专利名称：确定用于热喷涂、堆焊、热喷涂后处理应用和铸造的合金的组合体和方法
技术领域：
本发明总体上涉及冶金。更具体地，一些实施方式涉及非晶态、纳米晶体或微晶体金属；和堆焊材料。
相关领域描述非晶态金属材料，其由具有非晶体结构的多种组分组成，也被称为“金属玻璃”材料。该材料通常与相应的具有晶体结构的金属具有不同的行为。显然，非晶态金属材料通常强于相同或相似组合成的晶体合金。块状金属玻璃是直接由液态制成、不具有任何晶相的特殊类型的非晶态材料或金属玻璃。块状金属玻璃一般呈现缓慢的临界冷却速度一例如，低于lOOK/s、高材料强度和高抗腐蚀性。块状金属玻璃可通过多种方法生成，例如，熔融的合金在多种组分的原子没有足够的时间排列和形成晶体结构的速度下快速固化。具有高非晶态成形性的合金可在较低的速度下冷却从而形成较大的体积，并可利用常用的エ业实践生成，如热喷涂处理或焊接。非晶态材料的确定通常利用X射线衍射进行。非晶态材料缺乏平移対称性，因此生成由单个宽峰组成的X射线衍射光谱，与之相比对于晶体材料一般为限于狭窄的衍射角范围内的尖峰。金属玻璃的形成与常规的晶体材料相比非常复杂，因此设计来理解和预测金属玻璃生成的建模工作不是非常准确。多种建模标准已被建立以预测金属玻璃设计的某些方面。这些模型一般不包括具体的可定量组分，因此不能提供具体的金属玻璃形成范围。因此，金属玻璃最初通过反复实验过程而建立，其中在发现金属玻璃组合体前必须生产和评价多种合金。尽管金属玻璃具有许多有利性质，但通常可用的是材料中从小部分晶体至完全晶体范围的晶体水平。已知纳米晶体或微型粒状材料包含高于同等较大粒状材料的硬度和强度。已知金属玻璃在慢于其玻璃形成能力需求的速度下冷却时形成纳米晶体沉淀。更慢的冷却生成纳米大小晶粒及以上范围内的完全结晶性。总体上，形成金属玻璃的材料具有较慢结晶动力学，因此形小于相同条件下处理的普通材料的晶粒大小。除控制冷却速度外，通常可以通过组成的控制指示材料的结晶分数和晶粒大小。通过自其最佳玻璃形成浓度改变组成，在适当的处理条件下可促进特定晶相的沉淀。该技术已被用于提高金属玻璃的延伸度。大多数材料，甚至能形成完全非晶态结构的材料，在热喷涂处理下不具有足够低 的结晶动力学以在焊接时形成非晶态材料。尽管如此，结晶动力学使得微型晶粒结构可以形成。大多数硬面材料，特别是当用能超过60洛氏(Rockwell) C硬度的堆焊处理时，在焊接过程中遭受开裂和差的韧性。除其他问题外，这种开裂限制了这种材料在存在影响的任何应用中的应用。因此，表面硬化堆焊的持久性可通过降低开裂的可能性和提高焊接的总韧性而明显提高。堆焊技术中利用碳化钨(“WC”)作为硬质颗粒强化是另ー种典型表面硬化方法。该技术包括在表面硬化材料被焊接至衬底上时将WC注入熔融的焊珠。在多种应用中，该技术提供很好的表面硬化层，但是其难以利用硬质材料作为WC颗粒的基体来施加这种类型的表面硬化层，特别是当不希望表面硬化层开裂吋。极度磨损应用通常需要改善的磨损性能，除此之外其可利用具有WC颗粒的延展性基体而被提供，因为该基体本身可能以加快的速度磨损，而使硬质颗粒遭受破碎或离开表面。在极端撞击和磨损和条件下，消除焊珠的开裂是至关重要的。
耐磨带(hardbanding)是用于在油和气钻探的作业过程中保护钻杆的技术。耐磨带是在圆形工具接头上形成的堆焊，直径一般6”，其被用于本领域。耐磨覆盖物被设计为硬质抗磨损性合金，其使钻杆位于外壳的中心，保护钻杆以免其自身在外売上磨损。本发明实施方式简述根据本公开的某些方面，公开了堆焊材料。在一些实施方式中，本公开所述的ー种或多种材料可被用作在油和气钻探作业中用于保护工具接头的优异堆焊材料。在一些实施方式中，本公开所述的ー种或多种材料可用于其他表面硬化应用。根据本公开的某些方面，提供了铁基合金。该合金可具有包含细粒状铁素体基体的微结构。该合金可具有60+洛氏C表面。铁素体基体可包含〈10 μ m的碳化Nb和碳化W沉淀。根据本公开的某些方面，提供了焊接方法。该方法可包括用铁基合金形成无裂缝耐磨堆焊涂层(crack free hardbanding weld overlay coating)。该合金可具有包含细粒状铁素体基体的微结构。该合金可具有60+洛氏C表面。铁素体基体可包含〈ΙΟμπι的碳化Nb和碳化W沉淀。根据本公开的某些方面，提供了设计能形成无裂缝耐磨堆焊的合金的方法。该方法可包括确定非晶态形成中心组合体(composition)的步骤。该方法可进ー步包括确定非晶态形成中心组合体组分元素具有预定变化的变体组合体的步骤。该方法可进ー步包括形成和分析具有变体组合体的合金。本发明的其他特征和方面将由下文的详细描述联合附图而显而易见，其示例了例如根据本发明实施方式所述的特征。该概括不意为限制本发明的范围，本发明的范围仅由所附权利要求限定。附图简述根据ー个或多个不同的实施方式，參考下列附图对本发明进行详细描述。附图仅为示例目的提供，并且仅描述本发明典型或示例性的实施方式。这些附图被提供以促进读者对本发明的理解，将不被认为限制本发明的宽度、范围或应用性。应当注意的是，为了示例清楚和便利，这些附图非必然按比例绘制。图IA是示例可充当本发明ー些实施方式的组分的ー些元素的多种原子半径的表。
图1B-1I是示例本发明ー些实施方式的多个特征的图。图2是本发明实施方式的X射线衍射光谱。图3是本发明实施方式的X射线衍射光谱。图4是本发明实施方式的X射线衍射光谱。图5是本发明实施方式的X射线衍射光谱。图6是本发明的实施方式与其他材料之间的磨损性能比较。图7是本发明的实施方式与其他材料之间的摩擦系数比较。图8是本发明实施方式与另ー材料之间的电势比较。图9是本发明实施方式的扫描电子显微镜图像。图10是发明实施方式与其他材料之间的干砂磨损测试比较。图11是对本发明实施方式的维克压痕测试结果的扫描电子显微镜图像。图12是本发明实施方式的扫描电子显微镜图像。图13A和13B是本发明实施方式的扫描电子显微镜图像。图14是本发明实施方式的扫描电子显微镜图像。图15是本发明实施方式的扫描电子显微镜图像。图16是本发明实施方式的扫描电子显微镜图像。图17是本发明实施方式的扫描电子显微镜图像。图18是用液体染料渗透剂测量不显示开裂或交叉检验的6”直径4140钢管上的MIG合金焊珠。图19是描述根据本公开的某些方面所述的合金设计过程的图。图20是示例根据本公开的某些方面所述的非晶态形成组合体中心和相关非晶态形成组合体范围的图。图21显示可用于熔融均质合金锭以用于固化分析的示例性电弧熔融器。图22是用于预测当对根据本公开的某些方面所述的非晶态形成中心组合体添加 或去除特定合金元素时合金行为的相图。图23是说明示例性合金形成和分析程序的图。图24是描述不同组分组合体的液体组成对冷却的曲线的图。附图并不意为是穷尽性的，或将本发明限定于公开的确切形式。应当理解的是，本发明可在修正和改变的情况下实践，并且本发明由权利要求及其等同形式限定。本发明实施方式详述本文就结构位点方面描述了ー些实施方式。在这些实施方式中，一些组分占据溶剂位点，其他占据第一溶质位点。在进ー步的合金中，进ー步的组分占据第二溶质位点，并在ー些情况下组分占据第三溶质位点。在许多实施方式中，第一溶质元素被限定为大于溶剂元素的溶质。例如，第一溶质元素可以以比溶剂元素大约至少5%。图IA是示例可充当根据本发明一些实施方式所述的多种合金的组分的多种元素的原子半径的表。在本发明ー些实施方式中，组合体的种类或分组是利用两个标准确定的。在这些实施方式中，第一标准是第一溶质元素大于溶剂元素，第二标准是组合体的热动力学性质不同于由单独组分元素所预期的热动力学性质。作为第一标准的实例，第一溶质元素可包含比溶剂元素大至少约10%的元素。在一个实施方式中，满足这些标准的第一类合金可在溶剂元素包含原子大小在约I. 27至I. 34 A的范围内的过渡金属时形成。如图IA所示,这些候选元素中的ー些可包括例如V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni或Cu。在该实施方式中，一些块状金属玻璃可通过添加原子大小比溶剂元素的尺寸大至少约10%的较大第一溶质元素而形成。在该实施方式中，这些第一溶质元素的范围在对于原子半径约I. 27 A的溶剂元素具有至少约I. 41 A原子半径的元素至对于原子半径I. 34 A的溶剂元素具有至少约I. 47 A原子半径的元素。例如，对于Cu作为溶剂，ー些可能的候选第一溶质包括Mo、Pd、W、Ag、Al、Ti或更大的元素。根据该实施方式形成的组合体可进ー步包含第二或第三溶质元素，包括类金属或非金属元素。例如，这种元素可包括C、B、Si、P、N或S。在进ー步的实施方式中，该组合体范围可根据某些热动力学性质更确切地限定。
在这些实施方式中，当合金具有相比于固态能量的低液态能量状态时满足组合体分类的第二标准。例如，深度共晶体可被用作相比于其可形成的潜在固相的液体热动力学強度的实验测量。在一些实施方式中，这些能量比较可通过量化组合体的共晶体进行，其利用具体合金的实际熔融或液相线温度与该合金计算预测的液相线温度之间的比较。在这些实施方式中，计算的液相线温度可利用混合物类型等式的规则确定，该等式利用组分元素的原子百分比及其各自的纯熔融温度。例如，计算的液相线温度T。根据等式T。= Σ XiTi确定，其中Xi是组分i的at. %，Ti是其纯熔融温度。例如，本发明ー些实施方式的组成范围内的合金可具有比该合金的实际熔融温度高至少约5%的计算液相线温度，T。。在进ー步的实施方式中，可采用不同的实际与计算熔融温度之间的比。例如，如本文所述，在一些实施方式中可包含具有一定结晶度的合金，例如，ー些合金可包含微晶体合金或纳米晶体合金。这些实施方式中的合金，可具有例如比该合金的实际熔融温度高至少约2%或3%的计算温度。在更进ー步的实施方式中，一些应用可能需要更深度的共晶体，如熔融合金将经历低于一般冷却速率的情況。这些实施方式中的合金，可具有例如比该合金的实际熔融温度高至少约7%或8%的计算温度。在一些实施方式中，合金组分可占据合金内的不同拓扑位点(topologicalsite)。例如，较大的第一溶质元素可充当溶剂原子在冷却过程中结合的集中簇位点(cluster site)。在这些实施方式中，这些簇使抵抗结晶的非平移原子填充计划形成。此夕卜，这些较大的溶质原子可在出现由溶剂元素组成的晶体胚胎晶格时生成弾性应变能，并増大这种胚胎重新溶解而不充当结晶晶种的可能性。在一些实例中，这些实施方式的拓扑学进ー步使第二和第三溶质元素占据存在于密集填充簇之间的间隙位点。在一些情况下，这些第二或第三溶质元素可与溶剂元素产生強烈的化学相互作用。在一个实施方式中，金属玻璃形成的合金类型包含原子半径大小在I. 27至I. 34A范围内的过渡金属溶剤。在该实施方式中，第一溶质位点可占据合金组合体的3至20at. %。这些第一溶质位点可被原子半径比溶剂大至少约10%的元素占据。该实施方式可进ー步包括第二溶质位点，其构成合金组合体的约10至25at. %。这些第二溶质位点可被类金属或非金属元素占据，例如C、B、Si、P、N或S。该实施方式中的合金进ー步包括具有比理论熔融温度低至少约5%的熔融温度的合金，该理论熔融温度利用通过其原子百分比加权的合金组分纯熔融温度的总和进行计算。图IB至II示例了这种合金实例的ー些特征。在这些图中，α參数根据式
权利要求
1.铁基合金，其具有包含细粒状铁素体基体的微结构和具有60+洛氏C表面，其中所述铁素体基体包含〈10 μ m的碳化Nb和碳化W沉淀。
2.权利要求I所述的合金，其由如下化学式(以重量百分比表示)给出 ト e65. 3-79. 95ir3-7Nlo-6Mno_6Nb3. 5_7\ 0_2. 05C0. 5_L 5E>0. 6_L 75W8. 5_15. 4. 5。丄o_l. 0 ノ 1O-Irl10—4。
3.权利要求2所述的合金，其由如下化学式(以重量百分比表示)给出 トe65.3-79.95Cr5Ni0_6Mn0_6Nb3.5_6V0_2C0.8_L 5B0.8_L4W8.5_13.5Si0.15Ti0 25-1-^^0-4°
4.权利要求2所述的合金，其由如下化学式(以重量百分比表示)给出 FpCr Ni Mn Nh Γ R W Si Ti 1 し67. 3-77. 05^1 3-71N±0-3lvlll0-21NU3. 5-7しO. 5-1. 4υ0. 6-1. 75''9. 5-15. 45o±0-0. 5 1 -1O-O. 5°
5.权利要求4所述的合金，其由如下化学式(以重量百分比表示)给出 Fe74.35Cr5Nb4V2Co. SB1W12.45Si0.15Ti0.25。
6.权利要求2所述的合金，其由如下化学式(以重量百分比表示)给出 ΡθΘΤ7· 3_77.05Cr3_7Ni0_3Mn0_6Nb4_7C0.5_L 4β0.6_L 75ff9.5_15.45S10-0. sTio-o. 5。
7.权利要求2所述的合金，其由如下化学式(以重量百分比表示)给出 PeballrI 8-5.O Nb ^ 4. 0-4. 2しI. 0-1. 1^1. 95-2. 05^1. 15-1. 25^12. 4-12. 5'51<1. O ^1O. 2-0. 3。
8.权利要求2所述的合金，其由如下化学式(以重量百分比表示)给出 PeballrI 8-5.0Nb. 4. 0_4. 2CL ο-I. IV0. 40-0. 60^1. 15-1. 25^8. 8-9. 2'51<1. 0 ^1O. 2—0. 3。
9.焊接方法，包括用铁基合金形成无裂缝耐磨堆焊涂层，所述铁基合金具有包含细粒状铁素体基体的微结构和具有60+洛氏C表面，其中所述铁素体基体包含〈10 μ m的碳化Nb和碳化W沉淀。
10.权利要求9所述的方法，其中所述合金由如下化学式(以重量百分比表示)给出 ト θ65. 3-79. 95^Γ3-7^ !0-6^0-6^3, 5-7^ 0-2. 05^0. 5-1. 5D0. 6-1. 75评8. 5-15. 45ο10_1. θΤ (|- Α1ο-4。
11.权利要求10所述的方法，其中所述合金由如下化学式(以重量百分比表示)给出 トe65.3-79.95Cr5Ni0_6Mn0_6Nb3.5_6V0_2C0.8_L 5B0.8_L4W8.5_13.5Si0.15Ti0 25-1-^^0-4°
12.权利要求10所述的方法，其中所述合金由如下化学式(以重量百分比表示)给出 FpCr Ni Mn Nh Γ R W Si Ti 1 し67. 3-77. 05^1 3-71N±0-3lvlll0-21NU3. 5-7しO. 5-1. 4υ0. 6-1. 75''9. 5-15. 45o±0-0. 5 1 -1O-O. 5°
13.权利要求12所述的方法，其中所述合金由如下化学式(以重量百分比表示)给出 Fe74.35Cr5Nb4V2Co. SB1W12.45Si0.15Ti0.25。
14.权利要求10所述的方法，其中所述合金由如下化学式(以重量百分比表示)给出 FpCr Ni Mn Nh Γ R W Si Ti 1 c67. 3-77. 05^1 3-71N±0-3lvm0-61NU4-7L0. 5-1. 4jjO. 6-1. 75''9. 5-15. 45o±0-0. 5 1 -1O-O. 5°
15.权利要求10所述的方法，其中所述合金由如下化学式(以重量百分比表示)给出 PeballrI 8-5.0Nb. 4. 0_4. 2CL ο-I. lVL 95-2. 05^1. 15-1. 25^12. 4-12. 5§1<1.2—0. 3。
16.权利要求10所述的方法，其中所述合金由如下化学式(以重量百分比表示)给出 PeballrI 8-5.0Nb. 4. 0_4. 2CL ο-I. IV0. 40-0. 60^1. 15-1. 25^8. 8-9. 2'51<1. 0 ^1O. 2—0. 3。
17.设计能形成无裂缝耐磨堆焊的合金的方法，所述方法包括如下步骤 确定非晶态形成中心组合体； 确定所述非晶态形成中心组合体的组分元素中具有预定改变的变体组合体； 和 形成和分析具有所述变体组合体的合金。
18.权利要求17所述的方法，其中所述合金是玻璃和晶体(玻璃/晶体)复合材料。
19.权利要求17所述的方法，其中所述变体组合体的所述非晶态形成中心组合体的组分元素偏移量在约5至10%之间。
20.权利要求17所述的方法，其中所述变体组合体的所述非晶态形成中心组合体的组分元素偏移量在约5至10%之间。
21.权利要求20所述的方法，其中所述变体组合体包含所述非晶态形成中心组合体中不存在的额外组分。
22.权利要求17所述的方法，其中所述形成和分析所述合金的步骤包括形成样本和使所述样本经受XRD或SEM分析。
23.权利要求22所述的方法，其中形成所述样本包括由所述合金形成液态合金锭，和以薄片的形式迅速冷却所述液态合金錠。
24.权利要求17所述的方法，其中所述合金是微米结构的复合材料。
25.权利要求24所述的方法，其中确定所述变体组合体包括进行相图预测，其中对所述非晶态中心组合体添加或去除特定合金元素。
26.权利要求24所述的方法，其中确定所述变体组合体进ー步包括进行相化学预测，其中对所述非晶态中心组合体添加或去除特定合金元素，由此对初级晶粒成核时液体元素浓度的任何改变进行建模。
27.权利要求24所述的方法，其中所述形成和分析的步骤包括形成均质的合金锭和熔融所述均质的合金錠。
全文摘要
本文公开了具有包含细粒状铁素体基体的微结构和具有60+洛氏C表面的铁基合金，其中所述铁素体基体包含<10μm的碳化Nb和碳化W沉淀。还公开了焊接方法，包括形成具有铁基合金的无裂缝耐磨堆焊涂层。还公开了设计能形成无裂缝耐磨堆焊的合金的方法。
文档编号B23K9/04GK102686762SQ201080051858
公开日2012年9月19日 申请日期2010年9月17日 优先权日2009年9月17日
发明者J·H·马多卡, J·L·切尼 申请人:思高博塔公司