镍‑铬‑铁‑钼耐蚀合金和制造的制品及其制造方法与流程

本申请要求于2015年6月19日提交的美国专利申请号为14/744,515和于2014年6月20日提交的美国临时申请序列号为62/014,803的优先权，在此以整体引用并入本文。
技术领域：
本发明领域涉及适用于酸性天然气和石油环境中的固溶体强化的镍-铬-铁-钼耐蚀合金。
背景技术：
：镍合金通常能够经受很多种严峻的操作条件，包括腐蚀性环境、高温和高应力。从工业纯镍到包含多达12或更多合金元素的复合合金，镍合金用于很多种用途，包括，例如，化学和石油化学工业；纸浆和造纸厂；飞机燃气涡轮机；蒸汽机轮发电厂；往复式发动机；金属加工；医药应用；太空交通工具；热处理设备；核能系统；污染控制设备；金属加工厂；煤气化和液化系统；汽车工业；和石油和天然气工业。深井对于石油和天然气勘探的未来很重要。深井通常可分为甜的或酸性的，甜井是轻度腐蚀的，酸性的井是高度腐蚀的，包含腐蚀性试剂的混合物，如氢化硫、二氧化碳、氯化物和单体硫。酸性井的腐蚀条件混合有高温和高压。因而，对于酸性的石油和天然气环境，选择材料以满足严格的耐蚀标准，同时具有优异的机械性能。镍-铬-铁-钼合金与石油和天然气工业中所用的其他材料相比具有优势，包括高强度、高韧性和优异的耐蚀性。镍-铬-铁-钼合金包括固溶体合金和沉淀可硬化合金。固溶体合金通常通过固溶体强化和冷加工获得强度。沉淀可硬化合金通常用于较大的横截面，通过冷加工不能容易地将其强化，或在较高的温度下使用，在这种温度下冷加工的影响不能持续。沉淀可硬化合金主要由于合金基质中第二相的沉淀获得其强度。沉淀硬化通常是γ'或γ”相通过热处理沉淀的结果。碳化物和氮化物的形成也可强化沉淀可硬化合金。但是与固溶体合金相比，沉淀可硬化合金有劣势。因而，沉淀可硬化合金的使用通常局限于固溶体合金不理想的应用。合金028(UNSN08028/W.Nr.1.4563)，添加钼和铜的镍-铁-铬合金尤其耐硫酸和磷酸，常用于化学加工、污染控制设备、石油和天然气井管道、核燃料再处理、酸生产和酸洗设备。合金028的化学组成是，以重量百分比计：Ni:30-32；Fe:最少22；Cr:26-28；Mo:3-4；Cu:0.60-1.40；C:最多0.02；Mn:最多2；S:最多0.03；和Si最多0.70。设计合金C-276(UNSN10276/W.Nr.2.4819)，添加钨的镍-钼-铬合金，以在大范围的严峻环境中具有优异的耐蚀性。高镍和高钼含量使得合金在还原环境中尤其耐点状腐蚀和缝隙腐蚀，同时铬表现出对氧化介质的耐受性。低碳含量减少了焊接过程中的碳化物沉淀以保持焊态结构的耐蚀性。这种合金耐焊接热影响区中晶界沉淀物的形成，因而使其适合于焊接状态的大部分化学工艺应用。合金C-276(UNSN10276/W.Nr.2.4819)广泛用于最严峻的环境，如化学加工、污染控制、纸浆和纸生产、工业和城市垃圾处理和酸性天然气的回收。合金C-276(UNSN10276/W.Nr.2.4819)的化学组成是，以重量百分比计：Mo:15.0-17.0；Cr:14.5-16.5；Fe:4.0-7.0；W:3.0-4.5；Co:最多2.5；Mn:最多1.0；C:最多0.01；V:最多0.35；P:最多0.04；S:最多0.03；Si:最多0.08；和余量为镍。合金G-3(UNSN06985/W.Nr.2.4619)，固溶体强化镍-铬-铁-钼合金，提供了机械性能和耐蚀性的优异组合，被广泛用于天然气和石油工业的热、酸性环境中使用的管材中。合金G-3(UNSN06985/W.Nr.2.4619)的组成限定通常表示为21.0-23.5wt％的铬，18.0-21.0wt％的铁，6.0-8.0wt％的钼，1.5-2.5wt％的铜，最多0.50wt％的铌+钽，最多0.015wt％的碳，最多1.5wt％的钨，最多1.0wt％的硅，最多1.0wt％锰，最多0.04wt％的磷，最多0.03wt％的硫，最多5.0wt％的钴，和余量为镍。合金G-3(UNSN06985/W.Nr.2.4619)对氧化的化学品和气氛具有优异的耐蚀性，并且由于它的镍和铜含量，还耐受还原性化学品。它还在含氯化物的环境中具有异常的耐应力-腐蚀-开裂性能，具有非常好的点状腐蚀和缝隙腐蚀耐受性，和良好的焊接性和焊接状态下的耐晶间腐蚀性。但是，目前全世界不断增加的天然气和石油的需求量已经导致天然气和石油工业开始从更深和更酸性的井中提取这些商品。更深的井意味着更高的温度、更高的压力和更腐蚀性的环境，尤其关于酸性天然气环境。合金028(UNSN08028/W.Nr.1.4563)、合金C-276(UNSN10276/W.Nr.2.4819)、和合金G-3(UNSN06985/W.Nr.2.4619)没有达到石油和天然气工业高强度应用所要求的强度和延展性水平。因而，相比于现存合金目前所提供的，需要改善机械性能和耐蚀性的组合。更具体地，需要显著地增加固溶体镍合金的强度而不损失延展性、韧性、可加工性和耐蚀性。此外，经过认证的用于石油和天然气领域应用的合金除了用于任何给定应用所需的通常要求的性能之外，还具有洁净的微结构。Kudoetal.的美国专利号为4,400,210的专利(以下称为“Kudo‘210”)公开了一种合金，其用于制造油井操作中使用的高强度深井套管、管道和钻探管。Kudo‘210阐述了合金在H2S-CO2-Cl-环境中具有改善的耐应力-腐蚀-开裂性能。合金包括：C:至多0.10％，Si:至多1.0％，Mn:至多2.0％，P:至多0.030％，S:至多0.005％，N:0-0.30％，Ni:25-60％，Cr:22.5-35％，Mo:少于7.5％和W:少于15％，和余量为铁以及附带的杂质，并满足以下方程式：Cr(％)+10Mo(％)+5W(％)≥70％，和3.5％≤Mo(％)+1/2W(％)<7.5％。Kudo‘210进一步阐述了合金可进一步包括以下的任何组合：(i)Cu:至多2.0％，和/或Co：至多2.0％其中之一；(ii)一种或多种稀土元素：至多0.10％；Y:至多0.20％，Mg:至多0.10％；和Ca:至多0.10％；(iii)Nb、Ti、Ta、Zr和V中的一种或多种，总量为0.5-4.0％；和(iv)含量为0.05-0.30％，优选为0.10-0.25％的氮，特意添加入合金中。Kudo‘210还阐述氮可以以0.05-0.25％的含量结合以总量0.5-4.0％添加的Nb和/或V添加。但是，Kudo‘210没有提供具有高强度而不损失延展性、韧性、可加工性和耐蚀性，同时具有石油和天然气工业所要求的洁净微结构的合金。Kudoetal.的美国专利号4,400,211的专利(以下称为“Kudo‘211”)公开了另一种合金，其用于制造油井操作中使用的高强度深井套管、管道和钻探管。Kudo‘211阐述了合金在H2S-CO2-Cl-环境中具有改善的耐应力-腐蚀-开裂性。合金包括：C:至多0.10％，Si:至多1.0％，Mn:至多2.0％，P:至多0.030％，优选地至多0.003％，S:至多0.005％，Ni:30-60％，Cr:15-35％，Mo:至多12％和W:至多24％中至少一种，和余量为铁以及附带杂质，并满足以下方程式：Cr(％)+10Mo(％)+5W(％)≥110％，和7.5％≤Mo(％)+1/2W(％)≤12％。Kudo‘211进一步阐述了合金可进一步包括以下的任何组合：(i)Cu:至多2.0％，和/或Co：至多2.0％其中之一；(ii)一种或多种稀土元素：至多0.10％；Y:至多0.20％，Mg:至多0.10％；和Ca:至多0.10％；(iii)Nb、Ti、Ta、Zr和V中的一种或多种，总量为0.5-4.0％；和(iv)0.05-0.30％，优选地0.10-0.25％含量的氮，特意添加入合金中。但是，Kudo‘211没有提供具有高强度而不损失延展性、韧性、可加工性和耐蚀性，同时具有石油和天然气工业所要求的洁净微结构的合金。技术实现要素：根据一个或多个实施例，一个目标是克服一个或多个相关领域的问题。另一个目标是提供相对于现存固溶体合金，尤其是合金G-3(UNSN06985/W.Nr.2.4619)具有增加的强度，同时避免延展性、韧性、可加工性和耐蚀性的大量损失，并具有如国际标准ANSI/NACEMR0175/ISO15156-3[石油和天然气工业-在石油和天然气生产中用于含H2S环境的材料]所描述的洁净的微结构。根据附图，考虑到以下描述和所附权利要求，这些和其它特征和特性将变得更加明显，所有这些形成本说明书的一部分。除非上下文另有明确说明，说明书和权利要求书中使用的单数形式“一(“a”，“an”)”和“该(the)”包括复数指示物。已经将计量单位准确地转换成SI单位。如果转换中存在任何差异，则非SI单位应当理解为正确的。除非另有明确地说明，所有的组分均以重量百分比描述。除非另有明确地说明，在此所引的所有屈服强度都是在>0.2％偏差处测量的。根据本发明的示例性实施例，用于酸性天然气和石油环境的固溶体镍基合金包括，以重量百分比计的：铬:最少21.0％和最多24.0％；铁:最少17.0％和最多21.0％；钼:最少6.5％和最多8.0％；铜:最少1.0％和最多2.5％；钨:最少0.1％和最多1.5％；可溶氮:最少0.08％和最多0.20％；锰:最多4.0％；硅:最多1.0％；碳:最多0.015％；铝:最多0.5％；和铌、钛、钒、钽和锆的总量:最多0.45％；余量为镍和附带的杂质。最小的铬含量优选为22.0％，更优选为22.5％。最大的铬含量优选为23.5％，更优选为23.3％，和更优选为23.1％。最小的铁含量优选为18.0％，更优选为19.0％。最大的铁含量优选为20.5％，更优选为20.0％。最小的钼含量优选为6.8％，更优选为7.1％。最大的钼含量优选为7.8％，更优选为7.6％。最小的铜含量优选为1.5％，更优选为1.7％，和更优选为1.9％。最大的铜含量优选为2.3％，更优选为2.1％。最小的钨含量优选为0.50％，更优选为0.90％。最大的钨含量优选为1.4％，更优选为1.3％。最小的可溶氮含量优选为0.10％，更优选为0.12％。最大的可溶氮含量优选为0.19％，更优选为0.18％，更优选为0.17％，和更优选为0.16％。最大的锰含量优选为2.0％，更优选为1.0％。最大的硅含量优选为0.50％，更优选为0.25％。最大的碳含量优选为0.010％，更优选为0.005％。最小的铝含量优选为0.001％，更优选为0.010％，和更优选为0.10％。最大的铝含量优选为0.40％，更优选为0.30％。铌、钛、钒、钽和锆的最大总含量优选为0.40％。最大的铌含量优选为0.20％，更优选为0.10％。最大的钽含量优选为0.10％，更优选为0.01％。最大的钒含量优选为0.15％。最大的钽含量优选为0.10％。最大的锆含量优选为0.05％。最大的磷含量优选为0.050％，更优选为0.010％，和更优选为0.005％。最大的硫含量优选为0.050％，更优选为0.010％，和更优选为0.005％。合金可进一步包括钴：最多5.0％，优选为最多2.0％，更优选为最多1.0％。合金可进一步包括一种或多种稀土元素：最多0.10％。合金可进一步包括钇：最多0.20％。合金可进一步包括镁：最多0.10％。合金可进一步包括钙：最多0.10％。硼、锡、铅和锌各自优选地控制为最大0.10％或更少，优选地最大0.01％或更少，更优选地0.001％或更少。最小的镍含量优选为40.0％，更优选为42.0％，和更优选为44.0％。Mo+1/2W的含量优选地控制在最小7.6％，更优选地最小7.7％，和更优选为最小7.8％。Mo+1/2W的含量优选地控制在最大8.5％，更优选地最大8.4％，和更优选地最大8.3％。可溶氮含量优选为最小0.08％，更优选为最小0.10％，更优选为最小0.12％。可溶的氮含量优选为最大0.20％，更优选为最大0.18％，更优选为最大0.16％。合金优选地具有低温老化性能，当老化后的屈服强度(YSaa)为至少145ksi时，Δ(YS×El)大于0，其中Δ(YS×El)是老化后的0.2％条件屈服强度(ksi)乘以百分伸长率(YSaa×Elaa)减去老化前的0.2％条件屈服强度(ksi)乘以百分伸长率(YSba×Elba)。在SI单位中，合金优选地具有低温老化性能，当老化后的屈服强度(YSaa)为至少1000MPa时，Δ(YS×El)大于0，其中Δ(YS×El)是老化后的0.2％条件屈服强度(Mpa)乘以百分伸长率(YSaa×Elaa)减去老化前的0.2％条件屈服强度(MPa)乘以百分伸长率(YSba×Elba)。合金优选地具有满足条件Δ(YS×El)≥600-(YSaa-145)×20的低温老化性能，其中Δ(YS×El)是老化后的0.2％条件屈服强度(ksi)乘以百分伸长率(YSaa×Elaa)减去老化前的0.2％条件屈服强度(ksi)乘以百分伸长率(YSba×Elba)。在SI单位中，合金优选地具有满足条件Δ(YS×El)≥4138-(YSaa-1000)×20的低温老化性能，其中Δ(YS×El)是老化后的0.2％条件屈服强度(Mpa)乘以百分伸长率(YSaa×Elaa)减去老化前的0.2％条件屈服强度(MPa)乘以百分伸长率(YSba×Elba)。在本发明的示例性实施例中，制造制品的方法包括：提供由合金形成的坯料，所述合金经固溶退火，然后冷加工最少20％至预定尺寸的制品；和在468°-537℃(875°-999°F)温度下热处理经冷加工的制品5分钟到8小时。在本发明的示例性实施例中，由合金形成的制造制品具有经冷加工和老化的微结构，所述微结构具有没有连续沉淀物的晶界，其中经相对于冷加工方向的纵向方向截取的截面的微结构检查，金属间相、氮化物和碳化物的总面积比不超过1.0％，且其中σ相的面积比不超过0.5％。在一示例性实施例中，制品具有至少1000MPa(145ksi)的0.2％条件屈服强度和至少12％的伸长率。在另一示例性实施例中，制品具有至少1069MPa(155ksi)的0.2％条件屈服强度和至少10％的伸长率。在又另一示例性实施例中，制品具有至少1138MPa(165ksi)的0.2％条件屈服强度和至少8％的伸长率。附图说明图1示出了显示了改善的低温老化性能的散点图，其通过因冷加工后的低温热处理屈服强度(YS)乘以伸长率(E1)的乘积(x轴)，相对于热处理后的屈服强度(y轴)的增加来证明。图2示出了显示了冷加工对于对照合金和示例性合金，盐浴热处理之前和之后的屈服强度(ksi)的影响的折线图。图3示出了显示了冷加工对于对照合金和示例性合金，盐浴热处理之前和之后的极限拉伸强度(ksi)的影响的折线图。图4示出了显示了冷加工对于对照合金和示例性合金，盐浴热处理之前和之后的延展性度量——百分伸长率的影响的折线图。图5示出了示例性合金的洁净微结构，所述合金具有约0.14％的氮含量，和成型为热轧板，随后在1066℃(1950°F)温度下热处理30分钟并水冷却。图6示出了示例性合金的洁净微结构，所述合金具有约0.14％的氮含量，和成型为热轧板，随后在1093℃(2000°F)温度下热处理30分钟并水冷却。图8中微结构的平均晶粒尺寸确定为约78微米。图7和8示出了对照合金经计算出现在平衡条件下的相。图9-11示出了示例性合金经计算出现在平衡条件下的相。图12示出了对照合金的时间-温度-转变(TTT)图。图13示出了图12对照合金的连续-冷却-转变(CCT)图。图14示出了示例性合金的时间-温度-转变(TTT)图。图15示出了图14示例性合金的连续-冷却-转变(CCT)图。具体实施方式已经将计量单位正确转换为SI单位。如果转换中存在任何差异，则非SI单位应当理解为正确的。除非另外明确地指明，本说明书描述所有组分都以重量百分比计。除非另外明确地指明，在此所引的所有屈服强度是在0.2％偏差处测得的。组成尽管本发明不受理论的限制，固溶体镍基合金中以下选定的合金元素的含量具有以下有益效果。钼(Mo):6.5-8.0wt％钼在制造过程中非常有助于强度的增长而不降低热稳定性。钼的强化效果主要通过置换固溶体强化实现。置换固溶体强化通过将钼原子放置于合金基质中的晶格位置产生。由于小的钼原子与基质中较大的镍、铬和铁原子在尺寸上大的不同，钼原子周围产生抑制位错通过晶格运动的局部应力场，因而增加合金的强度。并且，钼倾向于提高耐蚀性，特别耐点状腐蚀和缝隙腐蚀，和钼倾向于有助于耐应力-腐蚀-开裂性能和耐氢脆化性。因此，钼的含量控制在至少6.5％，优选地至少6.8％，和更优选地至少7.1％。但是，过量的钼倾向于形成不期望的μ相[Mo7(Ni,Fe,Cr)6]和倾向有助于不期望的σ相(FeMo)x(Ni,Co)4的形成，这两者都不满足石油和天然气工业的洁净微结构要求。过量的钼还倾向于抑制强度增长和阻碍耐蚀性。因此，钼的含量控制在8.0％或更少，和优选地7.8％或更少，和更优选地7.6％或更少。可溶氮(N)：0.08-0.20wt％氮是本发明合金区别于合金G-3(UNSN06985/W.Nr.2.4619)的主要元素。通常，氮被加入某些类型的镍合金以通过氮化物的沉淀来提高强度。但是，氮化物和其他不想要的相的沉淀不满足洁净微结构要求，和倾向于导致延展性、韧性和可加工性的损失。由于这个原因，通常避免高含量氮的加入。但是，本发明人已经发现少于溶解极限的高含量的氮的加入出乎意料地提供了低温老化性能，所述低温老化性能意外地实现了在冷加工接着低温老化过程之后强度和延展性改善的组合。实现强度和延展性改善的组合并没有沉淀过量的不想要的相，和没有显著地损害韧性、可加工性或耐蚀性。尽管本发明不受理论的限制，但是可以认为固溶体中高含量的氮通过间隙固溶体强化增加了合金的强度，和可以认为可溶氮，由于低温热处理，与合金晶格中的由冷加工引起的位错相互作用，以提供强度和延展性改善的组合。因此，合金的可溶氮含量控制在至少0.08％，优选地至少0.10％，和更优选地至少0.12％。但是，超过合金溶解极限的氮含量倾向于沉淀氮化物和/或碳氮化物。过量的这些沉淀物倾向于导致延展性、韧性和可加工性的损失，不能形成洁净微结构，并且还夺取了基质的元素—钼、钨和铬，从而降低了合金的强度和耐蚀性。因此，合金的可溶氮含量为0.20％或更少，优选为0.19％或更少，更优选为0.18％或更少，更优选为0.17％或更少，和更优选为0.16％或更少。稍微超过氮的溶解极限时，一定程度的强化可能是由基质晶粒中的Cr2N弥散体引起的。但是较高含量的氮倾向于有助于晶界膜的形成，其不满足洁净微结构要求并促成上述不好的性能。因此，合金的全部的氮含量优选为0.20％或更少，更优选为0.19％或更少，更优选为0.18％或更少，更优选为0.17％或更少，和更优选为0.16％或更少。合金的不溶氮含量优选为0.12％或更少，更优选为0.10％或更少，更优选为0.08％或更少，更优选为0.06％或更少，更优选为0.04％或更少，和更优选为0.02％或更少。可通过在出钢之前将氮气溶解进入熔融的合金来添加氮。溶解的氮在冷却过程中成为固溶体的一部分，从而通过固溶体强化来强化合金。由于氮保留在固溶体中，氮被捕获于基质中并且不沉淀。为了最大化氮的固溶体强化效果，合金中氮的溶解极限优选为最大。溶解极限受镍合金中其他合金元素存在的影响。因而，合金元素的选择优选地最优化，以确保高含量的氮保留在固溶体中。为了达到预期效果，在1538℃(2800°F)温度下，合金中氮的最大溶解度优选为至少0.12％，更优选为至少0.14％，和最优选为至少0.16％。下表1显示了在1538℃(2800°F)温度下组成(以重量百分比计)对氮的最大溶解极限的影响，所述温度约是出钢温度以上93℃(200°F)，以及组成对σ相固溶体分解曲线的影响，其在本申请中稍后讨论。表11A1B1C1D1EC0.0070.0070.0070.0070.004Ni45.842.444.946.947.0Co0.60.60.60.60.0Al0.230.230.230.230.20Ti0.010.010.010.010.005Nb0.130.130.130.130.19Mo6.96.96.97.57.0Fe19.419.517.014.519.5Cr22.922.922.922.922.2W0.940.940.940.940.92Si0.170.170.170.170.21Cu2.02.02.02.02.0Mn0.754.04.04.00.72在2800°F温度下N2的最大溶解度0.150.180.180.150.20σ相固溶体分解曲线°F19002074199819941854如上表1所示，可以最优化合金的组成以实现高的氮最大溶解度。铬(Cr):21.0-24.0wt％铬有利地增加合金中氮的溶解极限，从而增加可添加的氮的量。并且，铬提供对氧化环境耐受性，特别是在制造过程中，铬提供了对含氯化物环境的耐点状腐蚀性，并有助于耐应力腐蚀开裂性和耐氢脆化性。因此，铬含量控制在至少21.0％，优选地至少22.0％，和最优选地至少22.5％。但是，铬对碳具有强的亲和力。在碳存在下，铬形成不期望的碳化物和碳氮化物，特别是沿着晶界，这减少了固溶体中氮的量，妨碍可加工性，和不满足洁净微结构的要求。因此，铬的含量控制在至多24.0％，优选地至多23.5％，更优选地至多23.3％，和更优选地至多23.1％。碳(C)：0.015wt％或更少由于正常加工条件，通常少量的碳保留在合金中。但是，过量的碳导致碳化铬和碳氮化物的形成，特别是沿着晶界，这消耗了晶界附近溶液中铬的量。铬的这种晶界消耗引起晶间腐蚀，特别是在焊接热影响区。碳化物和碳氮化物的沉淀还阻止合金满足洁净微结构的工业要求。过量的碳还夺取了基质的强化元素-钼、钨和铬-从而降低合金的强度和耐蚀性。因此，碳含量控制在0.015％或更少，优选地0.010％或更少，和更优选地0.005％或更少。钨(W)：0.10-1.5wt％如上所述，由于正常加工条件，通常少量的碳保留在合金中。钨具有将碳作为晶粒内WC结合的有益效果，并因而最少化碳化铬和碳氮化物的有害形成。并且，认为钨有助于拉伸强度、焊接性、耐点状腐蚀性、耐应力腐蚀开裂和耐氢脆化性。为达到期望的效果，钨的含量控制为至少0.1％，优选地至少0.50％和更优选地至少0.9％。但是，钨(和钼类似)有害地增加了μ相的倾向，这不满足洁净微结构的要求和损害强度增长和耐蚀性。过量的钨还增加合金的成本，同时饱和了有益效果。因此，钨的含量控制在1.5％或更少，优选地1.4％或更少，更优选地1.3％或更少。铜(Cu)：1.0-2.5wt％铜有利于增加耐酸性气体腐蚀性，这在倾向于H2S环境的深酸性井中是特别重要的。因此，铜的含量控制在至少1.0％，优选地至少1.5％，和更优选地至少1.7％，和更优选地至少1.9％。但是，过量的铜降低了耐点状腐蚀性，这对如果有氯化物存在的合金是有害的。因此，铜的含量控制在2.5％或更少，优选地2.3％或更少，和更优选地2.1％或更少。钼(Mo)和钨(W)的组合含量：Mo+1/2W＝7.6-8.5wt％如上所述，对于增加合金的强度，钼和钨都是有效的。为了确保高水平的强度，钼和钨的组合优选地控制为使Mo+1/2W的含量高。因此，Mo+1/2W的含量优选地控制在至少7.6％，更优选地至少7.7％，和最优选地至少7.8％。但是，过量的钼和钨的组合量倾向于通过不想要的相的沉淀来降低合金的稳定性，这不满足洁净微结构的要求并损害强度增长和耐蚀性。因此，Mo+1/2W的含量优选地控制在8.5％或更少，更优选地8.4％或更少，和最优选地8.3％或更少。铌(Nb)、钛(Ti)、钽(Ta)、锆(Zr)和钒(V)：总的组合含量为0.45wt％或更少如上所述，将氮加入合金以提供低温老化性能。为了确保氮在冷却过程中保留在固溶体中，高温氮化物形成元素的添加受到限制，它的存在将沉淀有害量的氮化物，从而减少可溶氮的量，并降低延展性、韧性和可加工性。因此，铌、钛、钽、锆和钒的总组合量控制在0.45％或更少，优选地0.40％或更少。铌的含量优选地控制在0.20％或更少。钛的含量优选地控制在0.10％或更少，更优选地0.01％或更少。钒的含量优选地控制在0.15％或更少。钽的含量优选地控制在0.10％或更少。锆的含量优选地控制在0.05％或更少。铁(Fe):17.0-21.0wt％铬和钼可通过添加铬铁和钼铁经济地包括于合金中，以提高合金的商业可行性。因此，优选地所包括的铁含量为至少17.0％，优选为至少18.0％，和更优选为至少19.0％。但是，过量铁的添加利于不期望的σ相形成，这不满足洁净微结构的要求。因此，铁的含量控制在至多21.0％，优选地20.5％或更少，和更优选地20.0％或更少。磷(P)：0.050wt％或更少磷可作为杂质存在于合金中。过量的磷可引起对氢脆化性的敏感性。因此，磷的含量优选地控制在0.050％或更少，更优选地0.010％或更少，和最优选地0.005％或更少。硫(S)：0.050wt％或更少硫可作为杂质存在于合金中。过量的硫损害合金的热加工性。因此，硫的含量优选地控制在0.050％或更少，更优选地0.010％或更少，和最优选地0.005％或更少。铝(Al):0.5wt％或更少铝有利于合金的脱硫。为了达到期望的效果，铝的含量优选地控制为至少0.001％，更优选地至少0.010％，和更优选地至少0.10％。但是，过量的铝有害地有助于不期望的金属间相的形成。因此，铝的含量控制为至多0.5％，优选地至多0.40％，和更优选地至多0.30％。锰(Mn):4.0wt％或更少锰有利于合金的脱硫，尤其是在不存在大量铝的情况下。但是，过量的锰减少了合金对酰氯的耐受性。因此，锰的含量控制在4.0％或更少，优选地2.0％或更少，和更优选地1.0％或更少。硅(Si):1.0wt％或更少硅有利于提高特别是在制造过程中合金的抗氧化性。但是，过量的硅降低合金的热和冷加工性。另外，硅是一种强的氮化物形成剂。因而，过量的硅降低了氮的有益效果，和不满足洁净微结构要求。因此，硅的含量控制在1.0％或更少，优选地0.50％或更少，和更优选地0.25％或更少。钴(Co):5.0wt％或更少钴有利于进一步提高合金的耐蚀性。因此，可以添加钴，尤其当要求高耐蚀性时。但是，过量的钴大大地增加了合金的成本。因此，钴的含量优选地控制在5.0％或更少，更优选地2.0％或更少，和最优选地1.0％或更少。稀土元素、Y、Mg和Ca稀土元素Y、Mg和Ca都有利于改善热加工性。因而，当合金必须经受严峻的热加工时，可期望将这些元素中的至少一种引入合金中。但是，过量的这些元素可损害合金的性能。因此，稀土元素的含量优选地控制在0.10％或更少，Y的含量优选地控制在0.20％或更少，Mg的含量优选地控制在0.10％或更少，Ca的含量优选地控制在0.10％或更少。镍(Ni)镍的主要益处是保持稳定的奥氏体单相结构，并保证微结构的稳定和洁净，这对于得到能够经济地生产和制造的最佳耐蚀性是重要的。因此，可以包括镍作为剩余的合金组分。镍的含量优选地控制在40.0％或更多，更优选地42.0％或更多，和更优选地44.0％或更多。附带的元素合金可包括附带的元素，如B、Sn、Pb和Zn。但是过量的这些元素可损害合金的性能。因此，每种附带的元素优选地控制在0.10％或更少，更优选地0.01％或更少，和更优选地0.001％或更少。上述描述以最好理解的方式介绍了合金中主要元素的量和影响。尽管本发明预期包括具有含量在上述范围内的元素的任何合金，但是应当避免添加实质上影响本发明的基本和新颖特性的一定量的附加元素。在本发明的一个实施例中，合金基本上由或由含量在上述范围内的元素组成，连同附带的杂质，同时确保增加的强度并且没有延展性、韧性、可加工性和耐蚀性的有害损失。制造方法在本发明的一个示例性实施例中，记载了一种由上述固溶体镍-铬-铁-钼耐蚀合金形成的制品的制造方法。合金优选地以下述方式进行加工。尽管本发明不受理论的限制，但是可以认为以下加工步骤具有如下所描述的效果。将氮气引入熔融合金可通过在出钢之前通过氮气鼓泡将氮添加到熔融金属合金中。引入的氮在固化过程中变成固溶体的一部分。如果氮的含量小于溶解极限，氮被捕获于基质中并不沉淀。可以认为固溶体中的氮引起如前所述的合金的间隙固溶体强化。合金中氮的溶解极限受其他合金元素添加的影响，在本发明合金中选择这些元素以确保高含量的氮保留在固溶体中。例如，特别是铬，被认为大幅度地增加了合金中氮的溶解极限，从而增加可以添加的而不超过溶解极限的氮的量。均匀化时间和温度均匀化具有溶解在冷却过程中由于合金元素偏析形成的不期望的第二相的有益效果。为了达到有益的效果，均匀化的温度优选地控制在至少1093℃(2000°F)，和均匀化的时间优选地控制在至少20小时。但是，均匀化过程中过高的温度可引起合金的初熔。因此，均匀化的温度优选地控制在1232℃(2250°F)或更低。此外，认为过长时间的均匀化饱和了均匀化处理的效果，同时提高了加工成本。因此，均匀化的时间优选地控制在48小时或更少。热加工温度热加工有将铸锭的形状改变成为坯料一般所需的形状，和在合金更容易变形的高温下操作的有益效果。热加工可包括用于制造管的挤出，用于制造棒和扁平板(flats)的锻造，以及用于片和板的热轧。为了达到热加工的有益效果，热加工的温度优选地控制在1149℃(2100°F)或更高。过低温度的热加工可导致超出热加工设备负荷的流动应力的增加。但是，过高温度的热加工可引起导致合金初熔的绝热加热。因此，热加工温度优选地控制在1204℃(2200°F)或更低。固溶退火或热轧固溶退火进行固溶退火以确保合金的成分在固溶体中。当材料的退火和大量的缩小在退火期间完成时，和由于流动应力原因，不希望材料变冷，因为流动应力会增加，而进行热轧固溶退火。合金退火的温度优选地选择为远高于重结晶温度，和在足够保持低流动应力的温度。经验表明，在1038℃(1900°F)温度下固溶退火最少20分钟足以确保退火的完成。热轧固溶退火的需求受许多变量的影响，例如达到热轧压力的处理时间，压力的持续时间和尺寸。冷加工冷加工具有通过将缺陷引入合金晶格中来强化合金的有益效果。冷加工产生了织构化微结构，其在纵向和横向的机械性能不一定是均匀的。冷加工可包括拉伸、轧制、型锻、辊轧成型和扁平板的冷轧。为了达到期望的强化水平，冷加工的量优选地控制在至少20％，更优选地至少25％，和最优选地至少30％。当冷加工是拉伸时，冷加工的量优选地控制在至少25％，更优选地至少30％，和最优选地至少35％。但是，冷加工材料的能力取决于设备加工合金的能力或材料接受冷加工的能力。因此，冷加工的量通常少于80％，优选地少于70％，和更优选地少于60％。低温热处理对于沉淀可硬化镍合金，通常在427℃(800°F)到871℃(1600°F)温度范围内进行热处理，以通过分散相在整个基质中的沉淀来增加合金的强度。这种沉淀强化效应是由亚微观颗粒在整个基质中的沉淀引起的，这导致硬度和强度的显著增加。沉淀可硬化的高镍合金中主要的老化相通常包括一种或多种γ'(Ni3Al或Ni3Al，Ti)、η(Ni3Ti)和γ”(bct-Ni3Nb)。可能存在的其他相包括碳化物(例如M23C6，M7C3，M6C和MC)、氮化物(MN)和碳氮化物(MCN)，和硼化物(M3B2)以及拉夫斯相(M2Ti)和δ相(正交-Ni3Nb)。但是，根据本发明的示例性方法，可对合金应用低温热处理，所述合金被认为是非沉淀可硬化合金。作为替代地，低温热处理被应用于固溶体强化的和经冷加工的合金。本申请的发明人发现应用于具有少于溶解极限的高含量氮的合金的低温热处理出人意料地提供了低温老化性能，这种低温老化性能意外地实现了强度和延展性的改善的组合，而不沉淀不想要的相和不损害韧性、可加工性和耐蚀性。虽然本发明不受理论限制，但是可以认为热处理的温度，尽管小于完全除去冷加工影响的温度，但可部分除去冷加工的影响，因为温度在应力消除温度范围内。也可认为，由于低温热处理，固溶体中的氮与合金晶格中由冷加工步骤引入的位错相互作用。解释为什么低温热处理提高机械性能的准确机制是不清楚的。虽然本发明不受理论限制，也可认为低温老化处理后的冷却可在合金中产生了导致强化的压缩应力。在优选的实施例中，低温热处理可以通过使用热盐浴实现。当制品浸没于熔融盐中时，热量通过直接接触从熔融盐传递到制品的表面。并且，由于将制品浸没于盐浴中，空气不能接触制品，因而可避免起氧化皮(scaling)、氧化和脱碳。另外，通过盐浴处理，热量传递到材料是很快的—比辐射方法快，从而减少了热处理所需的时间。热处理的时间和温度为达到低温热处理的期望效果，热处理的温度优选地控制在468℃(875°F)或更高，更优选地482℃(900°F)或更高，最优选地496℃(925°F)或更高。热处理的时间控制在5分钟或更长，优选地控制在15分钟或更长，更优选地30分钟或更长，和最优选地45分钟或更长。但是，过高的温度被认为是减少了热处理的强度增加。并且，盐浴在过高的温度下不稳定。因此，热处理的温度优选地控制在537℃(999°F)或更低，更优选地524℃(975°F)或更低，和更优选地510℃(950°F)或更低。此外，对于过长时间的热处理，认为效果是饱和的。因此，热处理的时间优选地控制在8小时或更少，更优选地4小时或更少，和更优选地2小时或更少。性能低温老化性如上所述，低温热处理典型地应用于沉淀可硬化合金而不是固溶体强化合金。但是，出人意料地发现低温热处理应用于冷加工之后的固溶体强化合金，意外地实现了强度和延展性的改善的组合。更具体地说，由于低温热处理，合金出人意料地具有0.2％条件屈服强度(YS)和伸长率的改善的组合，以实现屈服强度和延展性的高的组合值。参考以下实验实施例可以进一步理解这种效果。将表2和3的合金组合物作为22.7Kg(50磅)的熔炼量进行空投，和合金2A、2B和2C在1204℃(2200°F)温度下均匀化36小时并空气冷却，随后在1177℃(2150°F)温度下以10:1的比例热轧以模拟挤出，随后进行水淬和在1010℃(1850°F)温度下热轧后退火1小时，随后进行水淬，以进行表4中指定的后续冷压缩试验。合金3A和3B类似地在1204℃(2200°F)温度下均匀化24小时并空气冷却。然后将合金3A和3B在1190℃(2175°F)温度下热轧成11.4mm(0.45英寸)的板并空气冷却。在1066℃(1951°F)温度下进行热轧后固溶退火30分钟，随后进行水淬。然后通过轧制将表2和表3的合金冷压缩至表4和5中所列的指定量，和一部分轧制的板在500℃(932°F)的盐浴中热处理45分钟，然后空气冷却。表2-三种对照组合物熔炼量CMnFeSiCuNiCrAlTiMoWN2A0.0030.7119.10.201.9649.722.00.150.0046.020.020.0202B0.0040.7219.50.212.0247.022.20.190.0056.990.920.0202C0.0020.7019.60.181.9746.022.60.220.0007.031.010.023表3-两种示例性组合物熔炼量CMnFeSiCuNiCrAlTiMoWN3A0.0040.718.80.161.9945.722.90.16<0.0017.521.260.1343B0.0030.7319.50.192.0145.522.90.190.00137.191.080.15表4-列出了对照组合物关键的拉伸性能和硬度表5-列出了本发明组合物关键的拉伸性能和硬度*报道了测试温度为14°F时半尺寸样品的简支梁冲击值。对于转换为SI单位，以Ft.Lbs.报道的值乘以3.39得到在-10℃温度下单位为焦耳/cm2的值。图1示出了相对于表2和4中的对照合金2A、2B和2C，表3和5中的示例性合金3A和3B的改善的低温老化性能。更具体地，图1绘制了由于老化0.2％条件屈服强度(ksi)和伸长率(El)的乘积，相对于老化后的屈服强度(YSaa)(ksi)的变化，即Δ(YS×El)，其中Δ(YS×El)是老化后的0.2％条件屈服强度(ksi)乘以百分伸长率(YSaa×Elaa)减去老化前的0.2％条件屈服强度(ksi)乘以百分伸长率(YSba×Elba)。从图1可以理解，由于低温老化过程，本发明高可溶氮示例性合金3A和3B对屈服强度和伸长率的组合具有极好的改善，在所述低温老化过程中，相对于低含氮量对照合金2A、2B和2C，所述合金被冷加工足够的量以在热处理条件下具有至少145ksi的高屈服强度。如图1所示，当老化后合金的最终屈服强度(YSaa)为至少145ksi时，由于老化的屈服强度(ksi)和伸长率的乘积的变化Δ(YS×El)大于0。因而，通过在冷加工之后应用低温热处理，本发明的合金具有改善高屈服强度合金的屈服强度和伸长率组合的能力。而且，如图1所示，合金的上述低温老化性能可以通过下式可替换地表示：Δ(YS×El)≥600-(YSaa-145)×20，其中Δ(YS×El)是老化后的0.2％条件屈服强度(ksi)乘以百分伸长率(YSaa×Elaa)减去老化前的0.2％条件屈服强度(ksi)乘以百分伸长率(YSba×Elba)。该式表示了示例性合金和对照合金之间的区别—对于给定的最终屈服强度示例性合金具有更好的屈服强度和伸长率的组合。相比于示例性合金，当冷加工至足以具有至少145ksi的高的最终屈服强度时，由于老化对照合金具有减少的屈服强度和伸长率的积，和仅当冷加工低的量达到小于145ksi的低的最终屈服强度时，对照合金才实现屈服强度和伸长率改善的组合。尽管本发明不受理论限制，但是可以认为，热处理之后，可溶氮可与由冷加工引起的位错相互作用以提供强度和延展性改善的组合。因而，认为大量的冷加工有助于固溶体中的氮与冷加工结构之间的有益相互作用。机械性能—强度、延展性和韧性在示例性实施例中，在冷加工和应用低温热处理之后，合金具有至少1000MPa(145ksi)、优选地1069MPa(155ksi)、更优选地1138MPa(165ksi)的最小0.2％条件屈服强度。合金还具有8.0％、优选地至少10.0％、更优选地至少12.0％、更优选地至少14.0％、更优选地至少16.0％、更优选地19.0％的最小伸长率。该合金的目标还在于机械性能的组合，包括：(i)具有至少1000MPa(145ksi)的0.2％条件屈服强度，和至少12％、优选地至少15％、和更优选地至少19％的伸长率；(ii)具有至少1069MPa(155ksi)的0.2％条件屈服强度，和至少10％、优选地至少13％、和更优选地至少16％的伸长率；和(iii)具有至少1138MPa(165ksi)的0.2％条件屈服强度，和至少8.0％、优选地至少10％、和更优选地至少12％的伸长率。对于对照合金2A、2B和2C，如表4所示，可观察到，当冷加工百分比(％)实现1000MPa(145ksi)的目标0.2％屈服强度时，通过百分伸长率(％)测量的延展性低于可接受的最小值12％，和当冷加工百分比实现1069MPa(155ksi)的目标0.2％屈服强度时，通过百分伸长率(％)测量的延展性低于可接受的最小值10％，和当冷加工百分比(％)实现1138MPa(165ksi)的目标0.2％屈服强度时，通过百分伸长率(％)测量的延展性低于可接受的最小值8％。因此，对照合金2A、2B和2C没有达到以上段落所列的性能的任何目标组合。对照合金2A、2B和2C的不足的机械性能归因于组合物中用于固溶体强化的氮的缺乏。如表4所示，对于低氮合金2A、2B和2C，低温热处理的使用没有解决问题，并且事实上当对照合金被冷加工以得到超过1000MPa(145ksi)的屈服强度时，通过减小屈服强度和伸长率的组合而加剧了问题。对照合金的这个问题可通过如表5所示的氮的添加来解决，从而实现上述机械性能的目标组合。更具体地，实现至少1000MPa(145ksi)的0.2％条件屈服强度和至少12％、优选地至少15％，更优选地至少19％的伸长率。并且，实现至少1069MPa(155ksi)的0.2％条件屈服强度，和至少10％、优选地至少13％，更优选地至少16％的伸长率。此外，实现至少1138MPa(165ksi)的0.2％条件屈服强度，和至少8％、优选地至少10％，更优选地至少12％的伸长率。除了满足最终机械性能的目标组合之外，示例性合金还优选地满足ANSI/NACEMR0175/ISO15156-3对于4e类型合金的性能要求。对于40％的冷加工压缩，ANSI/NACEMR0175/ISO15156-3对于4e类型合金的性能要求要求0.2％条件屈服强度不超过1240MPa(180ksi)，并且硬度不超过HRC45。因此，合金有利地满足4e类型的机械性能，同时有利地具有4d类型合金的更具有成本效益的组成。4d类型合金要求具有最少19.0wt％的Cr，最少45wt％的Ni+Cr，和最少6wt％的Mo+W，而4e类型合金要求具有最少14.5wt％的Cr，最少52wt％的Ni+Cr，和最少12wt％的Mo。因此，4e类型合金要求更多含量的Ni+Cr和更多含量的Mo，从而相对于4d类型合金大大增加了4e类型合金的成本。本发明的合金优选地有利地具有4d类型合金的组成，同时满足4e类型合金的机械性能要求。这导致巨大的成本优势，因为石油和天然气公司可以在要求高强度和良好耐蚀性的地方使用改善的合金。这特别有利于HPHT(高压高温)井，因为浅井普遍被耗尽，HPHT(高压高温)井是目前常开发的。另外，由于低温热处理，合金改善的强度是重要的，因为ANSI/NACEMR0175/ISO15156-3要求，当给定30和35％的冷加工压缩时，在退火和冷加工条件下，4d类型合金具有150ksi(1034MPa)的最大屈服强度和最大40的HRC。此外，ANSI/NACEMR0175/ISO15156-3要求，当给定40％的冷加工压缩时，在退火和冷加工条件下，4e类型合金具有180ksi(1240MPa)的最大屈服强度和最大45的HRC。因此，合金能够在退火和冷加工条件下保持低于要求的最大屈服强度和硬度值，和随后由于低温热处理而增加屈服强度超过最大量。表6和图2-4的以下附加实验实施例进一步阐述了合金的有利的机械性能。以下实施例涉及具有小于0.03％的低氮含量的对照合金6A与具有高氮含量(0.15％)的示例性合金6B的冷加工、冷加工+热处理样品的机械性能。表6-100磅合金6A和6B的化学组成合金6A6BC0.0040.003Mn0.730.73Fe19.519.5S0.00160.0017Si0.170.19Cu22Ni45.645.5Cr22.822.9Al0.220.19Ti00.0013Mg0.0060.011Co0.460.46Mo7.17.2Nb0.150.15Ta0.0030.003P0.00410.0044Ca0.00010.0001N0.0270.15V0.0120.014W1.071.08图2-4示出了使用和没有使用盐浴处理的扁平冷轧对照合金6A和示例性合金6B的机械性能的比较。如图2-4所示，与对照合金6A相比，示例性合金6B导致显著地更高的屈服强度和更高的拉伸强度，而没有显著降低伸长率。微结构示例性合金的微结构具有奥氏体基质和满足石油和天然气工业要求的洁净度。洁净微结构被认为对于确保抗裂材料的制造是特别重要。将由合金形成的制品冷加工并经受如上所述的低温热处理之后，确定洁净微结构要求。洁净微结构被认为，经相对于冷加工方向的纵向方向截取的截面上的微结构检查，具有没有连续沉淀物的晶界，有不超过总面积的1.0％的金属间相、氮化物和碳化物，和不超过总面积的0.5％σ相的微结构。不能实现洁净微结构可导致连续的晶界沉淀或过量的金属间相、氮化物、碳化物或σ相，这不利地影响合金的冲击和腐蚀性能，并且由该合金形成的制品可能更容易发生晶间腐蚀。示例性合金优选地具有在盐浴处理之前和之后都满足洁净度要求的微结构。满足洁净度要求的微结构的实例如图5和图6所示。更具体地，图5和图6示出了具有大约0.14％氮含量、成形为热轧板随后进行热处理和水冷却的示例性合金。图5的微结构在1066℃(1950°F)温度下热处理30分钟，和图6的微结构在1093℃(2000°F)温度下热处理30分钟。图6微结构的平均晶粒尺寸确定为约78微米。图5和6的微结构代表本发明的合金。如图所示，存在没有连续沉淀物的晶界，并且金属间相、氮化物和碳化物的总面积分数不超过总面积的1.0％，和σ相的面积分数不超过0.5％。在相对于冷加工方向的纵向方向截取的截面上进行微结构检查。合金的微结构检查根据ASTME562进行，测量最少30个区域。微结构具有没有连续沉淀物的晶界。金属间相、氮化物和碳化物不超过总面积的1.0％。σ相不超过总面积的0.5％。可以认为对照合金的低氮含量可导致不满足洁净微结构要求的过量的碳化物和σ相的晶界沉淀的形成，和降低延展性和韧性。这个问题通过大量但小于溶解极限的氮的添加来解决。图7-11示出了对于下表7中所示的以下组合物，包括对照合金7A和示例性合金7B，预期在平衡条件下存在的各种相的计算重量百分比。表7合金7A7BAl0.2170.217Co0.45840.4584Cr22.8222.82Cu2.012.01Fe19.519.5Mn0.730.73Mo7.127.12Nb0.1520.152Si0.1740.174Ta0.0030.003W1.071.07C0.0030.003N0.0270.14Ni剩余剩余如图7和9所示，预期在平衡条件下将合金7A和7B从熔融状态冷却，以最初导致单相奥氏体γ相的形成。在低于约980℃(1800°F)温度下，不期望的σ相变得稳定，并且在低于约650℃(1200°F)的温度下，不期望的拉夫斯相变得稳定。如图8和10所示，在合金7A和7B中，少量的碳化物和氮化物以及p-相在更低的温度下变得稳定。尽管本发明不受理论限制，但是可认为，基于合金7A与合金7B的对比，对于合金7B，M6C和M23C6相不稳定。同样地，对于合金7A，σ相固溶体分解曲线有利地从合金7A的～985℃(～1805°F)下降至合金7B的960℃(1760°F)。因此，基于该平衡数据，预期合金7B可能倾向于导致碳化物和σ相的沉淀减少。另外，图12和13示出了合金7A的时间-温度-变换(TTT)和连续冷却-变换(CCT)图，图14和15示出了合金7B的TTT和CCT图。如图12和13所示，对于合金7A，计算σ浊峰出现在3.63小时(TTT)和3.33小时(CCT)，而对于合金7B，计算σ浊峰出现在6.45小时(TTT)和5.92小时(CCT)。因此，合金7A的σ浊峰与合金7B的σ浊峰的对比显示，只要转变的温度和时间控制在低于图14和15所示的范围，预期可通过使用具有更高氮含量的合金7B的组成促进避开σ相，从而产生洁净微结构。但是，在冷却期间超过合金溶解极限的氮含量倾向于沉淀氮化物和/或碳氮化物，这导致延展性、韧性和可加工性的损失，不能形成洁净微结构，并且还夺取了基质的强化元素—钼、钨和铬—从而降低合金的强度和耐蚀性。在稍微超过氮的溶解极限时，一定程度的强化可能源于基质晶粒内的Cr2N弥散体。但是，较高含量的氮有助于晶界膜形成，这不能形成洁净的微结构并造成延展性和韧性的损失。因此，应当避免显著高于溶解极限的氮的量。耐蚀性本发明合金对酸性天然气和石油气氛具有良好的耐蚀性，和在含硫的H2S-CO2-C1-环境中的耐应力-腐蚀-开裂性能和耐氢脆化性。该合金优选地具有宽的耐敏化性，所述敏化性导致焊接热影响区的晶间腐蚀。表8示出了示例性合金6B的腐蚀性数据，显示了使用和没有使用盐浴处理时非常低的腐蚀速率，因此证明良好的耐蚀性。尽管，出于说明的目的，已经基于目前认为最实用和优选的实施例详细地对本发明进行了说明，应当理解，这样的细节仅仅是为了说明的目的，而本发明不限于所公开的实施例，但是相反，它旨在包括所附权利要求的精神和范围内的修改和等同处理。例如，应当理解，本发明预期在可能的程度上，任何实施例的一个或多个特征可以与任何其他实施例的一个或多个特征组合。当前第1页1 2 3