徴とする、請求項２４に記載の複合製品。
【請求項２６】
含量の単位が質量％で、下記の元素：
【表８】
が、耐摩耗性鋼材中に含まれることを特徴とする、請求項２２または２３に記載の複合製品。
【請求項２７】
耐摩耗性鋼材中、炭素が０．１から２質量％の含量で存在し、窒素が最大約１０質量％の含量で存在し、バナジウムが最大約１４質量％の含量で存在することを特徴とする、請求項２２または２３に記載の複合製品。
【請求項２８】
基材の金属材料が、１１００から１１５０℃の熱間等方圧プレスに耐え、熱間加工に関して耐摩耗性鋼材に適合することを特徴とする、請求項２２から２４のいずれかに記載の複合製品。
【請求項２９】
摩耗を受ける弁の構成要素からなり、基材の材料が圧力容器用の鋼からなることを特徴とする、請求項２８に記載の複合製品。
【請求項３０】
耐摩耗性鋼が、意図的に添加されたコバルトを含まず、原子力発電所の、摩耗を受ける弁の構成要素の摩耗表面を形成し、基材の材料はＡＩＳＩ ３１６Ｌに対応する組成を有することを特徴とする、請求項２９に記載の複合製品。
【請求項３１】
耐摩耗性材料の摩耗表面を有する、摩耗構成要素、ポンプ部品、エンジン構成要素、ローラ、または別の構成要素であり、そのような用途では、構成要素全体が耐摩耗性鋼材からなってはいないことを特徴とする、請求項２８に記載の複合製品。
【請求項３２】
コーティングが、０．５から１０００ｍｍ、好ましくは０．５から５０ｍｍ、さらにより好ましくは０．５から３０ｍｍの厚さを有することを特徴とする、請求項２２に記載の複合製品。
【請求項３３】
コーティングが、０．５から１０ｍｍ、より好ましくは３から５ｍｍの厚さを有することを特徴とする、請求項２３に記載の複合製品。
【請求項３４】
質量％を単位として、下記の組成を有する粉末冶金法で製造された鋼材の使用であって：
【表９】
および、さらに、
０．５から１４の（Ｖ＋Ｎｂ／２）（ただし、一方のＮの含量および他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量が、前記元素の含量が垂直平面座標系の範囲Ａ’、Ｂ’、Ｇ、Ｈ、Ａ’内に在るように互いに対してバランスされ、ここでＮの含量は横座標であり、Ｖ＋Ｎｂ／２の含量は縦座標であり、前記点の座標は下記の表：
【表１０】
の通りである）、
および、最大７の、Ｔｉ、ＺｒおよびＡｌのうちの任意の一以上；
残部は本質的に鉄および不可避不純物のみである；
別の第１の組成を有する金属材料の基材上に好ましくは弁の摩耗表面である耐摩耗性表面領域を得るための使用。
【請求項３５】
前記弁が、原子力発電所内の弁であり、好ましくは原子力発電所の一次回路内の弁であることを特徴とする、請求項３４に記載の使用。
【請求項１】
必要な強度もしくは耐性を複合製品に与える第１の金属材料の基材と、前記基材の表面領域に付けられた耐摩耗性鋼材のコーティングとを含む複合製品の製造方法であって、下記のステップ、即ち、
− 質量％を単位として、下記の組成、
【表１】
および、さらに、
０．５から１４の（Ｖ＋Ｎｂ／２）（ただし、一方のＮの含量および他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量が、前記元素の含量が垂直平面座標系の範囲Ａ’、Ｂ’、Ｇ、Ｈ、Ａ’内に在るように互いに対してバランスされ、ここでＮの含量は横座標であり、Ｖ＋Ｎｂ／２の含量は縦座標であり、前記点の座標は下記の表：
【表２】
の通りである）、
および、最大７の、Ｔｉ、Ｚｒ、およびＡｌのうちの任意の一以上；
残部は本質的に鉄および不可避不純物のみである；
を有する耐摩耗性鋼材を粉末冶金法で製造するステップ；
− 基材の前記表面領域に、耐摩耗性鋼材を付けるステップ；および
− 前記コーティングとともに基材を熱間等方圧プレスして、完全に稠密なまたは完全に稠密な状態に少なくとも近い物体にするステップ
を特徴とする方法。
【請求項２】
− コーティングを有する基材をカプセルに包み込むステップ；
− カプセル内の気体を排出し、その後、熱間等方圧プレスを行うステップ；
− 耐摩耗性鋼材を覆うカプセルまたはカプセルの少なくとも一部を除去するステップ
も含むことを特徴とする、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
第１の金属材料のインサートがカプセル内に配置され、耐摩耗性鋼材の粉末がインサートの前記表面領域に付けられ、その後、カプセルが封止されることを特徴とする、請求項２に記載の方法。
【請求項４】
耐摩耗性鋼材の粉末が、少なくともある程度まで完全に機械加工されている第１の金属材料のインサートの表面領域に付けられ、フード状カプセルが、前記粉末を包み込むようにかつインサートの側面（ｓｉｄｅｓ）に向かって溶接されるように配置されることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
【請求項５】
耐摩耗性鋼材の中間製品が、耐摩耗性鋼材の粉末中の粉末粒を結合することによって製造され、この中間製品が、第１の金属材料のインサートに付けられ、その後、得られたユニットがカプセル内に包み込まれることを特徴とする、請求項２に記載の方法。
【請求項６】
中間製品が、ストリップ、リング、またはディスクの形状を有することを特徴とする、請求項５に記載の方法。
【請求項７】
粉末粒が、熱間等方圧プレスによって結合されることを特徴とする、請求項５または６に記載の方法。
【請求項８】
前記２種の鋼材が、耐摩耗性鋼材と第１の金属材料との間で容易に移動可能な合金元素、例えばＣまたはＮの不利益な拡散が回避されるよう、カプセル壁によって隔てられていることを特徴とする、請求項２から７のいずれかに記載の方法。
【請求項９】
カプセル壁が、主にニッケルまたはモネルメタルからなることを特徴とする、請求項８に記載の方法。
【請求項１０】
第１の金属材料も前記カプセル内に配置された粉末からなることを特徴とする、請求項２に記載の方法。
【請求項１１】
前記カプセルが第１のカプセルであり、第２のカプセルに、第１の金属材料、即ち基材の粉末が充填され、第２のカプセルが封止されかつ第１のカプセル内に配置され、基材の少なくとも前記表面領域に接続されてカプセル壁に向かって配置されるように、耐摩耗性鋼材の粉末が第２のカプセルに充填され、その後、第１のカプセルが封止されることを特徴とする、請求項２に記載の方法。
【請求項１２】
耐摩耗性鋼材の粉末が、窒素以外の耐摩耗性鋼材に関して示された前記組成を有する溶鋼の粉末化によって製造され、前記粉末化が、凝固可能な液滴に分解される溶鋼の噴流に吹き付けられる不活性ガス、好ましくは窒素によって行われ、その後、得られた粉末は、固相窒化に供されて、前記に示された窒素含量になることを特徴とする、請求項１から１１のいずれかに記載の方法。
【請求項１３】
熱間等方圧プレスが、１０００から１３５０℃、好ましくは１１００から１１５０℃で、１００Ｍｐａの圧力で３時間行われることを特徴とする、請求項１から１２のいずれかに記載の方法。
【請求項１４】
前記ステップの後、軟化焼鈍、所望の寸法への機械加工、および熱処理が行われることを特徴とする、請求項１から１３のいずれかに記載の方法。
【請求項１５】
コーティングが、０．５から１０００ｍｍ、好ましくは０．５から５０ｍｍ、さらにより好ましくは０．５から３０ｍｍの厚さを有することを特徴とする、請求項１から１４のいずれかに記載の方法。
【請求項１６】
コーティングが、０．５から１０ｍｍ、より好ましくは３から５ｍｍの厚さを有することを特徴とする、請求項１から１４のいずれかに記載の方法。
【請求項１７】
前記熱処理が、９５０から１１５０℃のオーステナイト化温度からの焼入れおよび２００から４５０℃で２×２時間の低温焼戻し、または４５０から７００℃で２×２時間の高温焼戻しによって行われることを特徴とする、請求項１４に記載の方法。
【請求項１８】
含量の単位が質量％で、下記の元素：
【表３】
が、耐摩耗性鋼材に含まれることを特徴とする、請求項１から１７のいずれかに記載の方法。
【請求項１９】
Ｖの含量が２．５から３．０質量％の間であり、Ｎの含量が１．３から２．０質量％の間であることを特徴とする、請求項１から１７のいずれかに記載の方法。
【請求項２０】
含量の単位が質量％で、下記の元素：
【表４】
が、耐摩耗性鋼材に含まれることを特徴とする、請求項１から１７のいずれかに記載の方法。
【請求項２１】
耐摩耗性鋼材中、炭素が０．１から２質量％の含量で存在し、窒素が最大約１０質量％の含量で存在し、バナジウムが最大約１４質量％の含量で存在することを特徴とする、請求項１から１７のいずれかに記載の方法。
【請求項２２】
必要な強度／耐性を複合製品に与える第１の金属材料の基材と、前記基材の表面領域に付けられた耐摩耗性鋼材のコーティングとを含む、複合製品であって、
− 摩耗表面のための基材を含み、該基材は第１の組成を有し；
− 前記摩耗表面が、質量％を単位として下記を含む第２の組成の耐摩耗性鋼材を含み、
【表５】
および、さらに、
０．５から１４の（Ｖ＋Ｎｂ／２）（ただし、一方のＮの含量および他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量が、前記元素の含量が垂直平面座標系の範囲Ａ’、Ｂ’、Ｇ、Ｈ、Ａ’内に在るように互いに対してバランスされ、ここでＮの含量は横座標であり、Ｖ＋Ｎｂ／２の含量は縦座標であり、前記点の座標は下記の表：
【表６】
の通りである）、
および、最大７の、Ｔｉ、ＺｒおよびＡｌのうちの任意の一以上；
残部は本質的に鉄および不可避不純物のみであり；
− 前記鋼材は、最大５０体積％のＭ２Ｘ−、ＭＸ−、および／またはＭ２３Ｃ６／Ｍ７Ｃ３−タイプの硬質相粒子の一様な分布を含むミクロ組織を有しており、硬質相粒子の最長伸張におけるサイズは１から１０μｍであり、前記硬質相粒子の含量は、最大２０体積％がＭ２Ｘ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物であり（ここでＭは主にＣｒであり、Ｘは主にＮである）、５から４０体積％がＭＸ−炭化物、−窒化物、および／または−炭窒化物であり（ここでＭは主にＶおよびＣｒであり、Ｘは主にＮである）、前記ＭＸ−粒子の平均サイズは３μｍ未満であり、好ましくは２μｍ未満であり、さらにより好ましくは１μｍよりも小さいものである
ことを特徴とする複合製品。
【請求項２３】
− 耐摩耗性鋼材が、熱間等方圧プレスによって基材に付けられ、ここで圧縮された製品が得られ、
− 圧縮された製品が所望の寸法に機械加工され；
− ９５０から１１５０℃のオーステナイト化温度からの焼入れおよび２００から４５０℃で２×２時間の低温焼戻し、または４５０から７００℃で２×２時間の高温焼戻しによって熱処理される
ことを特徴とする、請求項２２に記載の複合製品。
【請求項２４】
含量の単位が質量％で、下記の元素：
【表７】
が、耐摩耗性鋼材中に含まれることを特徴とする、請求項２２または２３に記載の複合製品。
【請求項２５】
Ｖの含量が２．５から３．０質量％の間であり、Ｎの含量が１．３から２．０質量％の間であることを特徴とする、請求項２４に記載の複合製品。
【請求項２６】
含量の単位が質量％で、下記の元素：
【表８】
が、耐摩耗性鋼材中に含まれることを特徴とする、請求項２２または２３に記載の複合製品。
【請求項２７】
耐摩耗性鋼材中、炭素が０．１から２質量％の含量で存在し、窒素が最大約１０質量％の含量で存在し、バナジウムが最大約１４質量％の含量で存在することを特徴とする、請求項２２または２３に記載の複合製品。
【請求項２８】
基材の金属材料が、１１００から１１５０℃の熱間等方圧プレスに耐え、熱間加工に関して耐摩耗性鋼材に適合することを特徴とする、請求項２２から２４のいずれかに記載の複合製品。
【請求項２９】
摩耗を受ける弁の構成要素からなり、基材の材料が圧力容器用の鋼からなることを特徴とする、請求項２８に記載の複合製品。
【請求項３０】
耐摩耗性鋼が、意図的に添加されたコバルトを含まず、原子力発電所の、摩耗を受ける弁の構成要素の摩耗表面を形成し、基材の材料はＡＩＳＩ ３１６Ｌに対応する組成を有することを特徴とする、請求項２９に記載の複合製品。
【請求項３１】
耐摩耗性材料の摩耗表面を有する、摩耗構成要素、ポンプ部品、エンジン構成要素、ローラ、または別の構成要素であり、そのような用途では、構成要素全体が耐摩耗性鋼材からなってはいないことを特徴とする、請求項２８に記載の複合製品。
【請求項３２】
コーティングが、０．５から１０００ｍｍ、好ましくは０．５から５０ｍｍ、さらにより好ましくは０．５から３０ｍｍの厚さを有することを特徴とする、請求項２２に記載の複合製品。
【請求項３３】
コーティングが、０．５から１０ｍｍ、より好ましくは３から５ｍｍの厚さを有することを特徴とする、請求項２３に記載の複合製品。
【請求項３４】
質量％を単位として、下記の組成を有する粉末冶金法で製造された鋼材の使用であって：
【表９】
および、さらに、
０．５から１４の（Ｖ＋Ｎｂ／２）（ただし、一方のＮの含量および他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含量が、前記元素の含量が垂直平面座標系の範囲Ａ’、Ｂ’、Ｇ、Ｈ、Ａ’内に在るように互いに対してバランスされ、ここでＮの含量は横座標であり、Ｖ＋Ｎｂ／２の含量は縦座標であり、前記点の座標は下記の表：
【表１０】
の通りである）、
および、最大７の、Ｔｉ、ＺｒおよびＡｌのうちの任意の一以上；
残部は本質的に鉄および不可避不純物のみである；
別の第１の組成を有する金属材料の基材上に好ましくは弁の摩耗表面である耐摩耗性表面領域を得るための使用。
【請求項３５】
前記弁が、原子力発電所内の弁であり、好ましくは原子力発電所の一次回路内の弁であることを特徴とする、請求項３４に記載の使用。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【図１２】
【図１３】
【図１４】
【図１５】
【図１６】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【図１２】
【図１３】
【図１４】
【図１５】
【図１６】
【公表番号】特表２０１２−５０７６３６（Ｐ２０１２−５０７６３６Ａ）
【公表日】平成２４年３月２９日（２０１２．３．２９）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−５３５５３８（Ｐ２０１１−５３５５３８）
【出願日】平成２１年１１月３日（２００９．１１．３）
【国際出願番号】ＰＣＴ／ＳＥ２００９／０５１２４２
【国際公開番号】ＷＯ２０１０／０５３４３１
【国際公開日】平成２２年５月１４日（２０１０．５．１４）
【出願人】（５９５０２６３１３）ウッデホルムス アーベー (8)
【氏名又は名称原語表記】ＵＤＤＥＨＯＬＭＳ ＡＢ
【Ｆターム（参考）】
【公表日】平成２４年３月２９日（２０１２．３．２９）
【国際特許分類】
【出願日】平成２１年１１月３日（２００９．１１．３）
【国際出願番号】ＰＣＴ／ＳＥ２００９／０５１２４２
【国際公開番号】ＷＯ２０１０／０５３４３１
【国際公開日】平成２２年５月１４日（２０１０．５．１４）
【出願人】（５９５０２６３１３）ウッデホルムス アーベー (8)
【氏名又は名称原語表記】ＵＤＤＥＨＯＬＭＳ ＡＢ
【Ｆターム（参考）】
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