本申請要求來自于2014年7月24日提交的名為“用于粉末制造的強碳化物形成合金”的美國臨時申請第62/028707號以及于2015年7月1日提交的名為“抗沖擊的耐磨堆焊”的美國臨時申請第62/187,714號的權益，將其全部內容各自通過引用并入本文。背景領域本公開在一些實施方案中涉及合金、耐磨堆焊層和因而受保護的基底以及制備此類耐磨堆焊層的方法，所述合金可以使用常規的金屬粉末制造技術來生產并且在諸如等離子轉移弧焊(PTA)和激光熔覆耐磨堆焊的方法中用作有效給料。相關技術的描述耐磨堆焊是通過其將硬表面涂層應用于基底以進行保護的方法。典型的耐磨堆焊合金包括ChromiumCarbideOverlay或CCO。該類合金利用高比例的相對硬的碳化鉻，以針對磨耗防護提供保護。該材料的一個缺點是此材料包含過共晶碳化鉻，其使得材料變脆，降低了抗沖擊性。類似地，利用硬硼化物的典型的耐磨堆焊合金，諸如由Nanosteel制造的SHS9192，含有過共晶硼化鉻，其再次降低了抗沖擊性。耐磨堆焊材料通常含有碳化物和/或硼化物作為硬沉積物，其在合金中抵抗磨損并增加硬度。本領域技術人員眾所周知，某些碳化物比其它碳化物明顯更硬。例如，在珠光體鋼中常見的M3C型碳化物具有約800-1100的金剛石棱錐硬度(DPH)，并且TiC具有約2000-3100的DPH。該硬度方面的差異對于耐磨性具有顯著影響。在可能的制造過程期間，于升高的溫度下，在液體合金中趨向于形成最硬的碳化物和硼化物。在粉末制造的情況下，高溫度的碳化物和/或硼化物是不期望的，因為這些碳化物或硼化物可以在噴霧嘴上沉淀，并產生有效地使得此類合金不與所述過程兼容的制造問題。美國專利第8,704,134號(在此將其通過引用整體并入)教導了基于Fe的合金，除其它相之外，其形成碳化硼作為主要的硬質耐磨相存在。類似地，美國專利申請第2007/0029295號以及美國專利第7,553,382號和第8,474,541號(將這三者通過引用整體并入)描述了這樣的合金，其中M23(C,B)6是金屬結構中的基礎硬質相。此外，以上專利參考文獻中公開的所有合金已知形成過共晶硼化物。本領域技術人員已知，在典型的碳化鉻合金中，隨著碳和鉻含量的增加，合金將從亞共晶碳化物形成空間移動至過共晶碳化物空間。本領域技術人員已知，增加硼和碳具有類似的效果。本領域技術人員不知道的是，M23(C,B)6相形成特定的形態，所述形態降低了材料對重復沖擊的抗性。此外，本領域技術人員不知如何具體地控制合金中的碳化物和硼化物比例，以使碳化物和硼化物的比例可以同時提高并仍處于亞共晶或共晶狀態。概述本申請的實施方案包括但不限于耐磨堆焊材料、合金或用于制備此類耐磨堆焊材料的粉末組成、形成所述耐磨堆焊材料的方法以及并入或者由這些耐磨堆焊材料保護的組件或基底。本文公開了耐磨堆焊層的實施方案，所述耐磨堆焊層包含體積分數為2％或更高的1500努氏硬度或者更高的極硬顆粒，其中所述耐磨堆焊層由金屬粉末形成，所述金屬粉末經如通過在53-180μm的尺寸顯示至少50％的產率所限定的常規的霧化方法生產。在一些實施方案中，耐磨堆焊層可以具有55HRC或更高的宏觀硬度。在一些實施方案中，耐磨堆焊層可以具有0.5克或更少的ASTMG65A質量損失。在一些實施方案中，可由給料形成金屬粉末，所述給料具有包含下述的給料組成：Fe以及以wt.％計，B：約0.8，C：約0.8至約1，Cr：約3.5，Nb：約1.5至約3.5，Ti：約0.4，和W：約9。在一些實施方案中，給料組成可以包含以wt.％計：Mn：約1.3，V：約1.7，以及Si：約1.5。在一些實施方案中，在高于基體形成溫度加上200K的溫度下，極硬顆?？赡懿皇菬崃W穩定的。本文還公開了形成耐磨堆焊合金層的方法的實施方案，所述方法包括經如通過在53-180μm的尺寸顯示至少50％的產率所限定的常規霧化方法生產金屬粉末，以及將所述金屬粉末施用成耐磨堆焊層，其中所述耐磨堆焊層包含體積分數為2％或更高的1500努氏硬度或更高的極硬顆粒。在一些實施方案中，可由包含下述的給料組成形成金屬粉末：Fe以及以wt.％計，B：約0.8，C：約0.8至約1，Cr：約3.5，Nb：約1.5至約3.5，Ti：約0.4，和W：約9。在一些實施方案中，可由給料組成形成金屬粉末，所述給料組成包括以wt.％計：Mn：約1.3，V：約1.7，以及Si：約1.5。本文公開了基于Fe的合金的實施方案，所述合金包含滿足下述熱力學平衡條件的合金基體：在1300K，至少5摩爾％的硬質相比例，其中硬質相被定義為顯示出至少1000的維氏硬度的相；在液體存在的溫度，5摩爾％或更少的過共晶硼化物相和5摩爾％或更少的M23C6。在一些實施方案中，合金可以包含至少20％摩爾分數的硬質相。在一些實施方案中，合金可以包含零過共晶硼化物相，處于熱力學平衡。在一些實施方案中，合金可以包含零M23C6相或者從處于熱力學平衡的液體沉淀的或者來自Scheil模擬計算的M7C3相。在一些實施方案中，合金基體可以包含：含有作為主要金屬種類的鉻和/或鎢的共晶硼化物以及含有作為主要金屬種類的鈮、鈦和/或釩的初生碳化物。在一些實施方案中，可經焊接方法沉積合金。在一些實施方案中，可將合金用于形成耐沖擊的耐磨堆焊層，所述耐磨堆焊層具有優于或等于0.3克損失的耐磨性以及優于或等于經2,000次20J的沖擊后而繼續使用且不失效的抗沖擊性。本文還公開了基于Fe的合金的實施方案，所述合金具有包含至少5體積％的硬質相、少于5體積％的棒狀過共晶硼化物相以及5體積％或更少的共晶碳化硼相的基體，其中硬質相被定義為顯示出至少1000的維氏硬度的相。在一些實施方案中，可以存在至少10％體積分數的硬質相。在一些實施方案中，硬質相可以包含下述之一：M2B、M3B2(其中M包括下述中的一種或多種：Cr、W或Mo)以及MC(其中M包括下述中的一種或多種：Nb、Ti或V)。在一些實施方案中，可以存在少于10％體積分數的M23(C,B)6硬質相。在一些實施方案中，可以存在少于1％體積分數的過共晶硼化物。在一些實施方案中，可以經焊接方法沉積合金。在一些實施方案中，可將合金用于形成耐沖擊的耐磨堆焊層，所述耐磨堆焊層具有優于或等于0.3克損失的耐磨性以及更好的抗沖擊性。本文還公開了基于Fe的合金的實施方案，所述合金具有由0.3克或更少的ASTMG65質量損失所表征的高耐磨性以及由抵擋至少2,000次20J沖擊而不存在至少1克損失所表征的高抗沖擊性。在一些實施方案中，合金可以具有至少3GPa的抗壓強度。在一些實施方案中，合金可以具有由利用氣體霧化方法將合金制造為53-180μm粉末尺寸并具有至少50％的產率的能力所表征的良好的粉末可制造性。在一些實施方案中，在等離子轉移弧焊法中，合金可以具有由至少95％沉積效率所表征的高沉積效率。在一些實施方案中，合金可以具有0.15克損失或更少的耐磨性。在一些實施方案中，合金可以具有由在失效之前經至少5,000次20J的沖擊后而繼續使用所表征的高抗沖擊性。在一些實施方案中，合金可以具有由在失效之前經至少10,000次20J的沖擊后而繼續使用所表征的高抗沖擊性。本文公開了由包含硼、碳以及被配置為形成硼化物和/或碳化物的至少一種其它元素的合金形成的基于鐵的耐磨堆焊層的實施方案，所述耐磨堆焊層具有大于2摩爾和體積％(moleandvolume％)的極硬的硼化物/碳化物顆粒(所述顆粒具有1500或更高的努氏硬度)、少于0.5克的ASTMG65磨耗損失、55HRC或更高的宏觀硬度，其中所述極硬的硼化物/碳化物顆粒的形成溫度與所述合金的鐵基體相的形成溫度之間的差為200K或更低。在一些實施方案中，所述層可以具有大于5摩爾和體積％的極硬的硼化物/碳化物顆粒。在一些實施方案中，所述層可以具有大于10摩爾和體積％的極硬的硼化物/碳化物顆粒。在一些實施方案中，合金還可以具有少于0.15克的ASTMG65磨耗損失以及65HRC或更高的宏觀硬度，其中極硬的硼化物/碳化物顆粒的形成溫度與合金的鐵基體相的形成溫度之間的差為100K或更低。本文還公開了粉末的實施方案，其中所述粉末包含鐵、硼、碳和被配置為形成硼化物和/或碳化物的至少一種其它元素，以及其中所述粉末被配置為形成基于鐵的耐磨堆焊層，所述耐磨堆焊層具有大于2摩爾和體積％的極硬的硼化物/碳化物顆粒(所述顆粒具有1500或更高的努氏硬度)、少于0.5克的ASTMG65磨耗損失、55HRC或更高的宏觀硬度，其中極硬的硼化物/碳化物顆粒的形成溫度與合金的鐵基體相的形成溫度之間的差為200K或更低。在一些實施方案中，粉末的組成可以包括Fe以及以wt.％計：B：約0.8，C：約0.8至約1，Cr：約3.5，Nb：約1.5至約3.5，和W：約9。在一些實施方案中，粉末的組成還可以包括以wt.％計：Ti：約0.4，Mn：約1.3，V：約1.7，以及Si：約1.5。本文還公開了用作耐磨堆焊層的基于鐵的合金的實施方案，所述合金包含Fe、約0.2wt.％至約4.0wt.％的B，約0.2wt.％至約5.0wt.％的C、被配置為形成硼化物和/或碳化物的至少一種其它元素，其中所述合金被配置為形成馬氏體基體，所述馬氏體基體具有至少2摩爾和體積％的極硬的硼化物/碳化物顆粒(所述顆粒具有至少1000的維氏硬度)，當合金處于液態時，具有5摩爾和體積％或更少的過共晶硼化物相，以及當合金處于液態時，具有5摩爾和體積％或更少的共晶M23C6相和共晶M7C3相。在一些實施方案中，極硬的硼化物/碳化物顆粒的形成溫度與合金的鐵基體相的形成溫度之間的差可以是200K或更低。在一些實施方案中，基體可以包含硼化物和碳化物。在一些實施方案中，合金可以包含Fe和約0.8wt.％至約1.9wt.％的B、約0.9wt.％至約1.5wt.％的C、約3wt.％至約6.5wt.％的Cr、約3.5wt.％至約5.5wt.％的Nb、約9wt.％至約18wt.％的W以及約1.5wt.％至約4.5wt.％的V。在一些實施方案中，基體可以包含至少10摩爾和體積％的極硬的硼化物/碳化物顆粒。在一些實施方案中，基體可以包含至少20摩爾和體積％的極硬的硼化物/碳化物顆粒。在一些實施方案中，基體還可以包含：當合金處于液態時，0摩爾和體積％的過共晶硼化物相；以及在當合金處于液態時的溫度下，0摩爾和體積％的共晶M23C6相和共晶M7C3相，其中極硬的硼化物/碳化物顆粒的形成溫度與合金的鐵基體相的形成溫度之間的差為100K或更低。還公開了由以上所述的合金形成的耐磨堆焊層的實施方案。在一些實施方案中，所述層可以具有3GPA或更高的抗壓強度、55HRC或更高的硬度、由0.15克或更少的ASTMG65質量損失所表征的高耐磨性以及由在失效之前經至少5,000次20J的沖擊后而繼續使用所表征的高抗沖擊性。本文還公開了合金粉末的實施方案，所述粉末包含Fe和約0.8wt.％至約1.9wt.％的B、約0.9wt.％至約1.5wt.％的C、約3wt.％至約6.5wt.％的Cr、約3.5wt.％至約5.5wt.％的Nb、約9wt.％至約18wt.％的W以及約1.5wt.％至約4.5wt.％的V，其中所述合金粉末被配置為在沉積時形成具有下述性質的合金涂層：至少2摩爾和體積％的極硬的硼化物/碳化物顆粒(所述顆粒具有至少1000的維氏硬度)；當合金粉末處于液態時，5摩爾或體積％或者更少的過共晶硼化物相；以及在當合金粉末處于液態時的溫度下，5摩爾和體積％或更少的共晶M23C6相和共晶M7C3相。在一些實施方案中，合金涂層還可以具有3GPA或更高的抗壓強度、55HRC或更高的硬度、由0.15克或更少的ASTMG65質量損失所表征的高耐磨性以及由在失效之前經至少5,000次20J的沖擊后而繼續使用所表征的高抗沖擊性。本文還公開了包含鐵、硼、碳以及被配置為形成硼化物和/或碳化物的至少一種其它元素的耐磨堆焊層的實施方案，所述耐磨堆焊層具有馬氏體微結構、至少2摩爾和體積％的極硬的硼化物/碳化物顆粒(所述顆粒具有至少1000的維氏硬度)、3GPA或更高的抗壓強度、55HRC或更高的硬度、由0.15克或更少的ASTMG65質量損失所表征的高耐磨性以及由在失效之前經至少5,000次20J的沖擊后而繼續使用所表征的高抗沖擊性。在一些實施方案中，所述層還可以包含：當合金處于液態時，5摩爾和體積％或更少的過共晶硼化物相；以及當合金處于液態時，5摩爾和體積％或更少的共晶M23C6相和共晶M7C3相，其中極硬的硼化物/碳化物顆粒的形成溫度與合金的鐵基體相的形成溫度之間的差為200K或更低。在一些實施方案中，所述層或者被配置為形成所述層的合金可以包約0.8wt.％至約1.9wt.％的B、約0.9wt.％至約1.5wt.％的C、約3wt.％至約6.5wt.％的Cr、約3.5wt.％至約5.5wt.％的Nb、約9wt.％至約18wt.％的W，以及約1.5wt.％至約4.5wt.％的V。附圖簡述圖1示出公開的合金的實施方案的熱力學特性。圖2示出商購的合金SHS9192的熱力學特性。圖3示出合金W10的實施方案的熱力學特性。圖4示出合金P1的耐磨堆焊微結構的實施方案。圖5示出SHS9192中的硬質相。圖6示出根據本公開的弧焊沉積的實施方案。圖7示出本公開的實施方案的沖擊測試的結果。圖8顯示經霧化方法產生的合金P1金屬粉末的顯微照片。詳述本文公開了可同時具有高耐磨性和高抗沖擊性的合金的實施方案。具體地，本公開的實施方案描述了獨特的合金系統，其形成分離的NbC、TiC、VC類型的碳化物或其組合，以及含有作為主要金屬種類的Cr、Mo、W或其組合的共晶硼化物。該結構類型可以產生非常硬且耐磨的合金，所述合金也可以是極其抗沖擊的。本文公開的術語合金可以指形成所公開的粉末的化學組成、所述粉末自身以及通過加熱和/或沉積所述粉末而形成的金屬組件的組成。在一些實施方案中，公開了某些合金以及它們的設計方法，所述合金可用于常規粉末制造工藝，如氣體霧化、真空霧化和用于制備金屬粉末的其它類似方法，但是當用于耐磨堆焊方法時，其也形成極硬的碳化物和硼化物。在一些實施方案中，可將計算冶金學用于鑒定在相對低的溫度下形成極硬的碳化物和硼化物的這些合金。金屬合金組成在一些實施方案中，可通過產生以下詳細討論的熱力學標準、微結構標準和性能標準的金屬合金組成來描述合金。可將公開的組成至少并入鑄塊或焊絲中。在一些實施方案中，可以通過以重量％計且剩余部分為Fe的具體組成來描述合金，已利用計算冶金學對其中所存在的進行了鑒定，并將所述合金用實驗方法成功制造為鑄塊。在一些實施方案中，金屬合金組成可以是基于Fe的合金，以使合金的最高元素濃度是Fe。在一些實施方案中，金屬合金組成可以包括C和B。在一些實施方案中，金屬合金組成可以包括以重量百分比計的下述范圍：C：0.2-5％(或者約0.2至約5)B：0.2-4％(或者約0.2至約4)在一些實施方案中，金屬合金組成可以包括下述硼化物形成元素之一：Cr、Mo和W。在一些實施方案中，金屬合金組成可以包括以重量百分數計的下述范圍：Cr：0-20％(或者約0％至約20％)W：0-20％(或者約0％至約20％)Mo：0-10％(或者約0％至約10％)在一些實施方案中，金屬合金組成可以包括下述碳化物形成元素之一：Nb、Ti和V。在一些實施方案中，金屬合金組成可以包括以重量百分數計的下述范圍：Nb：0-10％(或者約0％至約10％)Ti：0-9％(或者約0％至約9％)V：0-20％(或者約0％至約20％)在一些實施方案中，合金可以包含其它合金元素，所述其它合金元素不顯著影響本公開的基本熱力學特性、微結構特性以及性能特性，但是出于可制造性、成本、性能或者加工能力的目的而添加的。在一些實施方案中，金屬合金組成可以包括以重量百分數計的下述范圍：Mn：0-4.04％(或者約0至約4.04)Ni：0-0.64％(或者約0至約0.64)；或者0-2％(或者約0至約2)Si：0-2％(或者約0至約2)在一些實施方案中，金屬合金組成可以包括作為雜質存在或者出于可制造性、成本、性能或者加工能力的目的的其它元素。此類元素可以包括元素Na、Mg、Al、N、O、Ca、Ni、Cu、Zn、Y和Zr。在一些實施方案中，合金可以包含以重量百分數計的下述元素：B：0.6至2.6(或者約0.6至約2.6)C：0.5至2.5(或者約0.5至約2.5)Cr：3.0至20(或者約3.0至約20)Nb：0至5.0(或者約0至約5.0)；或者0至7.0(或者約0至約7.0)Ti：0.1至6.0(或者約0.1至約6.0)V：1.6至6.1(或者約1.6至約6.1)W：2.0至13.5(或者約2.0至約13.5)在一些實施方案中，以上組成還可以包括出于制造和加工考慮而添加的但是對于微結構特征和性能特征具有最小影響的元素：Mn：1.0至2.0(或者約1.0至約2.0)Si：0.5至1.2(或者約0.5至約1.2)在一些實施方案中，可通過被成功制造為焊絲的線材的組成來描述合金。在一些實施方案中，合金包含以重量百分數計的下述元素：B：0.8至2.2(或者約0.8至約2.2)C：1至2(或者約1至約2)Cr：4.2至20.8(或者約4.2至約20.8)Nb：0至5.2(或者約0至約5.2)Ti：0至1(或者約0至約1)V：0至4.3(或者約0至約4.3)W：6至11(或者約6至約11)在一些實施方案中，以上組成還可以包括出于制造和加工考慮而添加的但是對于微結構特征和性能特征具有最小影響的元素：Mn：0至1.6(或者約0至約1.6)Si：0至1(或者約0至約1)此外，在一些實施方案中，合金的組成范圍可以是：Fe：剩余部分B：0.8(或者約0.8)C：0.8至1(或者約0.8至約1)Cr：3.5(或者約3.5)Mn：1.3(或者約1.3)Nb：1.5至3.5(或者約1.5至約3.5)Si：1.5(約1.5)Ti：0.4(或者約0.4)V：1.7(或者約1.7)W：9(或者約9)在一些實施方案中，可通過已被成功制造為粉末的合金的以重量計的具體組成來描述合金。在一些實施方案中，合金可以包含：B：8(或者約0.8)C：0.95(或者約0.95)Cr：3.5(或者約3.5)Nb：1.5(或者約1.5)Ti：0.4(或者約0.4)V：1.7至4(或者約1.7至約4)W：9(或者約9)在一些實施方案中，組成還可以包括出于制造和加工考慮而添加的但是對于微結構特征和性能特征具有最小影響的元素：Mn：1.3(或者約1.3)Si：1.5(或者約1.5)在一些實施方案中，可以基于使用的具體方法而對合金的化學成分進行改變。例如，用于氣體金屬弧焊(GMAW)的化學成分可以是：B：0.8至1.1(或者約0.8至約1.1)C：0.9至1.5(或者約0.9至約1.5)Cr：4.至5.5(或者約4至約5.5)Nb：3.5至5.5(或者約3.5至約5.5)W：9至11.5(或者約9至約11.5)；或者9至12.5(或者約9至約12.5)V：2至2.5(或者約2至約2.5)；或者2至3.5(或者約2至約3.5)對于埋弧焊和明弧焊，化學成分可以是：B：1.4至1.9(或者約1.4至約1.9)C：1.25至1.5(或者約1.25至約1.5)Cr：5至6.5(或者約5至約6.5)Nb：3.5至5.5(或者約3.5至約5.5)；或者3.5至7(或者約3.5至約7)W：13.5至18(或者約13.5至約18)V：4至4.5(或者約4至約4.5)；或者4至5(或者約4至約5)對于等離子轉移弧焊或者激光焊接，化學成分可以是：B：0.8至0.9(或者約0.8至約0.9)C：0.9至1.5(或者約0.9至約1.5)Cr：3至4(或者約3至約4)Nb：1至2(或者約1至約2)W：13.5至18(或者約13.5至約18)；或者8至18(或者約8至約18)V：1.5至4.5(或者約1.5至約4.5)任選地，對于用于以上三種方法的化學成分，Si、Ti和Mn各自可以高至1.5(或者高至約1.5)。如本公開所證實的，微結構特征主要是碳化物、硼化物的功能及其形態。Cr、W、Mo、Nb、Ti、V、C和B元素的范圍和關系是關于合金組成的所公開的工藝的最基礎的論述。由于除本文所述的微結構標準之外的各種原因，在具體實施方案中包含其它元素。以下表格列出可以符合以上所討論的組成標準的某些組成。表1公開了以鑄塊形式產生的合金。表1：以鑄塊形式產生的標稱合金化學成分，Fe是剩余部分盡管以上組成范圍描述了鑄塊化學成分，但是它們也可以表示任何類型的給料的范圍，包括粉末合金和線材合金。在該研究中制造鑄塊的目的是確定適用于制造成粉末或線材的組成的初步實驗。表2列出已在輝光放電光譜法下進行測試的組成?？梢岳斫猓?顯示了所列合金的經測量的化學成分，但是由于因制造技術而可能存在差異，故而表1顯示的是標稱化學成分。表2：經輝光放電光譜法的鑄塊化學成分測量，Fe是剩余部分以上表2顯示被制備成鑄塊的化學成分。以下表3顯示被制備成線材的化學成分，盡管所有具體的化學成分均可以這兩種方式中的任一種方式使用。表3：成功制造成耐磨堆焊絲的合金的輝光放電法化學成分，Fe是剩余部分表4：成功制造成耐磨堆焊粉末的合金，Fe是剩余部分在一些實施方案中，可通過至少部分地基于表5中呈現的組成的以重量％計的組成范圍來描述合金，所述組成符合公開的熱力學參數，并且意圖形成鐵素體基體或馬氏體基體。表5：符合熱力學標準的鐵素體和馬氏體合金的化學成分如以上所討論的，不同的制造技術可以使用不同的化學成分。表6公開了用于某些制造方法的標稱化學成分和實際化學成分。表6：用于不同制造方法的標稱合金化學成分和實際合金化學成分在以上段落中描述的所有組成中鑒定的Fe含量可以是以上所示的組成的剩余部分，或者可選地，所述組成的剩余部分可以包含Fe和其它元素。在一些實施方案中，剩余部分可以基本由Fe組成，并且可以包含附帶的雜質。熱力學標準在一些實施方案中，可以通過可用于準確預測合金的性能和可制造性的熱力學標準對合金進行充分描述。在一些實施方案中，第一熱力學標準可涉及微結構中極硬的顆粒的總濃度。隨著極硬的顆粒的摩爾分數增加，硬度和耐磨性也可增加，從而提供可以是有利的耐磨堆焊應用的合金。極硬并且也傾向于在常規合金中于非常高的溫度下形成的硬質相的一些非限制性實例包括：硼化鋯、氮化鈦、碳化鎢、硼化鎢、碳化鉭、碳化鋯、氧化鋁、碳化鈹、碳化鈦、碳化硅、硼化鋁、碳化硼以及金剛石，但是也可以使用其它材料，并且極硬的顆粒的類型不受限制。出于本公開的目的，可將極硬的顆粒限定為具有高于1000的維氏硬度的材料。極硬的相的摩爾分數被限定為符合或者超過1000維氏硬度且在合金中于1300K下熱力學穩定的任何顆粒的總摩爾％。在一些實施方案中，極硬的顆粒被限定為具有高于1500(或者高于約1500)的努氏硬度的材料。極硬的相的摩爾分數可被限定為符合或者超過1500努氏硬度且在合金中于1300K(或者于約1300K)下熱力學穩定的任何顆粒的總摩爾％?？梢允褂镁S氏硬度或努氏硬度。該計算的實例顯示于W1合金化學成分的圖1中，其中在1300K(或者約1300K)下，碳化物的總摩爾分數等于NbC[102](11％摩爾分數)和(Cr、W)硼化物[101](16％摩爾分數)的總和，總共為27％摩爾分數。在一些實施方案中，極硬的顆粒的分數可以是2摩爾％或更大(或者約2摩爾％或更大)。在一些實施方案中，極硬的顆粒的分數可以是5摩爾％或更大(或者約5摩爾％或更大)。在一些實施方案中，極硬的顆粒的分數可以是10摩爾％或更大(或者約10摩爾％或更大)。在一些實施方案中，極硬的顆粒的分數可以是15摩爾％或更大(或者約15摩爾％或更大)。在一些實施方案中，極硬的顆粒的分數是20摩爾％或更大(或者約20摩爾％或更大)。圖1中提供的實例含有27％摩爾分數的極硬的顆粒。在一些實施方案中，硬顆?？梢杂筛缓?Cr,W)的硼化物和富含(Nb,Ti,V)的碳化物顆粒組成。所述硼化物的一些非限制性實例包括M2B和M3B2類型的那些。所述碳化物的非限制性實例包括MC類型的那些。在各實例中，M表示金屬元素。第二熱力學標準涉及合金的抗沖擊性。該標準是過共晶硼化物相的摩爾分數。此類的實例是在SHS9192合金以及美國專利第8,704,134號、第7,553,382號和第8,474,541號以及美國申請第2007/0029295號中所述的合金中形成的富含(Cr-W)的硼化物，在此將所述專利和專利申請各自的全部內容通過引用并入。由于該相的棒狀形態，其可以降低材料的抗沖擊性。隨著該相的量增加，合金的抗沖擊性可下降。此外，利用常規的工業方法，該類型的相可以降低合金成為粉末形式的可制造性。如圖1所示出的本公開的具體實施方案，不存在過共晶硼化物的形成。為了證實產生過共晶硼化物結構的合金的熱力學特性，商購的合金SHS9192的計算顯示于圖2中。如所顯示的，在高于其中存在Fe基體相奧氏體[202]的任何溫度的溫度下存在Cr2B[201]相。在一些實施方案中，過共晶的摩爾分數可以是5％(或者約5％)或更低。在一些實施方案中，過共晶的摩爾分數可以是2.5％(或者約2.5％)或更低。在一些實施方案中，過共晶的摩爾分數可以是0％(或者約0％)。圖1中提供的實例具有0％的過共晶硼化物的形成。第三熱力學標準涉及合金的抗沖擊性，并且涉及合金的微結構中存在的次級共晶碳硼化物的摩爾分數。通過大量的實驗，已經顯示次級共晶碳硼化合物硬質相降低了合金的抗沖擊性。然而，該標準在大多數熱力學模型中不是直接可見的，而是需要對實驗結果和建模結果進行大量比較以進行理解。已經確定，如果M23C6相在仍然存在液體的溫度下是熱力學穩定的，則該類型的合金中的M23(C,B)6將可能形成不期望的形態。該類型的影響見于從液體形成具有類似結構的硼化物和碳化物的合金。盡管實驗揭示了M23(C,B)6碳硼化物是不期望的相，這種形成(formation)的熱力學預測是M23C6碳化物。使用熱力學標準與實驗結果之間的大量比較，從而確定碳化物的形成可以預測碳硼化合物相的形成。該實例突出了熱力學模型不直接預測材料的結構的事實。因此降低熱力學模型中共晶M23C6相的摩爾分數是有利的。例如，如果合金包含最大計算摩爾分數的共晶M23C6相，則所述合金可以被認為符合該熱力學標準。在一些實施方案中，共晶M23C6相的最大摩爾分數是5％或低于5％(或者是約5％或低于約5％)。在一些實施方案中，共晶M23C6相的最大摩爾分數是3％或低于3％(或者是約3％或低于約3％)。在一些實施方案中，共晶M23C6相的最大摩爾分數可以是0％(或者約0％)。如圖1中所示，在1300K下不存在M23C6相。如圖1所示出的本公開的具體實施方案，不存在共晶M23C6的形成。為了證實具有共晶M23C6的形成的合金(合金10)的熱力學特性，呈現圖3。如圖3所示，M23C6[301]在仍然存在液體的溫度下是熱力學穩定的，因而將形成共晶碳化物。除了M23C6相，當在熱力學模型中于液體中形成時，M7C3相已經實驗性地顯示出形成M23(C,B)6相的類似趨勢。因此，限制或消除固相線溫度下的M7C3相的摩爾分數也可以是有利的。在一些實施方案中，共晶M7C3相的最大摩爾分數可以是5％或低于5％(或者是約5％或低于約5％)。在一些實施方案中，共晶M7C3相的最大摩爾分數是3％或低于3％(或者是約3％或低于約3％)。在一些實施方案中，共晶M23C6相的最大摩爾分數可以是0％(或者約0％)。如圖1所示，在1300K下不存在M7C3相。以上實施方案描述了符合某些期望的微結構標準和性能標準的合金的熱力學特征。然而，在一些實施方案中，將該類型的合金制造成粉末可以是有利的。第四實施方案描述了將該類型的合金生產成粉末的熱力學益處。在一些實施方案中，第四熱力學標準可涉及凝固過程期間來自100％液態的極硬碳化物的形成溫度。如所提及的，如果在升高的溫度下，碳化物從液體中沉析出，則這在粉末制造過程中可產生多個問題，包括但不限于粉末堵塞、增加的粘度、期望的粉末尺寸的較低產率以及不當的顆粒形狀。因此，降低極硬顆粒的形成溫度可以是有利的?？蓪⒑辖鸬挠差w粒的形成溫度限定為硬質相在熱力學上存在于合金中的最高溫度?？蓪⒃摐囟扰c鐵基體相(奧氏體或鐵素體)的形成溫度進行比較，并將其用于計算熔融范圍?？珊唵蔚貙⑷廴诜秶薅橛操|相的形成溫度減去基體的形成溫度。對于粉末制造過程而言，使熔融范圍最小化可以是有利的。W1的熔融范圍如圖1中的[103]所示。在一些實施方案中，熔融范圍可以是200K或更低(或者約200K或更低)。在一些實施方案中，熔融范圍可以是150K或更低(或者約150K或更低)。在一些實施方案中，熔融范圍可以是100K或更低(或者約100K或更低)。表7列出表5中公開的合金的熱力學標準。表7：表5中列出的公開的合金的熱力學標準表8列出所選的實驗鑄塊的熱力學標準。超硬質相是過共晶硼化物相的摩爾分數，1300總硬質相是所有硬質相的總摩爾分數，m23c6@固相線是在固相線溫度下M23C6相的摩爾分數。m7c3@固相線是在固相線溫度下M7C3相的摩爾分數。通過是或否的指示，將所列的合金描述為符合一般標準(符合標準)和符合優選標準。熔融范圍是最高的固相的形成溫度與奧氏體或鐵素體的形成溫度之間的溫度差。表8：制造成實驗鑄塊的所選的合金的熱力學標準表9顯示符合所述熱力學標準的合金組成。熱力學參數列標題為1、2、3、4、5和6，其中1是總硬質相摩爾分數，2是總過共晶相，3和4分別是固相線處各相的M23C6和M7C3摩爾分數，5是液體C最小值，以及6是最大δ鐵素體。表9：符合本公開中所述的熱力學標準的合金組成微結構標準本公開的一些實施方案涉及可以控制材料的性能的合金的微結構特征。在一些實施方案中，合金可以具有最小分數的硬質相，所述硬質相在由液態冷卻時，在材料中沉淀。極硬并且也傾向于在常規合金中于非常高的溫度下形成的已知硬質相的一些非限制性實例包括：硼化鋯、氮化鈦、碳化鎢、(鉻、鉬、鎢)硼化物、碳化鉭、碳化鋯、氧化鋁、碳化鈹、(鈦、鈮、釩)碳化物、碳化硅、硼化鋁、碳化硼以及金剛石。該實施方案中呈現的具體實例包括富含Cr和W的硼化物以及富含Nb、Ti和/或V的碳化物。該具體實施方案的實例顯示于圖4中，其描繪了鈮、釩、鈦的碳化物[401]和鉻鎢硼化物[402]顆粒，它們均被限定為極硬的相。在一些實施方案中，可通過其具有的作為耐磨堆焊涂層的微結構特征來描述合金。主要根據沉積之后測量的極硬的相的體積分數來限定合金?？梢允褂萌魏纬练e技術，并且用于這些合金的沉積技術的一些非限制性實例包括等離子轉移弧焊(PTA)、激光熔覆、高速氧燃料(HVOF)熱噴涂、等離子熱噴涂、燃燒熱噴涂以及爆炸熱噴涂。在一些實施方案中，合金可以具有至少2體積％(或者至少約2體積％)的極硬的顆粒。在一些實施方案中，合金可以具有至少5體積％(或者至少約5體積％)的極硬的顆粒。在一些實施方案中，合金可以具有至少10體積％(或者至少約10體積％)的極硬的顆粒。在圖4所示的具體實施方案中，存在超過10體積％的極硬的顆粒。第二微結構標準是任何棒狀的硼化物或碳化物硬質相的不存在或含量降低。如本公開中稍后將證實的，這些硬質相已知使材料變脆。產生棒狀過共晶相的已知相的一些非限制性實例包括Cr2B、M23C6和CrC。所有這些相均可用于耐磨堆焊材料。如圖4所描繪的本公開的具體實施方案，不存在棒狀過共晶相。為了展示棒狀過共晶相的形態，呈現圖5。如在商購合金SHS9192的該實例中所示，Cr2B相[501]以棒狀形態存在。該棒狀形態也見于美國專利第8,704,134號、第7,553,382號和第8,474,541號以及美國專利申請第2007/0029295號所述的合金中，在此將所述專利和專利申請的全部內容各自通過引用并入。在一些實施方案中，合金可以具有低于5％(或者低于約5％)體積分數的過共晶硼化物相。在一些實施方案中，合金可以具有低于2.5％(或者低于約2.5％)體積分數的過共晶硼化物相。在一些實施方案中，合金可以具有0％(或者約0％)體積分數的過共晶硼化物相。第三微結構標準是半連續的碳硼化物相的不存在或者含量降低。當以顯著量存在時，該相可以降低材料的抗沖擊性。已知形成該類型的形態的碳硼化物相的非限制性實例是M23(C,B)6相。M23(C,B)6是常見的相名稱，其中M屬于金屬元素，以及(C,B)表示碳、硼或者碳和硼的組合。圖4顯示合金P1的微結構，其含有降低部分的M23(C,B)6相[403]。然而，圖6中顯示另一實施方案。圖6的微結構未顯示M23(C,B)6相，并且僅顯示有利的Cr、W硼化物[602]和Nb、Ti、V碳化物[601]。以上三個微結構標準可以涉及提供耐磨性的硬顆粒的含量以及硬顆粒的具體形態，以使它們不顯著降低抗沖擊性。應當注意，所述熱力學標準的三個實例以及相應的微結構顯示，預測產生的微結構與實驗產生的微結構之間存在良好的相關性。在一些實施方案中，合金可以具有低于10％(或者低于約10％)體積分數的M23(C,B)6相。在一些實施方案中，合金可以具有低于5％(或者低于約5％)體積分數的M23(C,B)6過共晶硼化物相。在一些實施方案中，合金可以具有0％(或者約0％)體積分數的過共晶硼化物相。第四微結構標準是合金的基體相。在一些實施方案中，合金的基體是馬氏體可以是有利的，并因此增加了材料的整體硬度。圖4和圖6所示的兩個示例性實施方案分別具有馬氏體基體[404]和[603]。在一些實施方案中，在微結構中，合金可以形成碳化物和硼化物二者。然而，應當注意，在一些實施方案中，微結構特征可能不是限定本文公開的合金的充分標準。在這些實施方案中，不能通過評估微結構來確定合金的可制造性，因為事實上含有相對高分數的極硬顆粒的大部分合金將不符合本文所述的性能標準。表10顯示在該研究中評估的實驗產生的鑄塊的微結構測量；％HARD是硬質相的總體積分數，％HYPERB是過共晶相的總體積分數，％共晶BC是M23(C,B)6相的總體積分數，并且將各合金表示為符合所有規范(是)或者不符合(NO)。在本研究中評估的41％的合金符合此專利中的微結構規范。因此，Fe-(Cr,W,Mo)-(Nb,Ti,V)-C-B合金體系及其變體不固有地符合所公開的標準。如所示的，公開的標準的最常見的違反是M23(C,B)6相的形成。表10：以鑄塊形式產生的合金化學品以及實驗測量的微結構相分數在一些實施方案中，可將公開的微結構標準與本公開中所限定的其它標準組合，因為在一些實施方案中，單獨的微結構特征可能不足以確定合金的可制造性。例如，一些僅利用微結構標準的合金的實施方案可能不符合本文所述的性能標準。性能標準本公開的一些實施方案涉及本公開中描述的合金所具有的期望的性能特性。在一些實施方案中，可以通過符合某些性能特征來描述合金。對于耐磨堆焊合金而言，同時具有1)非常高的耐磨性，和2)非常高的抗沖擊性可以是有利的。具有這兩種特性的合金將在許多采礦操作中良好地發揮作用，其中涂層必須抵抗由砂所致的磨損以及由較大的巖石所致的沖擊。然而，常規合金均不具有這兩種性能特性。通常經工業標準ASTMG65測試對耐磨性進行測量。不存在模擬相關采礦條件的重復沖擊測試，因此為了進行該研究，開發出特定的測試。耐磨堆焊合金的耐磨性由由ASTMG65干砂磨損測試進行表征，在此將其通過引用整體并入。在一些實施方案中，耐磨堆焊合金層可以具有少于0.5克(或者少于約0.5克)的ASTMG65磨耗損失。在一些實施方案中，耐磨堆焊合金層可以具有少于0.3克(或者少于約0.3克)的ASTMG65磨耗損失。在一些實施方案中，耐磨堆焊合金層可以具有少于0.25克(或者少于約0.25克)的ASTMG65磨耗損失。在一些實施方案中，耐磨堆焊合金層可以具有少于0.2克(或者少于約0.2克)的ASTMG65磨耗損失。在一些實施方案中，耐磨堆焊合金層可以具有少于0.15克(或者少于約0.15克)的ASTMG65磨耗損失。在一些實施方案中，耐磨堆焊合金層可以具有少于0.1克(或者少于約0.1克)的ASTMG65磨耗損失。在開發的沖擊測試中，制備旋轉擺錘以重復沖擊試樣。可以通過控制已知重量的錘的旋轉速度來控制錘的沖擊能。在為該研究進行的測試中，將沖擊能設為20焦耳。通過測量實現試樣中大于或等于1克的可測量的質量損失所進行的沖擊次數來量化材料的抗沖擊性。在一些實施方案中，合金具有由抵抗超過2,000(或者超過約2,000)次20J的沖擊后而不失效所表征的高抗沖擊性。在一些實施方案中，合金具有由抵抗超過5,000(或者超過約5,000)次20J的沖擊后而不失效所表征的高抗沖擊性。在一些實施方案中，合金具有由抵抗超過6,000(或者超過約6,000)次20J的沖擊后而不失效所表征的高抗沖擊性。在一些實施方案中，合金具有由抵抗超過10,000(或者約10,000)次20J的沖擊后而不失效所表征的高抗沖擊性。在一些實施方案中，合金可以具有足夠的強度和韌性，使得可以測量高抗壓強度。高抗壓強度對于使材料經受高壓負荷的多種破碎和研磨操作而言可以是有利的。在一些實施方案中，合金可以具有3GPA(或約3GPA)或者更高的抗壓強度。在一些實施方案中，合金可以具有3.5GPA(或約3.5GPA)或者更高的抗壓強度。在一些實施方案中，合金具有4GPA(或約4GPA)或者更高的抗壓強度。在一些實施方案中，合金可以具有高硬度。高硬度對于耐磨堆焊合金可以是有利的，并且其是指定材料的耐磨性的因素。在一些實施方案中，合金具有55HRC(或約55HRC)或者更高的硬度。在一些實施方案中，合金可以具有60HRC(或約60HRC)或者更高的硬度。在一些實施方案中，合金可以具有65HRC(或約65HRC)或者更高的硬度。以上實施方案描述了與終端用戶相關的性能標準。然而，對于合金而言，易于制造并且在焊接期間具有高生產率也可以是有利的。在一些實施方案中，合金可以在常規的金屬粉末生產技術中易于制造。可制造性通常由制造過程期間產生的意欲的粉末尺寸的產率來表征。在一些實施方案中，可以以50％或更高的產率(或者約50％或更高的產率)，將耐磨堆焊合金制造成53-180μm(或者約53至約180μm)的粉末尺寸分布。在一些實施方案中，可以以60％或更高的產率(或者約60％或更高的產率)，將耐磨堆焊合金制造成53-180μm(或者約53至約180μm)的粉末尺寸分布。在一些實施方案中，可以以70％或更高的產率(或者約70％或更高的產率)，將耐磨堆焊合金制造成53-180μm(或者約53至約180μm)的粉末尺寸分布。在一些實施方案中，當使用等離子轉移弧焊法焊接時，合金可以具有高生產率和沉積效率。在一些實施方案中，使用等效的焊接設備，可以以比WC/Ni快至少45％(或者至少約45％)的容積流速(volumetricrate)來沉積合金。在一些實施方案中，可以以比WC/Ni快至少70％(或者至少約70％)來焊接合金。在一些實施方案中，可以以比WC/Ni快至少100％(或者至少約100％)來焊接合金。在一些實施方案中，對于等離子轉移弧焊(PTA)，公開的合金的實施方案的沉積效率(使用的材料的lbs./沉積的材料的lbs.)為95％-99％(或者約95％至約99％)。在一些實施方案中，可以以180-210mm3/min(或者約180至約210mm3/min)的速率沉積合金。在一些實施方案中，可以以比所述沉積速率快約2、3、4、5或6倍來沉積合金。另一方面，WC/NiPTA的沉積效率是60-80％，并且WC/Ni的沉積速率是100-120mm3/min。標準之間的相關性如本公開中所述，可將熱力學標準用于限定有利的微結構，所述微結構轉而被用于描述期望的性能特性。應當注意，熱力學標準與微結構標準之間的相關性以及微結構標準與性能標準之間的關系是大量的研究、實驗分析、計算建模和創造性方法的產物。本文公開的鑄塊研究代表了熱力學標準與微結構標準之間的相關性的良好尺度，因為在該研究中對多種合金的化學成分進行評估。合金組成之間的相似性是十分不同的，因而微結構影響可涉及熱力學標準而非化學成分。表2顯示該研究中生產的鑄塊的輝光放電的化學成分。分別在表8和表10的這些合金的子集中，對熱力學特征和微結構特征進行評估。在該交叉結構評估中并非考慮該研究中測試的所有合金，因為對于這種性能余量(performancespace)，考慮了多種合金系統，然后將所述合金系統確定為符合此專利的標準。例如，合金X1在其化學組成中不包含硼，故而不符合該公開的一般范圍，因為其不包含硼化物。當評估表8時，21種所列合金中的10種(48％)符合熱力學標準。并不是所有的合金均符合所述標準，因為該鑄塊研究用于確定如何構建合適的標準以產生合適的微結構。因此證明，本文所列的熱力學標準不是更廣闊的合金組成余量的固有特征。將這些熱力學標準與實驗測量的微結構特征進行比較。21種所列合金中的8種(38％)符合微結構標準。符合微結構標準的所有8種合金也符合熱力學標準。因此，通過微結構標準的合金是通過熱力學標準的那些合金的子集。故而，當利用本公開中概述的熱力學標準時，通過所述度量標準的合金中的80％將具有期望的微結構。當考慮最優選的熱力學標準時，符合熱力學標準與符合微結構標準的合金之間存在100％匹配。因此證明，本公開中概述的熱力學標準在設計具有本公開的微結構的合金中是良好的預測工具。為了證明所公開的微結構與期望的性能特性之間的良好相關性，示出一些實施例。微結構特征與性能特征之間存在100％的相關性。具有過共晶棒狀硼化物的測試合金中的100％顯示出本公開的范圍之外的不良抗沖擊性(至失效，平均<2,000次沖擊)。具有大于10％體積分數的M23(C,B)6相的合金顯示出類似的不良抗沖擊性。具有有限分數的M23(C,B)6的合金顯示出本公開的范圍內的良好抗沖擊性(至失效，平均>2,000次沖擊)。不含有M23(C,B)6的合金顯示出本公開的范圍內的良好抗沖擊性(至失效，平均>5,000次沖擊)。僅具有良好耐磨性(在ASTMG65測試中<0.3克損失)的合金在本研究中進行測試。存在許多具有不良耐磨性和良好的抗沖擊性并且不在本公開的范圍內的合金。實施例：下述實施例旨在說明性的而非限制性的。實施例1合金P1是利用計算冶金學技術發現的，并且其符合本文公開的熱力學標準。出于將合金用作等離子轉移弧焊和激光熔覆的給料的目的，利用霧化方法將該合金制造成53-180μm的尺寸。制造的粉末的顯微照片顯示于圖8中。將該粉末用于具有表11中提供的參數的等離子轉移弧焊，以生產耐磨堆焊層。表11：用于產生合金P1耐磨堆焊層的等離子轉移弧焊參數電壓安倍數間隙焊接進料間距(Pitch)寬度速度3218040mm(50％)2.9mm24mm50mm/s根據本公開中的性能標準另外表征耐磨堆焊層。焊接覆蓋層的整體硬度是62-66HRC。它在微結構中含有約6體積％W硼化物和約3％-4％Nb碳化物。在單層焊縫中測量的ASTMG65質量損失為約0.12克損失，以及在雙層焊縫中為約0.09至0.1克損失。將該合金以雙層覆蓋層形式進行沖擊測試，并且其具有在失效之前3,710次20J的沖擊的平均抗沖擊性。當使用PTA耐磨堆焊時，雙層焊接覆蓋層是用于采礦工業的典型耐磨堆焊程序。該材料的微結構顯示于圖4中，圖4顯示M23(C,B)6相以相對小的量存在。M23(C,B)6相的體積分數在本公開的微結構規范內，但是不在優選的微結構規范內。因此，當與沖擊相關時，該特定合金的性能也不在本公開的優選性能規范內。該合金的完全微結構和性能評估導致另外的粉末合金設計，其將在實施例5中公開。然而，在該研究中確定，與其它常用的PTA耐磨堆焊產品相比，該類型的合金示出良好的沉積效率。該合金的沉積效率被測量為99％。對于該類型的耐磨堆焊合金，該沉積效率是獨特的。例如，典型的WC-Ni金屬陶瓷具有范圍為60-80％的沉積效率。該高沉積效率可能是由于該合金的熔點低和缺乏高溫相。該合金的高沉積效率也使得焊接速度增加，以使相對于典型的鎢碳化物覆蓋層，沉積生產率可以增加200％。因此，除了之前所述的益處，低熔融范圍熱力學標準對于生產率也具有有益的影響。在PTA焊接實驗中具體分析該生產率益處。以可隨時間而沉積的耐磨堆焊材料的體積的量來測量PTA生產率。該生產率研究的結果顯示于表12中。將典型的用于焊接WC/Ni耐磨堆焊的工業標準參數用作該研究的基線參數。如所示的，當在等效條件(方法1)下焊接P1合金時，生產率僅基于增加的沉積效率而增加。由于增加了粉末進料速度和進給速度(traversespeed)，如方法2和方法3所示，生產率可以進一步增加。表12：P1合金焊接研究的PTA參數和生產率結果產生的高生產率可能是由于合金的熔化溫度的一致性。換言之，該合金中的所有相均在相似度的溫度下從液體形成。該物理現象是通過熱力學熔融范圍參數預測的；因而低熔融范圍可能預測可以高生產率進行PTA焊接的合金。此外，以棒狀過共晶相的形式物理地揭示不相等的相形成溫度的存在。因此，形成與圖5所示的相類似的棒狀過共晶碳化物或硼化物結構的合金在PTA方法中不太可能顯示良好的生產率。過共晶合金的低生產率已在一些過共晶硼化物鋼中得到證實。實施例2將表13中列出的一些合金化學品制造成鑄塊，并將其切割成抗壓試樣。抗壓測試的結果顯示合金的抗壓強度與不期望的M23(C,B)6的存在之間的明顯相關性。如表14中所見，隨著M23(C,B)6體積分數增加，合金的抗壓強度降低。對于合金而言，具有高抗壓強度在許多耐磨堆焊應用中是有利的。因此，如之前所提及的，從合金中降低或消除M23(C,B)6對于抗壓強度以及抗沖擊性可以是有益的。重要的是注意，產生具有高分數的碳化物和硼化物且不含M23(C,B)6的合金是獨特的。在耐磨堆焊合金設計中常見的是，增加C和B以及碳化物和硼化物形成元素從而增加合金中的碳化物和硼化物含量，以改善耐磨性。然而，增加B和C幾乎總是促進M23(C,B)6以及其它碳化物和硼化物的形成。需要計算冶金學來設計具有高碳化物和硼化物含量而不形成M23(C,B)6的合金。表13：抗壓測試的合金表14：M23C6的相分數測量值以及抗壓測試的結果實施例3以意圖用于MIG焊接方法的1/16”粉芯線材的形式生產表3指定的合金W1-W10。使用如表15中所示的條件焊接各合金。表15：用于該研究的MIG焊接參數合金W1-W4代表了與來自單個標稱化學成分的制造變化相關的輕度化學成分改變，并且眾多ASTMG65測試的結果顯示于表16中。如所示的，該合金家族具有0.11±0.02克的平均質量損失。此外，表16示出該合金家族中耐磨性的可重復性和一致性。也對合金W3進行了抗沖擊性測試。合金W3顯示由經10,000次20J的沖擊后而繼續使用且不失效所表征的高抗沖擊性。合金W9也符合本公開的微結構標準和性能標準。合金W9是在不存在V的情況下制備的，這證明了可互換地使用Nb、Ti和V作為碳化物形成物以產生期望的微結構的能力。表16：符合本公開所述標準的合金的ASTMG65程序測試合金W5-W8和W10代表了導致不符合本公開的標準的微結構特征的明顯的化學成分改變。具體地，這些合金中的每一個均形成不期望的M23(C,B)6相，這導致由于合金脆化而在沖擊性能和磨損性能方面性能降低。表17顯示這些合金的耐磨性。如所示的，耐磨性從性能規范內至遠在性能規范之外而不同。如所示出的，含有M23(C,B)6相的合金可以具有良好的耐磨性。表17：含有M23(C,B)6的合金的ASTMG65測試結果然而，這些材料的韌性和相關的抗沖擊性可以明顯受M23(C,B)6相的影響。由于與符合本公開的規范的那些合金相比這些合金中出現的裂紋增加，在焊接期間，這可由本領域技術人員即刻確定。該實施例證實了本公開占有的相對窄的合金余量。本領域技術人員熟知，向合金中添加碳和硼將產生增加的碳化物和硼化物分數。然而，如本實施例所證實的，這些簡單的添加可以導致并且將導致有害的M23(C,B)6相。為了避免該相，必須考慮所有的碳化物和硼化物形成元素與碳和硼的相對比率之間的互相依賴。需要精確的熱力學模型和高通量計算冶金學來鑒定符合期望的標準并存在于這種大的組成余量內的窄的組成帶(compositionalband)。實施例4為了理解經10,000次20J的沖擊后而繼續使用且無可測量的質量損失的W3合金的意義，以類似的方式對商購的耐磨堆焊合金進行測試。以此種方式對三類材料進行測試：WC/NiPTA涂層、碳化鉻覆蓋層(CCO)以及過共晶硼化物鋼(HBS)。所有這三種材料類型均為工業使用的相關耐磨堆焊材料。該實施例意圖表明本公開規定的合金中高耐磨性與高抗沖擊性的獨特組合。圖7表示該研究的結果，其中記錄了各材料直至失效的平均沖擊次數。盡管已知所有耐磨堆焊材料均顯示出如本公開的性能規范所限定的良好耐磨性，但是僅W2合金同時還顯示出高抗沖擊性?？梢岳斫?，W2合金中示出的提高的抗沖擊性不是含有碳化物的耐磨堆焊合金(如CCO)或者含有碳化物和硼化物二者的合金(如HBS合金)的固有特性。該研究已經確定了這種提高的抗沖擊性的微結構原因以及可用于預測隨組成而變的這種結構的熱力學標準?；贔e的合金、CCO以及HBS合金的相對差的抗沖擊性也可解釋為微結構特征的作用。CCO和HBS這兩種合金均具有過共晶棒狀硬質相：在CCO情況下的碳化物，以及在HBS情況下的硼化物。這些硬質相，不管是硼化物還是碳化物，均具有圖5中所示的形態[501]。存在利用較低水平的碳的CCO變體，其消除了棒狀過共晶相并增加了抗沖擊性。然而，該組成改變將耐磨性顯著地降低至本公開范圍之外的水平。該實施例提供了產生沒有過共晶相并且同時具有良好的耐磨性的基于Fe的合金的困難性的示例。實施例5為了對實施例1中呈現的PTA焊接物的沖擊性能作出改善，進行一些化學成分的改變。基于大量的熱力學建模和實驗研究來選擇這些化學成分。在該研究中確定，實施例1中性能降低的原因是由于存在M23(C,B)6碳硼化物相。隨后，建立消除碳硼化物相的熱力學標準。合金P2-P6被制成粉末，并用于PTA焊接測試中的給料。將下述參數用于沉積各合金。該研究證實碳硼化物硬質相對抗沖擊性的作用。由于如表18所示的，在合金P2-P6中該相減少并隨后消除，因而抗沖擊性增加。表18：隨碳硼化物體積分數而變的PTA焊接合金的抗沖擊性實施例6將合金W11制造成意圖用于埋弧焊的7/64”粉芯線材。在該實施例中，對給料合金進行改變以獲得期望的焊接化學成分。由于各方法中稀釋的差異，埋弧線材給料的化學成分必須從實施例3中呈現的1/16”氣體保護線材的化學成分進行改變。該實施例證實與給料化學成分相比，焊接物化學成分的真實的重要性。因此，可以改變給料的化學成分，以引起過程稀釋，從而獲得期望的焊接化學成分。對埋弧焊沉積物進行評估，并且其符合本專利中所述的微結構特征，具有圖6中所示類型的微結構；無M23(C,B)6相以及高比例的初生(Nb,Ti,V)C和共晶(W,Cr)硼化物硬質相。ASTMG65的質量損失為0.1065克損失，并且焊接樣品持續了10,000次20J的沖擊而不失效。因此，該焊接物符合主要的性能標準。實施例7在明弧焊中對合金W12-W16進行焊接并測試。由于沒有保護氣體，明弧焊通常產生較高的稀釋和元素消耗，因而必須改變焊接線材給料的化學成分，以獲得期望的焊接化學成分。與氣體保護的焊絲類似或相同的化學成分，如W12和W16，產生具有少于10％的(W,Cr)硼化物相的微結構，這導致低于本公開的優選實施方案的磨損性能。因此，開發出W13-W15化學成分以用明弧焊方法產生優選的性能。W14和W15產生高分數的M23(C,B)6，因而導致差的性能。合金W13產生一些M23(C,B)6相，因此符合本專利的期望性能標準。由于M23(C,B)6的存在，該合金持續了2,196次20J的沖擊直至失效。該結果再次顯示為了實現良好的抗沖擊性，將M23(C,B)6相最小化或消除M23(C,B)6相的必要性。供使用的應用和方法：本專利中描述的合金的實施方案可被用于多種應用和工業中。供使用的應用的一些非限制性實例包括：地表采礦應用包括下述組件以及用于下述組件的涂層：耐磨套筒和/或耐磨的用于漿體管道的耐磨堆焊；包括泵殼或葉輪的泥漿泵組件或者用于泥漿泵組件的耐磨堆焊；包括槽消力墩的礦石進料槽組件或者槽消力墩的耐磨堆焊；分離篩，包括但不限于滾筒破碎篩、香蕉篩和振動篩；用于自磨機和半自磨機的襯板；地面接合工具和用于地面接合工具的耐磨堆焊；鉆頭和鉆頭插件；用于鏟斗和翻斗車襯板的耐磨板；墊塊和用于采礦鏟上的墊塊的耐磨堆焊；平地機刀板和用于平地機刀板的耐磨堆焊；堆垛機回收裝置；分級破碎機；用于采礦組件和其它粉碎組件的常規耐磨部件。上游石油和天然氣應用包括下述組件以及用于下述組件的涂層：井下套管以及井下套管、鉆桿和鉆桿的涂層(包括環形加硬層)、泥漿管理組件、泥漿馬達、壓裂泵套筒、壓裂葉輪、壓裂攪拌泵(frackingblenderpump)、限動環、鉆頭和鉆頭組件、定向鉆孔設備和用于定向鉆孔設備的涂層(所述定向鉆孔設備包括穩定器和扶正器)、防噴裝置和用于防噴裝置以及防噴裝置組件(包括剪切閘板)的涂層、石油工業用管材和用于石油工業用管材的涂層。下游石油和天然氣應用包括下述組件以及用于下述組件的涂層：加工容器和用于加工容器的涂層，所述加工容器包括蒸汽產生設備、胺容器、蒸餾塔、旋風分離器、催化裂化裝置、常規精煉管道、絕緣保護下的腐蝕、硫回收單元、對流罩(convectionhood)、脫酸作業線(sourstripperlines)、洗滌器、hydrocarbondrums以及其它精煉設備和容器。紙漿和紙應用包括下述組件以及用于下述組件的涂層：用于造紙機的輥，包括楊克式干燥器(yankeedryer)和其它干燥器、壓延機輥、機器輥、壓輥、蒸煮器、紙漿混合器、制漿機、泵、鍋爐、碎紙機、薄頁紙機、輥和草捆處理機、刮刀、蒸發器、紙漿機、流漿箱、導線部件、沖壓件、M.G.氣缸、卷紙機、卷繞機、真空泵、疏解機以及其它紙漿和紙設備。發電應用包括下述組件以及用于下述組件的涂層：鍋爐管、沉淀器、燃燒室、渦輪機、發電機、冷卻塔、冷凝器、滑槽(chute)和水槽(trough)、螺旋鉆(auger)、袋濾室、輸送管、ID扇、煤管道以及其它發電組件。農業應用包括下述組件以及用于下述組件的涂層：滑槽、底部切割刀片、水槽、主風扇葉片、副風扇葉片、螺旋鉆以及其它農業應用。建筑應用包括下述組件以及用于下述組件的涂層：水泥槽、水泥管道、袋濾室、混合設備以及其它建筑應用。機械零件應用包括下述組件以及用于下述組件的涂層：軸頸、紙輥、變速箱、驅動輥、葉輪、一般修復和尺寸恢復(dimensionalrestoration)應用以及其它機械零件應用。鋼鐵應用包括下述組件以及用于下述組件的涂層：冷軋機、熱軋機、線材軋機、鍍鋅線、連續酸洗作業線、連續鑄輥和其它鋼軋輥以及其它鋼應用?？梢砸远喾N技術有效地生產和/或沉積本專利中所述的合金。方法的一些非限制性實例包括：熱噴涂方法，所述熱噴涂方法包括使用線材給料的那些方法，如雙絲電弧噴涂、高速電弧噴涂、火焰噴涂；以及使用粉末給料的那些方法，如高速氧燃料、高速空氣噴涂、等離子噴涂、爆炸噴涂以及冷噴涂。線材給料可以是金屬芯線、實芯線或管狀芯線的形式。粉末給料可以是單一均質合金或者當一起熔化時導致期望的化學成分的多合金粉末的組合。焊接方法，所述焊接方法包括使用線材給料的那些方法以及使用粉末給料的那些方法，所述使用線材給料的那些方法包括但不限于：金屬惰性氣體(MIG)焊接、鎢惰性氣體(TIG)焊接、電弧焊、埋弧焊、明弧焊、大容量焊接(bulkwelding)、激光熔覆；所述使用粉末給料的那些方法包括但不限于激光熔覆和等離子轉移弧焊。線材給料可以是金屬芯線、實芯線或管狀芯線的形式。粉末給料可以是單一均質合金或者當一起熔化時導致期望的化學成分的多合金粉末的組合。鑄造方法，所述鑄造方法包括生產鑄鐵的典型方法以及生產鍛鋼產品的典型方法，所述生產鑄鐵的典型方法包括但不限于：砂模鑄造、金屬型鑄造、冷硬鑄造、熔模鑄造、消失模鑄造(lostfoamcasting)、壓鑄、離心鑄造、玻璃鑄造、注漿成型；所述生產鍛鋼產品的典型方法包括連續鑄造方法。后處理技術，所述后處理技術包括但不限于軋制，鍛造，表面處理如滲碳、滲氮、碳氮共滲，熱處理，包括但不限于奧氏體化、正火、退火、去應力退火、回火、老化、淬火、低溫處理、火焰淬火、感應淬火、局部淬火、表面硬化，脫碳，機械加工，研磨，冷加工，加工硬化以及焊接。根據前面的描述，將會理解，公開了耐沖擊的耐磨堆焊合金的創造性產品和方法。盡管通過一定程度的特殊性來描述一些組件、技術和方面，但是顯然可對本文以上所述的具體設計、構建和方法做出許多改變，而不脫離本公開的精神和范圍。在單獨的實施方式的背景下于本公開中描述的某些特征也可在單一實施方式中組合地實施。相反地，在單一實施方式的背景下描述的不同特征也可在多個實施方式中單獨地實施或者以任何合適的子組合形式實施。此外，盡管以上可將特征描述為以某些組合形式發揮作用，但是在一些情況下，可將來自要求保護的組合的一個或多個特征從該組合中除去，并且可將所述組合稱為任何子組合或者任何子組合的變形。此外，盡管可以以特定的順序在附圖中描繪或者在說明書中描述方法，但是此類方法無需以所示的特定順序或者以相繼的順序實施，并且無需實施所有方法以達到期望的結果。可將未描繪或描述的其它方法并入示例性方法和過程中。例如，可在任何所述方法之前、之后、同時或者之間實施一種或多種其它方法。此外，可在其它實施方式中對方法進行重排列或重排序。此外，在以上所述的實施方式中的不同系統組件的分離不應被理解為在所有實施方式中均需此類分離，而應理解為所述組件和系統通?？梢栽趩我划a品中被整合在一起或者可被包裝進多個產品中。此外，其它實施方式也在本公開的范圍內。條件性語言，如“能夠(can)”、“能(could)”、“可以(might)”或者“可(may)”，除非另外特別說明或者如所用的上下文中另外理解，否則通常意圖表達，某些實施方案包括或者不包括某些特征、元素和/或步驟。因此，此類條件性語言通常不意圖暗指，特征、元素和/或步驟無論如何是一個或多個實施方案所需的。連接性語言，如短語“X、Y和Z中的至少一個/一種”，除非另外特別說明，否則通常參照所用的上下文進行理解，以表示項目、術語等可以是X、Y或者Z。因此，此類連接性語言通常不意圖暗指，某些實施方案需要X的至少一個/種、Y的至少一個/種以及Z的至少一個/種的存在。本文使用的程度語言，如本文所使用的術語“大約”、“約”、“通?！焙汀盎旧稀北硎救匀粓绦衅谕墓δ芑蜻_到期望的結果的與指定的數值、量或特征鄰近的數值、量或特征。例如，術語“大約”、“約”、“通?！币约啊盎旧稀笨梢灾冈谏儆诨虻扔谥付康?0％內，在少于或等于指定量的5％內，在少于或等于指定量的1％內，在少于或等于指定量的0.1％內以及在少于或等于指定量的0.01％內。如果指定的量是0(例如無、沒有)，則以上所述的范圍可以是特定的范圍，并且不在所述數值的特定％內。例如，在少于或等于指定量的10wt./vol.％內，在少于或等于指定量的5wt./vol.％內，在少于或等于指定量的1wt./vol.％內，在少于或等于指定量的0.1wt./vol.％內，以及在少于或等于指定量的0.01wt./vol.％內。結合附圖描述了一些實施方案。圖是按比例描繪的，但是此比例不應是限制性的，因為也考慮了除所顯示的內容之外的尺寸和比例，并且其在本公開的發明的范圍內。距離、角度等僅僅是示例性的，并且與所示裝置的實際尺寸和布局不一定具有確切的關系。組件可以被添加、移除和/或重排。此外，結合各實施方案，本文公開的任何具體特征、方面、方法、性質、特性、品質、屬性、元素等可用于本文所述的所有其它實施方案。此外，將認識到，可以使用適于實施所述步驟的任何裝置來實踐本文所述的任何方法。盡管詳細描述了多個實施方案及其變形，但是所用其的其它修改和方法對于本領域技術人員將是顯而易見的。因此，應當理解，可由等同物得到多種應用、修改、材料和替換，而不脫離本文獨特且具有創造性的公開內容或者權利要求的范圍。當前第1頁1 2 3