CN105980590B - 钢合金及包含此类钢合金的组件 - Google Patents

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Abstract

一种适合于轴承组件的可渗碳的钢合金，其按重量百分比包含：C 0.05‑0.5wt.％、Cr 2.5‑5.0wt.％、Mo 4‑6wt.％、W 2‑4.5wt.％、V 1‑3wt.％、Ni 2‑4wt.％、Co 2‑8wt.％，任选地包含以下元素中的一种或更多种：Nb 0‑2wt.％、N 0‑0.5wt.％、Si 0‑0.7wt.％、Mn 0‑0.7wt.％、Al 0‑0.15wt.％，其中Nb+V的组合量在1‑3.5wt.％的范围内，C+N的组合量在0.05‑0.5wt.％的范围内，余量为Fe和不可避免的杂质。

Description

钢合金及包含此类钢合金的组件
技术领域
本发明涉及可渗碳的钢合金和包含所述钢合金的机械组件。
现有技术
轴承是被配置以允许在两个零件之间的受约束的相对运动的装置。滚动轴承是包括内圈和外圈以及多个滚动元件(滚珠或滚子)的轴承，内圈和外圈包括滚道，多个滚动元件布置在内圈和外圈之间。通常，轴承的组件由钢合金制成，从而产生了具有高断裂韧性和抗滚动接触疲劳和磨损的组件。滚动轴承例如用于航空航天应用中，比如用于航空发动机中，在这些应用中需要具有超常耐用性的轴承以便不管温度和空气压力的变化都能确保一致的性能。
航空航天工业中的最新发展目的在于降低CO2和NOX的排放，然而这导致了每台发动机具有大量的轴承，可选择地，轴承的尺寸增加。为了在增加发动机效率的同时保持其重量和尺寸下降，需要也保持轴承的重量和尺寸下降而不损害其机械性质。最近的研究工作目的在于通过将钢滚动元件更换为相比于钢组件具有较低密度和较高硬度的陶瓷滚动元件来实现这一目的。由于高硬度，滚动元件能被做的更小。然而，圈的尺寸也需要被减小。圈需要一方面呈现出非常坚硬的外表面以提供耐磨性和低摩擦，并且另一方面呈现出具有高断裂韧性和强度的芯以便承受裂纹扩展和变形。采用常规轴承合金，不可能达到性质的此组合。此类常规轴承合金的一个实例是包含0.13wt.％C、0.25wt.％Mn、0.20wt.％Si、4.2wt.％Cr、3.4wt.％Ni、1.2wt.％V，4.25wt.％Mo、以及余量的铁和杂质的50NiL。
另一适用于轴承的钢合金组成在US5424028中被公开。这是包含以13-19wt.％的量的Cr的耐腐蚀合金。然而，大量的合金元素使得该合金昂贵并且因此找到一种较便宜的替代物是合意的。
发明概述
本发明目的是提供一种钢合金，该钢合金当被渗碳和热处理时能够用于诸如混合滚动轴承(hybrid rolling bearing)的要求高的应用中，并且该钢合金相对于用于滚动轴承的常规钢合金，在至少某方面具有改进的性质。另一个目的是提供一种具有适合于诸如航空航天应用的要求高的应用的性质的机械组件。
第一个目的通过根据本发明的可渗碳的钢合金实现。该合金按重量百分比包含：
任选地，包含以下元素中的一种或更多种:
其中Nb+V的组合量在1-3.5wt.％的范围内，
其中C+N的组合量在0.05-0.5wt.％的范围内，
余量为铁和不可避免的杂质。
也具有铁素体稳定作用的碳化物形成元素对于根据本发明的钢合金是必不可少的，以便提供具有足够的硬度、耐热性和耐磨性的合金。因此，奥氏体稳定元素对于平衡该合金是至关重要的。奥氏稳定元素(碳，镍，钴和锰)和铁素体稳定元素(钼、钨、铬、钒和硅)的正确组合导致了根据本发明的可渗碳的钢合金中的优越的性质。
借助于根据本发明的钢合金，将非常坚硬且耐磨的表面与具有高的强度和断裂韧性的芯组合是可能的。因此，钢合金非常适合于要求高的应用，比如适合于用于航空航天工业的减小尺寸的轴承组件。
根据本发明的优选的实施方案，钢合金包含小于1wt.％、优选地小于0.5wt.％的不可避免的杂质。优选地，不可避免的杂质保持到最小量。这样，杂质将会对钢合金的最终性质具有最小的影响。
根据一个实施方案，C+N的组合量在0.05-0.3wt.％的范围内。
根据一个实施方案，钢合金包含0.1-0.3wt.％的C。将碳含量保持在该范围之内确保在硬化和回火后最佳量的碳化物可在非渗碳的钢合金芯中形成。其还使得在合金内形成脆性的金属间相的风险最小化。
根据一个实施方案，钢合金包含3-4.5wt.％的Cr。在该范围内，合金的最大硬化温度被优化，使得硬化可以在足够高的温度下进行，因此在硬化后提高材料的硬度。优选地，钢合金包含3-4wt.％的Cr。
根据一个实施方案，钢合金包含3-7wt.％的Co。该范围确保材料的韧性和硬度的平衡。优选地，钢合金包含4-6wt.％的Co。
根据一个实施方案，钢合金包含1.5-2.5wt.％的V。在该范围内，硬化后的钢合金的硬度和耐磨性被优化。
根据一个实施方案，表达式11wt.％≤Weq≤15wt.％被满足，其中Weq＝W+2*Mo。W和Mo二者都主要形成M6C碳化物，该M6C碳化物在硬化期间容易被溶解并且有助于基质的硬化。将组合量保持在该范围内在渗碳后在钢合金的表面层中给出足够量的碳化物。
根据一个实施方案，在硬化和回火后的钢合金具有包含回火马氏体和析出碳化物(precipitated carbide)的微观结构，该微观结构没有或基本上没有铁素体。这给出具有高强度的芯。
根据一个实施方案，钢合金通过真空感应熔化和真空电弧重熔(VIM-VAR)生产。使用VIM-VAR生产的钢合金具有高的纯度和低的夹杂物水平。
根据另一个实施方案，钢合金呈由气体雾化产生的粉末冶金钢合金(powdermetallurgy steel alloy)的形式。使用气体雾化，得到具有高纯度、低夹杂物水平以及非常细小弥散的碳化物的粉末冶金钢合金是可能的。气体雾化后的粉末是球形的并且可使用例如热等压压制(hot isostatic pressing)(HIP)被致密化成均质材料。
根据本发明的另一方面，第二个目的通过包含如上文所描述的钢合金的机械组件实现。
根据优选的实施方案，机械组件具有表面层，该表面层具有由于渗碳或渗氮或其组合导致的增加的硬度。优选地，机械组件由于渗碳在其表面层中具有增加的碳含量。这导致了硬化后非常硬的表面层，因为在渗碳期间引入的碳化物在随后的硬化期间溶解于基质中，因此只增加了表面的硬度。芯保持比表面层软，这降低了从组件的表面以及到组件的芯的裂纹扩展的风险。
根据一个实施方案，在表面层中的碳含量为至少1.0wt.％，优选地至少1.1wt.％。根据该实施方案的组件具有带有非常高的硬度的表面层。优选地，在表面层中的碳含量应当不超过1.7wt.％。这降低了在热处理和渗碳体形成期间局部熔化的风险，该风险导致了表面层的脆性。
根据一个实施方案，机械组件由热等压压制的粉末冶金钢合金形成。这种组件是无多孔性的并且具有低水平的杂质和夹杂物。
根据一个实施方案，机械组件是轴承组件。比如轴承组件能够被制成小于由诸如50NiL的标准轴承钢合金形成的轴承组件，并且因此节省了重量和空间。轴承组件特别地适合于混合轴承和适合用于具有长寿命并且必须承受高负载的轴承应用中。优选地，轴承组件是滚动轴承的内圈或外圈。
本发明的另外的优点和有利特征将从本发明的以下描述及其实施方案呈现。
附图说明
本发明现将参考附图进行详细描述，其中：
图1a示出对于在980℃下渗碳并且其后在1050℃下奥氏体化的样品所获得的硬度分布，
图1b示出对于在955℃下渗碳并且其后在1050℃下奥氏体化的样品所获得的硬度分布，
图2a示出对于在980℃下渗碳并且其后在1150℃下奥氏体化的样品所获得的硬度分布，
图2b示出对于在955℃下渗碳并且其后在1150℃下奥氏体化的样品所获得的硬度分布，
图3a示出用于在980℃下渗碳并且其后在1050℃下奥氏体化的样品的作为离表面的距离的函数的碳含量，
图3b示出用于在955℃下渗碳并且其后在1050℃下奥氏体化的样品的作为离表面的距离的函数的碳含量，
图4a示出用于在980℃下渗碳并且其后在1150℃下奥氏体化的样品的作为离表面的距离的函数的碳含量，
图4b示出用于在955℃下渗碳并且其后在1150℃下奥氏体化的样品的作为离表面的距离的函数的碳含量，
图5示出对于在980℃下渗碳并且其后在1150℃下奥氏体化的两个样品所获得的硬度分布。
具体实施方式
特别地适用于轴承组件的根据本发明的可渗碳的钢合金，按重量百分比包含：
任选地，包含以下元素中的一种或更多种：
其中Nb+V的组合量在1-3.5wt.％的范围内，C+N的组合量在0.05-0.5wt.％的范围内，并且余量为Fe和不可避免的杂质。
碳(C)使钢合金的奥氏体相在热处理温度下稳定并且对于提供强度、高硬度、耐热性和耐磨性的碳化物的形成是必不可少的。钢合金中少量的碳是有益的，以便避免不合意的且脆性的金属间颗粒的形成且以便形成少量的碳化物以避免在硬化期间过度的晶粒生长。然而最初的碳含量不应当太高，因为使用渗碳增加由钢合金形成的组件的表面硬度将是可能的。在渗碳期间，碳被嵌入到组件的表面层中以便获得硬度梯度。碳是控制在渗碳和热处理后形成的马氏体的硬度的主要元素。在渗碳合金中，具有含有低碳含量的坚韧的芯是必不可少的，而在经由渗碳热处理后希望获得具有高碳含量的坚硬的表面。因此碳被限制到0.05-0.5wt.％的量、优选地0.1-0.3wt.％的量。
氮(N)促进奥氏体的形成并且抑制奥氏体向马氏体的转变。在钢合金中氮在某种程度上能够代替碳并且任选地以0-0.5wt.％的量、优选地以0-0.2wt.％的量存在。
铬(Cr)有助于钢合金中碳化物的形成并且是控制该钢合金的可硬化性的、在碳之后的主要元素。然而，铬还可以促进铁素体和残留奥氏体。此外，增加Cr的量降低了最大硬化温度。因此，Cr必须被控制至2.5-5.0wt.％Cr的量、优选地3-4.5wt.％Cr的量、并且更优选地3-4wt.％Cr的量。
钼(Mo)提高了钢合金的耐回火性(tempering resistance)、耐磨性和硬度。然而，钼对铁素体相具有强的稳定作用。因此钼被限制到4-6％。
钨(W)是铁素体稳定剂和强碳化物形成元素。钨通过碳化物的形成提高耐热性、耐磨性和硬度。钨和钼在某些情况下是可互换的并且钨当量Weq＝W+2*Mo可作为经验法则使用。这里的Weq代表替代合金中W和Mo的作用所需要的W的量。钨应被限制到2-4.5wt.％、优选地2-4wt.％，而Weq应在11-15wt.％的范围内。
钒(V)使铁素体相稳定并且对于碳和氮具有高的亲和力。钒通过形成坚硬的钒碳化物而提供耐磨性和耐回火性。钒可以部分地被替代为具有相似性质的铌(Nb)。钒应被限制到1-3wt.％、优选地1.5-2.5wt.％。
硅(Si)充当强的铁素体稳定剂，但是经常出现在钢制造工艺中用于液体钢的脱氧。低的氧含量进而对于低水平的非金属夹杂物和良好的诸如强度和抗疲劳性的机械性质是重要的。硅任选地以0-0.7wt.％的量、优选地0.05-0.5wt.％的量存在。
镍(Ni)促进奥氏体的形成并且因此抑制铁素体的形成。镍的另一个作用是降低Ms温度，即在冷却时从奥氏体向马氏体的转变开始时的温度。该作用可以防止马氏体的形成。应当控制镍的量以便避免在渗碳的组件中的残留奥氏体。镍的量应为2-4wt.％。
钴(Co)是防止形成非期望的铁素体的强奥氏体稳定元素。不像镍，钴提高Ms温度，这进而降低了残留奥氏体的量。钴和镍一起使诸如碳化物形成元素Mo、W、Cr和V的铁素体稳定剂能够存在。由于碳化物形成元素对硬度、耐热性和耐磨性的作用，其对于根据本发明的合金是必不可少的。钴还对钢合金具有轻微的硬度提高作用。然而，随着硬度增加，合金的断裂韧性将会降低。因此，钴被限制到2-8wt.％、优选地3-7wt.％并且更优选地4-6wt.％。
锰(Mn)使奥氏体相稳定并且降低钢合金中的Ms温度。锰通常被添加到钢中以便在固化期间通过形成锰硫化物而将硫占用(tie up)。这消除了铁硫化物的形成的风险，铁硫化物对钢的热可加工性具有不利影响。Mn连同Si也是脱氧工艺的一部分。Si和Mn的组合比单独的Mn或Si给出更有效的脱氧。Mn任选地以0-0.7wt.％的量、优选地0.05-0.5wt.％的量存在。
铝(Al)任选地存在于钢制造工艺中用于液体钢的脱氧。特别地，这与诸如在VIM-VAR中的常规熔化工艺相关，并且因此Al在使用VIM-VAR生产的钢合金中以比在相应的粉末冶金钢合金中更高的量存在。低的氧含量对于获得良好的显微清洁度以及还有良好的机械性质诸如强度和抗疲劳性是重要的。铝任选地以0-0.15wt.％的量、优选地0-0.10wt.％的量存在。
诸如污染元素的杂质可以以最大1wt.％的量、优选地最大0.75wt.％的量并且更优选地最大0.5wt.％的量存在于合金中。可能存在的杂质的示例为钛(Ti)、硫(S)、磷(P)、铜(Cu)、锡(Sn)、铅(Pb)等等。氧(O)应当保持到最小量。杂质可能天然存在于用于生产钢合金的原材料中，或可能由于生产工艺造成。
根据本发明的钢合金可由粉末冶金工艺生产，在该工艺中高纯度的金属粉末使用雾化、优选地气体雾化来生产，因为这导致具有低量的氧的粉末。该粉末其后使用例如热等压压制(HIP)被压缩。典型地，包套(capsule)通过在高压和高温下固结(consolidate)钢合金粉末形成。该包套被锻造和轧制成钢筋并且最终形状的组件在其后通过锻造生产。组件还可以使用近净成形技术(near net shape technique)由钢合金粉末来生产，通过该技术，钢合金粉末被罐装于金属包套中并且在高压和高温下被固结成具有期望的形状的组件。
代替地，钢合金可使用双熔化工艺(double melting process)被精炼。在此工艺中，钢合金锭可使用真空感应熔化然后使用真空电弧重熔(VIM-VAR)生产。重熔过程使钢合金纯化并且提高了钢合金锭的均质性。真空电弧重熔的可选择方案的一个示例为电渣重熔(ESR)。
由通过粉末冶金工艺或通过双熔化工艺生产的根据本发明的钢合金形成的组件可以经受以渗氮、渗碳或其组合的形式的表面硬化，以便增加表面硬度。如果使用渗碳，表面层的碳含量增加并且因此硬度也增加。渗碳工艺应当被调节使得在渗碳之后表面层的碳含量在1.0-1.7wt.％的范围内，优选地在至少1.1％wt.％的范围内。表面硬化后，组件在高温下经受奥氏体化硬化工艺，然后冷却且随后回火。
根据本发明的钢合金特别地适合于形成以轴承组件的形式的机械组件。优选地，轴承组件是滚动轴承的内圈或外圈，例如在其中使用陶瓷滚动元件的混合滚动轴承的内圈和外圈，但轴承组件也可以是滚动轴承的滚动元件。根据本发明的钢合金还适用于需要与高的芯韧性组合的硬表面层的其他应用，比如齿轮组件、一体化的轴承-齿轮组件、注入***等等。
实施例
生产和测试具有如表Ⅰ中所列出的合金元素组成的若干钢合金测试样品。所列出的组成的余量为Fe以及总量小于0.5wt.％的包括S、P、As、Sb、Sn、Pb和Cu的不可避免的杂质。钢合金还包含约300ppm的量的N。混合物10和混合物12落在本发明的范围之外并且作为比较实施例被包括。
C Cr Mo W V Si Ni Co Mn
混合物2 0.137 2.99 4.94 2.81 2.06 0.18 2.08 5.0 0.26
混合物5 0.18 3.45 4.93 3.05 2.09 0.30 2.89 5.14 0.27
混合物8 0.20 3.60 5.91 4.19 2.90 0.35 3.29 6.53 0.47
混合物10 0.16 2.51 5.05 3.58 1.94 0.39 2.28 0.56 0.34
混合物12 0.17 3.31 10.4 6.53 2.06 0.46 6.05 0.53 0.28
表Ⅰ
所列出的钢合金样品由粉末冶金生产。首先，使用气体雾化生产钢合金粉末，并且其后包套借助于热等压压制(HIP)由该粉末形成。样品被分成组并且按照表II中所概述的进行渗碳和/或热处理。渗碳且热处理的样品在热处理前被渗碳。
表II
热处理1(HT1)包括以下步骤：
a)在1050℃下硬化，且在该温度下具有90分钟的保持时间，
b)深冻至-75℃(±5℃)持续2小时，
c)在560℃下回火3次，每次持续1小时并且在每次之间冷却至室温。
热处理1b(HT1b)包括以下步骤：
a)在1040℃下硬化，且在该温度下具有1小时40分钟的保持时间，
b)深冻至-75℃(±5℃)持续2小时，
c)在230℃下回火2次，每次持续5小时并且在每次之间冷却至室温，
d)在560℃下回火2次，每次持续2小时并且在每次之间冷却至室温。
热处理2(HT2)包括以下步骤：
a)在1100℃下硬化，且在该温度下具有～6分钟的保持时间，
b)在560℃下回火3次，每次持续1小时并且在每次之间冷却至室温。
热处理3(HT3)包括以下步骤：
a)在1150℃下硬化，且在该温度下具有30分钟的保持时间，
b)深冻至-75℃(±5℃)持续2小时，
c)在560℃下回火3次，每次持续1小时并且在每次之间冷却至室温。
热处理3a(HT3a)包括以下步骤：
a)在1180℃下硬化，且在该温度下具有～6分钟的保持时间，
b)深冻至-75℃(±5℃)持续2小时，
c)在560℃下回火3次，每次持续1小时并且在每次之间冷却至室温。
渗碳周期1(C1)在980℃下进行并且渗碳周期2(C2)在955℃下进行。
在表II中呈现的、经热处理的非渗碳样品的芯硬度使用具有10kg负载(即，98.1N的力)的维氏硬度测试(Vicker’s hardness test)来确定。测试的结果在表2中示出。如可以看出的，对于相应的硬化温度，基于混合物10和混合物2的样品具有比基于混合物5、混合物8和混合物12的样品更低的芯硬度。这或许可以归因于如下文进一步讨论的芯中的铁素体的存在。还可推断的是，相对于在1050℃下硬化，在1150℃下硬化增加了硬度。
对于渗碳和随后热处理的样品，使用具有0.5kg负载的维氏硬度测试获得硬度分布。根据HT1(1050℃，样品混合物5-1b、混合物5-1c、混合物8-1b、混合物8-1c、混合物10-1b、混合物10-1c、混合物12-1b、混合物12-1c)热处理的样品的硬度分布在图1a(渗碳周期C1)和图1b(渗碳周期C2)中示出，并且根据HT3(1150℃，样品混合物5-3b、混合物5-3c、混合物8-3b、混合物8-3c、混合物10-3b、混合物10-3c、混合物12-3b、混合物12-3c)热处理的样品的硬度分布在图2a(渗碳周期C1)和图2b(渗碳周期C2)中示出。在这些图中，样品的硬度作为离表面的距离的函数被绘制。从图中明显的是，与在较低温度下硬化的样品相比，在较高温度下硬化的样品呈现出增加的硬度。图3a和图3b以及图4a和图4b分别示出用于根据HT1(1050℃，样品混合物5-1b、混合物5-1c、混合物8-1b、混合物8-1c、混合物10-1b、混合物10-1c、混合物12-1b、混合物12-1c)和根据HT3(1150℃，样品混合物5-3b、混合物5-3c、混合物8-3b、混合物8-3c、混合物10-3b、混合物10-3c、混合物12-3b、混合物12-3c)热处理的样品的作为离表面的距离的函数的碳含量。如从图中可看出的，在980℃(C1)下渗碳给出比在955℃(C2)下渗碳明显更高水平的碳和相应地更高的硬度。
基于混合物2的渗碳样品(未用图表示出)具有约720HV的表面硬度，该表面硬度在离表面1.5mm的深度处已减少到620HV。基于混合物2的渗碳样品的芯硬度是360HV。可以推测，使用根据HT3的工艺、在1150℃下硬化将增加材料的硬度。非渗碳样品的结果表明，芯的硬度将可能达不到与基于混合物5和混合物8的样品相同的水平。
就表面硬度和芯硬度而言最佳的折衷使用样品混合物5-3b和混合物8-3b获得，这二者都示出在800HV左右的表面硬度和在550HV左右的芯硬度。这两个样品的硬度分布在图5中被比较。如从分布中可以看出的，样品混合物5-3b比样品混合物8-3b呈现出具有高硬度的更厚的表面层。更具体地说，对于混合物5-3b，约800HV的硬度被保持下至离表面约0.8mm的距离处，而对于混合物8-3b，在离表面约0.8mm的距离处的硬度已经降低至700HV左右。
对样品混合物5-2、混合物8-2、混合物10-2和混合物12-2的微观结构进行了比较。使用光学显微镜在芯中发现的δ铁素体(delta ferrite)的体积分数在表II中示出。混合物5-2具有含有细小碳化物的回火马氏体芯并且没有铁素体。混合物8-2被双重淬火，即包含具有细小碳化物的回火马氏体和δ铁素体二者。混合物10-2也被双重淬火但是具有明显较大分数的δ铁素体。混合物12-2也被双重淬火，具有比混合物5-2和混合物8-2更大分数的δ铁素体。
如通过在1050℃和1150℃之间的温度下进行的X射线衍射所验证，样品混合物5-1b、混合物5-1c、混合物5-3b和混合物5-3c呈现出没有铁素体的芯。
落在了本发明的范围之外的基于钢合金混合物12的样品在渗碳后呈现出不足的表面硬度。此外，这些样品在回火后在芯中包含相对大量的δ铁素体。在硬化包含铁素体的非均质的芯后的性质更加难以预测并且因此均质的芯是优选的。也在本发明的范围之外的基于混合物10的样品在回火后在芯中包含大分数的δ铁素体，以及还有相对软的芯。
基于混合物2的非渗碳样品，即混合物2-1a和混合物2-3a，也呈现出由马氏体和铁素体二者组成的芯，如由X射线衍射所验证的。然而，相的相对分数未确定。
本发明不限于所公开的实施方案，而是可以在以下的权利要求的范围内变化和修改。

Claims (20)

1.一种可渗碳的钢合金，按重量百分比包含：
任选地，包含以下元素中的一种或更多种：
其中Nb+V的组合量在1-3.5wt.％的范围内，
其中C+N的组合量在0.05-0.5wt.％的范围内，
余量为Fe和不可避免的杂质，
其中所述可渗碳的钢合金通过真空感应熔化和真空电弧重熔(VIM-VAR)产生，或
其中所述可渗碳的钢合金呈由气体雾化产生的粉末冶金钢合金的形式，随后对所述粉末冶金钢合金的形式进行热等压压制。
2.根据权利要求1所述的可渗碳的钢合金，其中所述可渗碳的钢合金包含小于1wt.％的不可避免的杂质。
3.根据权利要求1所述的可渗碳的钢合金，其中所述可渗碳的钢合金包含小于0.5wt.％的不可避免的杂质。
4.根据权利要求1所述的可渗碳的钢合金，其中所述C+N的组合量在0.05-0.3wt.％的范围内。
5.根据权利要求2所述的可渗碳的钢合金，其中所述C+N的组合量在0.05-0.3wt.％的范围内。
6.根据权利要求1-5中任一项所述的可渗碳的钢合金，其中所述可渗碳的钢合金包含0.1-0.3wt.％的C。
7.根据权利要求1-5中任一项所述的可渗碳的钢合金，其中所述可渗碳的钢合金包含3-4.5wt.％的Cr。
8.根据权利要求1-5中任一项所述的可渗碳的钢合金，其中所述可渗碳的钢合金包含3-4wt.％的Cr。
9.根据权利要求1-5中任一项所述的可渗碳的钢合金，其中所述可渗碳的钢合金包含3-7wt.％的Co。
10.根据权利要求1-5中任一项所述的可渗碳的钢合金，其中所述可渗碳的钢合金包含4-6wt.％的Co。
11.根据权利要求1-5中任一项所述的可渗碳的钢合金，其中所述可渗碳的钢合金包含1.5-2.5wt.％的V。
12.根据权利要求1-5中任一项所述的可渗碳的钢合金，其中表达式11wt.％≤Weq≤15wt.％被满足，其中Weq＝W+2*Mo。
13.根据权利要求1-5中任一项所述的可渗碳的钢合金，其中所述可渗碳的钢合金在硬化和回火后具有包含回火马氏体和析出碳化物的微观结构，所述微观结构没有或基本上没有铁素体。
14.一种机械组件，包含根据权利要求1-13中任一项所述的可渗碳的钢合金。
15.根据权利要求14所述的机械组件，其中所述机械组件具有表面层，所述表面层具有由于渗碳或渗氮或其组合而导致的增加的硬度。
16.根据权利要求15所述的机械组件，其中所述机械组件由于渗碳而在其表面层中具有增加的碳含量。
17.根据权利要求16所述的机械组件，其中在所述表面层中的所述碳含量为至少1.0wt.％。
18.根据权利要求16所述的机械组件，其中在所述表面层中的所述碳含量为至少1.1wt.％。
19.根据权利要求14-18中任一项所述的机械组件，其中所述机械组件由热等压压制的粉末冶金钢合金形成。
20.根据权利要求14-18中任一项所述的机械组件，其中所述机械组件是轴承组件或齿轮组件或一体化的轴承-齿轮组件或注入***。
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