CN104271788B - 用于环形加硬焊接覆盖层的合金 - Google Patents

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Abstract

本文公开了铁基合金，其具有这样的微结构，包括细粒状铁素体基质并且具有60+洛氏C表面，其中铁素体基质包括<10μm碳化物沉淀。还公开了焊接方法，包括用这种铁基合金形成无裂缝环形加硬堆焊涂层。还公开能够在经过多次焊接后形成无裂缝堆焊的合金家族。

Description

用于环形加硬焊接覆盖层的合金
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：非晶体、纳米晶体或微晶体金属；和焊接覆盖层材料。
相关领域描述
由多种具有非晶体结构的组分组成的非晶体金属材料也被称为“金属玻璃”材料。该材料通常具有不同于具有晶体结构的相应金属的表现。显然，非晶体金属材料通常强于相同或相似组成的晶体合金。块状金属玻璃是特定类型的非晶体材料或金属玻璃，其由液态直接形成，而不具有任何晶相。块状金属玻璃一般呈现缓慢的临界冷却速率，例如，小于100K/s，高材料强度和高抗腐蚀性。块状金属玻璃可通过不同方法生成，例如，熔融合金以多种组分的原子没有足够时间对齐和形成晶体结构的速率快速固化。高非晶体成形性的合金可以较慢速率冷却，因此形成较大体积，并且可应用常见的工业实践如热喷淋处理或焊接生成。非晶体材料的确定通常利用X射线衍射进行。非晶体材料不具有平移对称性，因此生成由单个宽驼峰组成的X射线衍射图谱，与晶体材料一般为在窄衍射角范围内限定的尖峰相反。
与常规晶体材料相比，金属玻璃的形成非常复杂，因此被设计以理解和预测金属玻璃生成的建模工作不是非常准确。已建立了多种建模标准，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的组分，因此不提供实际的金属玻璃形成范围。因此，金属玻璃主要通过试错(trial and error)实验方法研发，其中在发现金属玻璃组成以前必须生成和评价大量合金。
尽管金属玻璃具有很多有利性质，但材料中包含范围为小部分至全部晶体的水平的晶体通常才是可用的。已知纳米晶体或细尺度粒状材料包含的硬度和强度高于同等较大粒状材料。
已知金属玻璃在以慢于其玻璃形成能力要求的速率冷却时形成纳米晶体沉淀。更缓慢的冷却生成纳米尺寸颗粒及以上范围的完全结晶性。总体上，形成金属玻璃的材料具有较慢结晶动力学，因此将形成小于在相同条件下处理的常规材料的粒度。此外，除控制冷却速率外，通常可以通过组成控制来操控材料的结晶度分数和粒度。通过改变组成以偏离其最佳玻璃形成浓度，在适当处理条件下可有助于特定晶相的沉淀。这种技术已被用于增加金属玻璃的耐久性。
大多数材料，甚至在热喷淋处理下能够形成完全非晶体结构的材料，都不具有慢到足以在焊接时形成非晶体材料的结晶动力学。然而，这种结晶动力学是细尺度颗粒结构可能形成的。
大多数硬面材料，特别是用能够超过60洛氏C硬度的焊接覆盖层(堆焊，weldoverlay)处理时，在焊接过程中发生破裂以及遭受弱韧性。除其他问题外，这种破裂还限制材料用于任何发生碰撞的应用。因此，硬面焊接覆盖层的耐久性可通过降低破裂的可能和增加焊接的整体韧性而显著提高。
在堆焊技术中利用碳化钨(“WC”)作为硬质颗粒增强是另一种典型的表面硬化方法。这种技术包括在将硬面材料焊接到基底上时将WC倾注到熔融焊道中。在很多应用中，这种技术提供非常好的硬面层，但是当利用硬质材料作为WC粒子的基质时，特别是当不期望硬面层破裂时，难以施加这种类型的硬面层。极度磨损的应用通常要求超过可利用带有WC粒子的延性基质所提供的提高的耐磨性，因为基质本身可能在增加的速度下磨损，使硬质粒子暴露于碎裂或脱离表面。在极度碰撞以及磨损的情况下，消除焊道中的破裂是非常重要的。
硬加层(环形加硬层，hardbanding)是被用于在油和气钻探的作业过程中保护钻杆的技术。环形加硬层是在油田使用的圆形工具接头——一般直径为6”——上制成的堆焊。环形加硬层覆盖层被设计成硬质耐磨性合金，其以外壳中的钻杆为中心，以及防止钻杆在外壳上自身磨损。
发明实施方式概述
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，一种或多种本公开的材料可用作优等堆焊材料，用于在油和气钻探作业中保护工具接头。在一些实施方式中，一种或多种本公开的材料可用于其他覆盖层硬面应用。
根据本公开的某些方面，提供铁基合金。合金可具有包括细粒状铁素体基质的微结构。合金可具有60+洛氏C表面。铁素体基质可包括<10pm Nb和W碳化物沉淀。
根据本公开的某些方面，提供焊接方法。方法可包括用铁基合金形成无裂缝环形加硬堆焊涂层。合金可具有包括细粒状铁素体基质的微结构。合金可具有60+洛氏C表面。铁素体基质可包括<10μηι Nb和W碳化物沉淀。
根据本公开的某些方面，提供用于设计能够形成无裂缝环形加硬堆焊的合金的方法。方法可包括确定构成震中组合物的非晶体的步骤。方法可进一步包括确定组成元素相对于构成震中组合物的非晶体具有预定变化的不同组成的步骤。方法可进一步包括形成和分析具有不同组成的合金。
本发明的其他特征和方面将通过下文详细描述结合附图显而易见，附图作为实例示例了根据本发明实施方式的特征。概述不意图限制本发明的范围，本发明的范围仅由所附权利要求限定。
附图简述
参考以下附图详细描述根据一个或多个不同实施方式的本发明。附图提供的目的仅为示例，并且仅仅描述一般的或示例性的本发明实施方式。这些附图被提供而有助于读者对本发明的理解，不应被认为是本发明宽度、范围或应用性的限制。应注意，为清楚和示例方便，这些附图不一定按比例绘制。
图1A是示例可充当本发明一些实施方式的组分的一些元素的多种原子半径的表。
图1B-1I是示例本发明一些实施方式的不同特征的图。
图2是本发明实施方式的X射线衍射图谱。
图3是本发明实施方式的X射线衍射图谱。
图4是本发明实施方式的X射线衍射图谱。
图5是本发明实施方式的X射线衍射图谱。
图6是本发明实施方式与其他材料之间的耐磨性能比较。
图7是本发明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一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是本发明实施方式与其他材料之间的干沙摩擦测试比较。
图11是本发明实施方式的维克斯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6”直径4140钢管上的合金的不显示利用液体染料渗透剂测量的破裂或交叉检验(cross-checking)的MIG焊道。
图19是显示根据本公开的某些方面的合金设计过程的图。
图20是示例形成组合物震中的非晶体和形成根据本公开的某些方面的组合物范围的相关非晶体的图。
图21显示示例性可用于熔化均质合金锭以用于固化分析的电弧熔化器。
图22是用于在形成根据本公开的某些方面的震中组合物的非晶体中添加或减去具体合金元素时预测合金表现的相图。
图23是示例示例性合金形成和分析程序的图。
图24是显示液体组成-对-不同组分组成冷却曲线的图。
附图不意为是详尽的或使本发明限于公开的确切形式。应理解，本发明可经改动和修改实践，并且本发明仅由权利要求及其等同形式限制。
本发明实施方式的详细描述
本文中在结构位点方面描述一些实施方式。在这些实施方式中，一些组分占据溶剂位点，其他组分占据一级溶质位点。在进一步的合金中，进一步组分占据二级溶质位点，并且在一些情况下，组分占据三级溶质位点。在多个实施方式中，一级溶质元素限定为大于溶剂元素的溶质。例如，一级溶质元素可以比溶剂元素大约至少5％。图1A是示例可充当根据本发明一些实施方式的不同合金的组分的不同元素的原子半径的表。
在本发明一些实施方式中，组成的分类或分组利用两种标准确定。在这些实施方式中，第一标准是一级溶质元素大于溶剂元素，和第二标准是该组成的热力学性质与由单独组成元素预测的热力学性质不同。作为第一标准的实例，一级溶质元素可包括比溶剂元素大至少约10％的元素。
在一个实施方式中，当溶剂元素包括原子尺寸范围为约1.27至的过渡金属时，可形成满足这些标准的第一类合金。如图1A所示，这些候选元素中的一些可包括V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni或Cu，例如。在此实施方式中，通过添加原子尺寸比溶剂元素尺寸大至少约10％的较大一级溶质元素，可形成一些块状金属玻璃。在此实施方式中，这些一级溶质元素的范围为对于原子半径为约的溶剂元素而言具有至少约的原子半径的元素至对于原子半径为的溶剂元素而言具有至少约的原子半径的元素。例如，对于Cu作为溶剂而言，一些可能的候选一级溶质包括Mo、Pd、W、Ag、Al、Ti或较大元素。根据此实施方式形成的组合物可进一步包括二级或三级溶质元素，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。在进一步实施方式中，此组合物范围可根据某些热力学性质被更精确地限定。
在这些实施方式中，当合金与固态能量相比具有低液体能量状态时，满足组成分类的第二标准。例如，深度共晶(deep eutectics)可用作液体相对于其可形成的潜在固相的热力学强度的实验度量。在一些实施方式中，这些能量比较可通过如下进行：利用具体合金的实际熔融或液态温度与该合金的计算得到的预测液态温度之间的比较，定量组成的共晶。在这些实施方式中，计算的液态温度可利用组分元素的原子百分比及其各自的纯熔融温度、利用混合物类型方程式规律来确定。例如，计算的液态温度Tc根据方程式Tc＝ΣxiTi确定，其中xi是组分i的at.％，并且Ti是其纯熔融温度。例如，在本发明一些实施方式的组合物范围内的合金可具有比该合金实际熔融温度大至少约5％的计算液态温度Tc。在进一步实施方式中，可采用实际熔融温度和计算熔融温度之间的不同比例。例如，如本文所述，一些实施方式可包括具有一定程度的结晶性的合金，例如一些合金可包括微晶体或纳米晶体合金。在这些实施方式中的合金可具有例如比该合金实际熔融温度大至少约2％或3％的计算温度。在再进一步实施方式中，一些应用可能需要甚至更深度共晶，如熔融合金将经历低于一般的冷却速率的情况。在这些实施方式中的合金可具有例如比该合金实际熔融温度大至少约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中的不同拓扑位点。例如，较大的一级溶质元素可充当冷却过程中溶剂原子结合的集中簇位点。在这些实施方式中，这些簇允许抗拒结晶而形成非平移原子填充方式。此外，这些较大的溶质原子可在由溶剂元素组成的显露晶胚格中生成弹性应变能量，并且增加这种晶胚再溶解而不充当晶种的可能性。在一些实例中，这些实施方式的拓扑学进一步允许二级和三级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，这些二级或三级溶质元素可产生与溶剂元素的强化学相互作用。
在一个实施方式中，一类形成合金的金属玻璃包括原子半径尺寸范围为1.27至的过渡金属溶剂。在此实施方式中，一级溶质位点可占合金组合物的3至20at.％之间。这些一级溶质位点可被原子半径至少约10％大于溶剂原子半径的元素所占据。此实施方式可进一步包括二级溶质位点，占合金组合物的约10至25at.％。这些二级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。在此实施方式中的合金进一步包括熔融温度比理论熔融温度小至少约5％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的纯熔融温度的总和计算。图1B至1I示例了这种合金的实例的一些特征。在这些图中，α参数根据公式确定，其中xi是第i元素的原子百分比，Ti是第i元素的熔融温度，并且Tl是合金的液态温度。如这些图示例，形成非晶体结构的合金倾向于以本文描述的范围存在。
在这类的一些合金中，可利用的或被占据的溶质位点数量可根据组分的不同特征而不同。例如，可利用的二级溶质位点可在某种程度上依赖于一级溶质或溶剂的特征。例如，半径大于溶剂半径约15％的一级溶质可允许使用不同的二级溶质或不同量的二级溶质，同时仍保留金属玻璃形成特征。
在本发明的进一步实施方式中，第二类合金可包括具有原子尺寸在1.39至 范围内的溶剂元素的合金。例如，此第二类中的溶剂元素可包括Al、Ti、Zr、Nb或Mo。在一些实例中，此类中的合金除一级和二级溶质元素以外可包括三级溶质元素。在此实施方式中，一级溶质位点可占合金组合物的约10至30at.％。这些一级溶质位点可被原子半径小于溶剂元素至少约5％的金属元素占据。这些合金可进一步包括占合金组合物2至10at.％并且占据二级溶质位点的元素。在一些实施方式中，这些二级溶质元素可包括原子半径大于溶剂元素至少约5％的元素。在进一步实施方式中，这些合金可进一步包括占合金组合物的5-20at.％并且占据三级溶质位点的元素。占据三级溶质位点的这些元素可包括类金属或非金属元素，如C、B、Si、P、N或S。类似于第一类合金，这些实施方式的合金可根据其熔融温度被进一步限定，其中其熔融温度在利用合金组分的纯熔融温度的加权总和计算的理论整数的预定百分比以下。例如，在一些实施方式中，合金可根据小于这种理论温度至少约5％的熔融温度来限定。在一些实施方式中，添加这种三级溶质元素可增加填充密度，从而进一步增加合金的粘度。
在本发明的进一步实施方式中，所述合金可被改性，以生成形成微晶体或纳米晶体结构的合金。例如，溶剂或溶质的相对尺寸或相对量可改变，以促进这种形成。例如，使用1-2％以上的溶剂可导致形成纳米晶体或细粒状结构而不是非晶体结构的合金。此外，可放松一些实施方式的温度要求，从而可研究具有略高熔融温度如小于理论熔融温度2％的合金的微晶体或纳米晶体性质。在再进一步实施方式中，块状金属玻璃合金可在不改性的情况下被用于形成微晶体、纳米晶体或部分晶体合金。例如，上述分类中的合金可以不同速率或在不同条件下冷却，以允许合金的至少一定结晶度。
图2至5是根据本发明实施方式确定的合金的X射线衍射图谱。如本文所述，在一些应用中，可期望提供部分非晶体和部分纳米晶体的组合物。例如，这些涂层可有效用于耐磨损和腐蚀性双丝电弧喷涂层。在一些应用中，涂层可从涂层中具有一定有限量结晶度获益，以充当剩余硬质非晶体颗粒的粘合相。
图2是示例具有下列组成的双丝电弧喷涂层的X射线衍射图谱：
在示例的涂层中，组成中形成约75-85％的非晶体相分数。在此组成中，Fe、Cr和Ni占据溶剂位点，Mo和W占据一级溶质位点，和C和B占据二级溶质位点。因此，在示例的实施方式中，占据溶剂位点的元素占合金的约73at.％；占据一级溶质位点的元素占合金的约7.3at.％；和占据二级溶质位点的元素占合金的约19.6at.％。在进一步实施方式中，占据拓扑位点的具体元素可改变，而不显著改变占据那些拓扑位点的元素的原子百分比。例如，在进一步实施方式中，合金可通过如下形成：减少铬的百分比，同时增加镍的百分比，以形成熔融温度小于计算的混合物规律熔融温度约5％的合金。在再进一步实施方式中，被占据位点的百分比可改变。例如，占据二级溶质位点的元素的原子百分比可增加，取代占据溶剂位点的元素，从而形成熔融温度小于计算的混合物规律熔融温度约3％的合金。
图3是示例具有下列组成的双丝电弧喷涂层的X射线衍射图谱：
示例的组成具有约45-55％的非晶体相分数。在此组成中，Fe、Cr、Ni和Mn占据溶剂位点，Nb占据一级溶质位点，Si和B占据二级溶质位点。因此，在示例的实施方式中，占据溶剂位点的元素约占组成的74.9at.％；占据一级溶质位点的元素约占组成的4.5at.％；和占据二级溶质位点的元素约占组成的20.6at.％。如本文所述，此合金的一些改动可包括取代适当拓扑位点处的相似尺寸的元素，如用Ga取代Ni；此合金的其他改动可包括增加或减少不同位点的原子百分比，如使一级溶质位点元素的原子百分比减少或增加1-5％并且使二级溶质位点元素的原子百分比增加或减少相应量。
图4是示例具有下列组成的双丝电弧喷涂层的X射线衍射图谱：
示例的组成具有约35-45％的非晶体相分数。在此组成中，Fe、Cr和Mn占据溶剂位点，Nb占据一级溶质位点，和Si和B占据二级溶质位点。因此，在示例的实施方式中，占据溶剂位点的元素约占组成的84at.％；占据一级溶质位点的元素约占组成的3at.％；和占据二级溶质位点的元素约占组成的14at.％。
图5是示例具有下列组成的双丝电弧喷涂层的X射线衍射图谱：
在此组成中，Fe和Cr占据溶剂位点，Nb和W占据一级溶质位点，和C和B占据二级溶质位点。示例的组成具有约0-20％的非晶体相分数。
总体上，非晶体相分数和涂层硬度将根据不同的喷涂参数而不同。在图2-5所示的实施方式中，涂层硬度的范围大约在800和1100维克斯硬度之间。粒子硬度取决于材料组成，而非涂层多孔性或颗粒间粘合力。在这些分类内形成的非晶体或纳米晶体合金的一般实施方式具有超过1200维克斯的硬度。
图6和7是比较已知材料与根据本发明实施方式的合金的性能的图。在这些图中，将Fe67.5Cr9.6C2.1B1.6W8.8Nb10.6与具有88％at.％WC和12at.％Co的碳化钨/钴(WC/CO)进行比较；第一Fe基细颗粒涂层包括Fe平衡C.04-.06-Si.6-1.5Cr25-30Ni5-7Mn1.2-2.4B3.2-3.7(合金1)；和第二Fe基细颗粒涂层包括Fe平衡Cr<25Mo<15B<5W<5C<2Mn<2Si<2(合金2)。在这些比较中，Fe67.5Cr9.6C2.1B1.6W8.8Nb10.6和另外两种Fe基合金被沉积在双丝电弧喷涂层下方的表面上。基于WC/Co的性质，利用高速氧燃料热喷涂工艺沉积这种材料。如这些结果证明，本发明的实施方式可充当多种要求硬度和耐磨性的应用的优等材料。例如，本发明的一些实施方式可充当轴承涂层或轴承本身的优等材料。
图6显示利用ASTM G77金属滑动摩擦测试进行的体积损失比较的结果。如图显示，Fe67.5Cr9.6C2.1B1.6W8.8Nb10.6在测试中具有约0.07mm3的体积损失，而WC/Co具有约0.13mm3的体积损失，和合金1和2各显示约0.17mm3的体积损失。如这些结果显示，Fe67.5Cr9.6C2.1B1.6W8.8Nb10.6显示相对于WC/Co约86％的改善，和相对于合金1和2约142％的改善。如本文所述，预期此实施方式与本发明其他实施方式之间的结构相似性导致相似的改善。
图7显示利用ASTM G77金属滑动摩擦测试进行的摩擦系数比较的结果。如图所示，Fe67.5Cr9.6C2.1B1.6W8.8Nb10.6具有约0.53的摩擦系数，而WC/Co和合金1各具有约0.61的摩擦系数，和合金2具有约0.65的摩擦系数。如这些结果显示，Fe67.5Cr9.6C2.1B1.6W8.8Nb10.6相对于WC/Co和合金1显示约15％的改善，和相对于合金2显示23％的改善。如本文所述，预期此实施方式与本发明其他实施方式之间的结构和性质相似性导致相似的改善。
图8显示本发明实施方式与比较合金之间的电势比较的结果。在此测试中，将Fe65.9Cr24.6Nb4.6B2.2Si1.5Mn1.2与Fe平衡C.04-.06Si.6-1.5Cr25-30Ni5-7Mn1.2-2.4B3.2-3.7在利用316不锈钢充当参考电极的海水原电池中进行比较。根据本发明实施方式的合金显示约-275mV的电势，与之相比，Fe平衡C.04-.06Si.6-1.5Cr25-30Ni5-7Mn1.2-2.4B3.2-3.7的电势为约-375mV。这些结果证明本发明一些实施方式在腐蚀环境如海水中的优越性。结果证明，本发明一些实施方式具有类似于400系列不锈钢的能力。因此，本发明的实施方式可在诸如船体的应用中充当优等耐磨性涂层，其中传统Fe基涂层，甚至抗腐蚀性涂层如Fe平衡C.04-.06Si.6-1.5Cr25-30Ni5- 7Mn1.2-2.4B3.2-3.7退化过快。
在不同实施方式中，可利用本文所述方法形成多种不同的材料。例如，块状金属玻璃形成材料可根据式Fe62-66Cr13-25(Mo,Nb)4-12(C,B)2.2-4.4Ni0-4.8Si0-1.5Mn0-1.2W0-3.8确定，并且具体地根据式Fe62-66Cr14-16Nb8-10B4-4.4Ni3-4.8Si0-1.1Mn0-1.2和Fe60-66Cr20-25Nb4-5B1-3Si1-1.5Mn1-2确定。在进一步实施方式中，可通过组合根据这些式形成的组分形成复合材料。
如本文所述，调节一些参数可产生形成纳米晶体或细粒状结构的材料。例如，这种纳米晶体或细粒状结构可包括由式Fe67-69Cr9.6-10.9(Mo,Nb)9.2-10.6C1.4-2.1B1.6-1.8Si0-0.2Ti0- 0.2W7.3-9限定的材料，和更具体地根据式Fe67-69Cr9.6-10.9C1.4-2.1B1.6-1.8W7.3-9Nb9.2-10.6和Fe67- 69Cr9.6-10.9Mo4-5.3C1.4-2.1B1.6-1.8W7.3-9Nb4-5.3限定的材料。在进一步实施方式中，可通过组合根据这些式形成的组分形成复合材料。在再进一步实施方式中，其他非晶体形成材料可被类似地改性，以产生形成纳米晶体或细粒状结构的材料。
在另外的实施方式中，复合材料可被制成，以倾向于形成部分非晶体和部分纳米晶体或细粒状结构。例如，由上述式限定的、非晶体结构的材料的一种或多种组分可与由上式限定的、纳米晶体或细粒状结构的材料的一种或多种组分组合。在具体实施方式中，这种材料可包括选自下列的组分的混合物：
(1)Fe62Cr13Mo12C2.2B2.2W3.8Ni4.8，
(2)Fe65.9Cr24.6Nb4.6B2.2Si1.5Mn1.2，
(3)Fe65.6Cr14.5Nb8.6B4.2Ni4.8Si1.1Mn1.2，
(4)Fe67.5Cr9.6C2.1B1.6W8.8Nb10.6，和
(5)Fe63.4Cr9.4Mo12.5C2.5B1.8W10.4。
如本文所述，具有在一定条件下形成非晶体或部分非晶体结构的倾向的一些合金可能形成细粒状堆焊。因此，本发明一些实施方式在硬面焊接应用中显示提高的硬度和韧性。图9是根据本发明实施方式的合金Fe67.5Cr9.6C2.1B1.6W8.8Nb10.6的扫描电子显微镜(SEM)图像，证明堆焊涂层的这种细粒状结构。图10示例比较图9的合金与包括F平衡C.04-.06Si.6- 1.5Cr25-30Ni5-7Mn1.2-2.4B3.2-3.7(合金1)的第一Fe基细粒状涂层和包括F平衡Cr<25Mo<15B<5W<5C< 2Mn<2Si<2(合金2)的第二Fe基细粒状涂层的测试结果。如示，与合金1的约0.14G和合金2的约0.26G相比，根据本发明实施方式的合金显示约0.07G的质量损失。因此，本发明实施方式的合金显示相对于合金1和2约100％至200％的提高。
在一些硬面应用中，WC或其他硬质粒子用于增强堆焊。例如，粗制硬质碳化物粒子可在沉积时被引入焊道。本发明一些实施方式能够利用WC或其他硬质粒子增强使硬面堆焊形成，而无显著破裂或韧性减少。此外，当这些实施方式用于这种增强的堆焊的基质时，其保持本文描述的硬度和耐磨性。图11是SEM图像，显示在包括根据本发明实施方式形成合金的的基质和粗制碳化物粒子的硬面堆焊上的1000kg负荷维克斯压痕结果。在此测试中，Fe75.1Cr10Nb10B4.65Ti.25用作粗制碳化物粒子的基质，其中粗制碳化物粒子占堆焊的按体积计50％。这些测试结果证明本发明一些实施方式的韧性；即使在1000kg负荷维克斯压痕下，碳化物粒子和基质之间的界面处仍无破裂。图12是SEM，显示该界面的部分。如此图示例，硬质碳化物粒子重新沉淀在界面处，而非溶解到基质中，否则其会将脆性引入基质。图13是根据本发明实施方式的碳化物增强的堆焊的韧性的进一步示例。图13A显示包括Fe75.1Cr10Nb10B4.65Ti.25的碳化物增强的堆焊的细粒状结构。图13B示例进一步的1000kg负荷维克斯压痕测试，再一次证明碳化物粒子和基质之间的界面处不存在破裂。
本发明的进一步实施方式包括证实碳化物增强的堆焊中的大部分硬质碳化物粒子沉淀的合金范围。在其中一个实施方式中，合金范围由下列公式限定：Fe67-71Cr9.6-9.7(Mo,Nb)8.8-10.6C1.8-2.2B1.4-1.6W7.4-8.8。例如，关于图9和10讨论的合金是在此实施方式中的合金。在进一步实施方式中，合金范围包括由公式Fe67-71Cr9.6-9.7Mo8.8-10.5C1.8-2.2B1.4-1.6W7.4-8.8限定的合金。在进一步实施方式中，合金可由多种组分组成，其中组分中的一种或多种包括由这些公式限定的合金。根据这些实施方式形成的材料贯穿整个微结构的1300-1450维克斯硬度的一般硬度。
在本发明的另一实施方式中，适于硬质颗粒增强的堆焊的材料包括由式Fe43- 54Cr5.7-7.2(Mo,Nb)6.6-15.5C1-1.3B1-1.8W9.98-28Ti1-7限定的组分。在进一步实施方式中，这种组分可由式Fe50.5-53.2Cr6-7.2Mo6.6-7.9C1.3-1.6B1-1.2W25-26.6Ti3-5限定。在另外的实施方式中，材料组分可部分由第一式限定和部分由第二式限定。例如，组分可包括Fe52Cr5.7Mo8.9C1.1W26.2Ti6.1。在再进一步实施方式中，合金包括多种组分，其中组分各自由上述式中的一种限定。根据这些式形成的本发明实施方式可在增强的堆焊层应用中证实硬质粒子基本上沉淀。例如，图14是SEM，证明WC粒子在具有包括Fe43.2Cr5.7Mo15.5C1.8B1.3W27.5Ti5的基质的慢淬火锭中沉淀。图14进一步证明，即使在慢冷却条件下，根据这些实施方式形成的合金保持细粒状微结构。根据这些实施方式形成的材料贯穿整个微结构的一般硬度为1300-1450维克斯硬度。
在本发明的一个实施方式中，证实硬质粒子沉淀的材料包括由式Fe54-75Cr9- 14.4Ni0-4.8(Mo,Nb)7.9-19.7C1.6-2.1B1.3-4.6W0-9.98Ti0.25-7Si0-1.1Mn0-1.1限定的组分。图15证实包括Fe54.6Cr7.2Mo19.7C2.1B1.1W9.5Ti5的组分，证实高分数的嵌入硬质粒子在冷却过程中沉淀。图15进一步证明，在非无定形相形成条件下存在的这些实施方式的细粒状属性。在本发明的进一步实施方式中，可形成这样的材料：具有由式Fe70-75Cr9-10Nb7-10B4-4.6Ti.25-7、Fe54- 63Cr7.2-9.6Mo8.6-19.7C1.6-2.1B1.1-1.7W8.5-9.5Ti3-7限定的组分。此外，在一些实施方式中，可形成这样的材料：具有包括这些式的组合的组分。根据这些实施方式形成的材料贯穿整个微结构的一般硬度为1300-1450维克斯硬度。
在本发明的进一步实施方式中，可形成这样的材料：包括根据本文所述式形成的合金的混合物。例如，可形成这样的材料：包括多种由式Fe54-75Cr9-14.4Ni0-4.8(Mo,Nb)7.9- 19.7C1.6-2.1B1.3-4.6W0-9.98Ti0.25-7Si0-1.1Mn0-1.1和Fe43-54Cr5.7-7.2(Mo,Nb)6.6-15.5C1-1.3B1-1.8W9.98- 28Ti1-7限定的组分。在具体实施方式中，材料包括下列组分中的一种或多种的混合物：
(1)Fe67.5Cr9.6Mo5.3C2.1B1.6W8.8Nb5.3、
(2)Fe69Cr10.9Nb9.2B1.8C1.4W7.3Si0.2Ti0.2、
(3)Fe67.5Cr9.6Mo10.5C2.2B1.6W8.8、
(4)Fe70.9Cr9.7Mo8.8C1.8B1.4W7.4、
(5)Fe43.2Cr5.7Mo15.5C1.8B1.3W27.5Ti5,
(6)Fe50.5Cr7.2Mo7.9C1.6B1.2W26.6Ti5、
(7)Fe53.2Cr7.3Mo6.6C1.3B1W25.6Ti5、
(8)Fe50.3Cr7.2Nb7.9C2.6B1.2W25.8Ti5,
(9)Fe57.2Cr7.3Mo6.6C1.3B1W25.6Ti1、
(10)Fe51.2Cr7.3Mo6.6C1.3B1W25.6Ti7、
(11)Fe54.6Cr7.2Mo19.7C2.1B1.1W9.5Ti5,
(12)Fe67.4Cr9.6Mo9.4C1.8B2W8.8Ti1、
(13)Fe63Cr9.6Mo8.6C1.6B1.7W8.5Ti7、
(14)Fe70.2Cr9.6Mo8.7C1.7B1.4W7.4Ti1,
(15)Fe66Cr9Mo8.2C1.6B1.3W6.9Ti7、
(16)Fe75.1Cr10Nb10B4.65Ti0.25、
(17)Fe74.6Cr9.9Nb9.9B4.6Ti1、
(18)Fe70Cr9.3Nb9.3B4.4Ti7、
(19)Fe64.9Cr14.4Nb8.5B4.8Ni4.1Ti1Si1.1Mn1.2、
(20)Fe61Cr13.5Nb7.9B4.5Ni4Ti7Si1.1Mn1.1、
(21)Fe63.8Cr9.6Nb11.7C2.1B1.8W10Ti1、
(22)Fe62.3Cr9.6Nb9.6C1.9B1.5W8.1Ti7。
在根据本发明一个实施方式的方法中，粗制硬质粒子与包括本文所述组分的硬质基质材料组合。该方法包括在粗制粒子层上熔融本文所述组分。例如，电弧熔化器可用于在粗制WC粒子床上熔融基质材料。在一些实施方式中，虽然熔融WC可具有重新沉淀的倾向，但期望最小化溶解到熔融基质中的WC量。在一个实施方式中，粗制粒子被布置在冷却体如槽式炉上。例如，可使用水冷却的槽式铜炉。在此实施方式中，粗制粒子保持在较低温度，以增加其抗溶解性。因此，在这些实施方式中，允许WC粒子以冶金的方法结合于基质，而不显著溶解到基质中。
在具体实验中，此程序利用按重量计30％、40％和50％粗制碳化钨粒子进行，其中剩余重量百分比包括基质材料，其包括本文所述组分。图16和17是SEM图像，证明这些实验的典型结果。图16示例其中4-8目80-20WC/Co用作硬质粒子形成复合材料：Fe37.6Cr5Nb5C1.8B2.4W42.2Co6的典型结果。如此图显示，基质与WC/Co粒子形成冶金结合，而不使粒子显著溶解到基质中。图17示例其中4-8目88-12WC/Co粒子充当硬质粒子形成复合材料：Fe52.7Cr7Nb7C1B3.3W23Co6的一般结果。此图还证实WC/Co粒子和基质之间冶金结合，而粒子不显著溶解到基质中。根据此实施方式形成的材料是包括嵌入硬质基质的WC硬质粒子的复合材料的Fe和W基组合物。在这些实验中，WC的维克斯硬度为约1400，而基质显示的维克斯硬度为约1200——这是因为粗制粒子一定程度溶解到基质中。材料还证明粒子和基质之间界面处的抗破裂性。因此，这些材料非常适于发生极度碰撞和极度磨料摩擦的应用。在一些实施方式中，这些材料可被预先形成，以用作其他应用的组分。在材料冷却时，其可收缩。因此，一般调节冷却表面，如槽式炉，进行这种收缩。
在一些实施方式中，这些复合材料可利用由式(Fe54.6-75.3Cr7.2-24.6Mo0-19.7C0- 2.3B1.5-4.7W0-9.5Nb0-10Ti0-7Si0-1.5Mn0-1.2)x(W76.8-84.5C3.2-3.5Co12-20)100-x，其中x＝50-70限定的组分形成。在这些实施方式中，基质材料可因此由式Fe54.6-75.3Cr7.2-24.6Mo0-19.7C0-2.3B1.5- 4.7W0-9.5Nb0-10Ti0-7Si0-1.5Mn0-1.2限定。在一些具体实施方式中，复合材料包括由下列式限定的一种或多种组分：
(1)Fe38.2Cr5Mo13.8C2.7B1.2W32Ti3.5Co3.6
(2)Fe27.2Cr3.6Mo9.9C2.9B0.9W47Ti2.5Co6
(3)Fe38.2Cr5Mo13.8C2.7B1.2W32Ti3.5Co3.6
(4)Fe32Cr4.6Mo5C2.6B0.8W42.5Ti2.5Co10
(5)Fe52.7Cr7Nb7C1B3.3W23Co6
(6)Fe46.2Cr17.2Nb3.2C1.1B1.5W25.3Ti3.2Si1.1Mn0.8Co3.6
(7)Fe49Cr6.5Nb6.5C1.1B3.1W25.3Co6Ti4.9Co3.6
(8)Fe37.6Cr5Nb5C1.8B2.4W42.2Co6
在进一步实施方式中，本文公开的其他材料可充当适当的基质材料。例如，关于堆焊应用的上述化合物可充当适于这些复合材料的基质材料。
如本文所述，在本发明不同实施方式中多种元素可占据溶剂位点。例如，Fe和Ni具有的原子半径。因此。Ni可取代本文所述材料和组分中的一定量或全部量的Fe。例如，在关于图3描述的材料Fe65.6Cr14.5Nb8.6B4.2Ni4.8Si1.1Mn1.2中，任意量的Ni可取代任意量的Fe，使得所得合金的熔融温度保持小于通过混合物规律预测的熔融温度至少约5％。在一些实施方式中，这些包含Ni的材料可尤其非常适于钎焊应用。在具体实施方式中，这些钎焊合金包括具有由式(Ni,Fe)50-95(Si,B,P)0-20Cr0-35限定的组分的合金。在进一步实施方式中，Ni和Fe之间的关系可根据本文所述方法和工艺进一步限定，如与混合物规律熔融温度相比较的熔融温度的检验。在具体实施方式中，这种钎焊材料包括选自下列的至少一种组分：Ni52B17Si3Fe28、Ni55B18Cr4Fe24、Ni54B14Si4、Cr4Fe24、Ni52B20Fe28和e43Cr33Ni10B14。
在另外的实施方式中，合金可进一步包含添加剂，以增强或引入不同的特征。例如，可添加少量Al、Ca、Y、稀土金属混合物或其他材料作为吸氧剂。在上述式中，这些吸氧剂的添加导致式(Ni,Fe)50-95(Si,B,P)0-20Cr0-35(Al,CA,Y、稀土金属混合物(misch))0-1，或更具体地(Ni,Fe)50-95(Si,B,P)0-20Cr0-35(Al,CA,Y、稀土金属混合物)0-0.2。
在进一步实施方式中，粘合剂材料如Al可被加入本文所述的组合物。例如，本文所述的双丝电弧喷涂法中使用的材料可缠绕有鞘套如软钢、不锈钢、镍、镍、铬或铝，使得所得涂层显示粘结强度增加。在一些实施方式中，利用软钢、不锈钢、镍或镍铬鞘套生产的、利用双丝电弧喷涂法生成的非晶体或纳米晶体涂层导致粘结强度超过8000psi，如通过ASTM C633测量。在进一步实施方式中，围绕包含本文所述Ni基材料的固体或包芯丝缠绕Al鞘套也可导致粘结强度增加。在另外的实施方式中，Al可以一定范围的浓度被加入本文所述任何材料。在这些实施方式中，材料的其他元素一般成比例量减少，从而保持其相对浓度。例如，Al可以0.5-10％的浓度添加，以形成具有由下列限定的组分的材料：
(1)(Fe62-66Cr13-14(Mo,Nb)8-12(C,B)4.2-4.4Ni4.8Si0-1.1Mn0-1.2W0-3.8)100-xAlx
(2)(Fe67-69Cr9.6-10.9(Mo,Nb)9.2-10.6C1.4-2.1B1.6-1.8Si0-0.2Ti0-0.2W7.3-9)100-xAlx
(3)(Fe67-71Cr9.6-9.7Mo8.8-10.5C1.8-2.2B1.4-1.6W7.4-8.8)100-xAlx
(4)(Fe43-53Cr5.7-7.2(Mo,Nb)6.6-15.5C1-1.3B1.3-1.8W9.98-28Ti1-7)100-xAlx
(4)(Fe61-75Cr9-14.4Ni0-4.8(Mo,Nb)7.9-11.7C1.6-2.1B1.3-4.6W0-9.98Ti0.25-7Si0- 1.1Mn0-1.1)100-xAlx其中x的范围为0.5％至10％。在具体实施方式中，粘结强度增加发生在组分由式Fe65-67Cr11-13Nb4-6B4-5Ni4-6Si0-1.5Mn0-1.5Al1-3限定的一些应用中。具体地，组合物Fe67Cr13Nb6B4Ni5Si1Mn1Al2显示粘结强度超过10,000psi。因此，将Al加入本文所述材料可进一步增加材料在需要高涂层粘结强度和耐磨性的应用中的利用性。
本公开中公开的某些材料可涉及堆焊材料。在一些实施方式中，尽管其适于其他堆焊硬面应用，该材料充当优等堆焊材料，用于在油和气钻探作业中保护工具接头。
一些实施方式包括铁基合金，其能够在无任何预加热或慢冷却方法的情况下、在6”或更小的弯曲基底上形成无裂缝环形加硬堆焊涂层，生成60+洛氏C表面。在进一步实施方式中，在焊接时，该合金具有焊接微结构，包括细粒状铁素体基质，该细粒状铁素体基质包含<10μm Nb和W碳化物沉淀。在再进一步实施方式中，该合金可以是磁性或非磁性属性。
具体实施方式包括落入由式(以重量百分比表示)：Fe67.3-77.05Cr3-7Nb4-7C0.5- 1.4B0.6-1.75W9.5-15.45Ti0-0.5Si0-0.5Mn0-2Ni0-2限定的合金范围的合金。其他实施方式包括落入由式(以重量百分比表示)：Fe67.3-77.05Cr3-7Nb4-7C0.5-1.4B0.6-1.75W9.5-15.45Ti0-0.5Si0-0.5Mn0-6Ni0-3限定的合金范围的合金。具体实施方式包括由式(以重量百分比表示)：Fe74.35Cr5Nb4V2B1C0.8W12.45Si0.15Ti0.25指定的合金。其他实施方式包括由式(以重量百分比表示)；B1.15-1.25C1.0-1.1Cr4.8-5.0FebalMn<1.0Nb.4.0-4.2Si<1.0Ti0.2-0.3V1.95-2.05W12.4-12.5指定的合金。其他实施方式包括由式(以重量百分比表示)：B1.15-1.25C1.0-1.1Cr4.8-5.0FebalMn<1.0Nb.4.0- 4.2Si<1.0Ti0.2-0.3V0.40-0.60W8.8-9.2指定的合金。
图18示例根据本发明实施方式实施的合金的金属惰性气体(MIG)焊道。在此，合金1800包括由式(以重量百分比表示)：Fe67.3-77.05Cr3-7Nb4-7C0.5-1.4B0.6-1.75W9.5-15.45Ti0-0.5Si0- 0.5Mn0-6Ni0-3限定的合金。焊道1800被施加于6”直径4140钢管1801。如用液体染料渗透剂测量，焊道不显示破裂或交叉检验。
在一个实施方式中，提供式(以重量百分比表示)：Fe74.35Cr5Nb4V2B1C0.8W12.45Si0.15Ti0.25的合金的微结构。该合金的微结构包括这样的优化微结构：具有铁素体基质，该铁素体基质具有细粒状铌和钨基沉淀。这些沉淀小于平均约10μm，并且生成具有独一无二的硬度和韧性的合金。基质是充分互连的细粒状铁素体/奥氏体基质。基质能够钝化破裂和为整体材料提供韧性。第二相非常硬，并且大量存在于微结构，按体积分数计构成上至30％，但通过互连基质相互分离。
三种合金组合物已被确定用于制成焊丝，用于环形加硬测试。该合金已通过实验结果被确定作为设计环形加硬合金的现行项目和可能的合金组合物的后续实验室分析的部分。最初的实验室结果显示，这些合金为理想的候选，并且实验焊接试验已经进行。
本公开提出的合金，即Fe74.35Cr5Nb4V2B1C0.8W12.45Si0.15Ti0.25，直接显示是有希望的，因为该合金在不应用预加热步骤的情况下在6”圆管上形成无裂缝堆焊层。进一步分析，包括无裂缝焊接和耐磨性能的独立验证，表明焊接合金是相对于当前使用的用于油和气钻探的合金和材料的技术进步。
本公开提出的合金提供很多相对于当前可用的堆焊合金的独一无二的优势，其在同时应用时为油和气钻探作业提供显著益处。此前，没有其他单一合金可为环形加硬方法和作业提供所有这些益处。本发明实施方式所展现的优势中的一些包括下列。
第一，作为沉积焊接时无裂缝：公开的合金可在不应用预加热或慢冷却技术的情况下被焊接在弯曲表面上，并且形成连贯的无裂缝焊道。无需预加热非常有利，不仅因为其消除了方法中的额外步骤，而且其防止聚合物内涂层——常用于钻杆，并且在钻杆被预加热时失效——可能的恶化。慢冷却也是在油田完成的通常不可用于环形加硬的步骤，如若无需该步骤是有利的。此前，这些能力可仅通过具有显著较低的表面硬度水平的堆焊合金实现。
第二，无破裂焊接在其本身和其他焊道上的能力：堆焊以冶金的方法结合于基底材料并且形成新型稀释合金，其部分是原始焊接合金和部分是基底基材合金。这种稀释效果产生不同的焊接组合物——这取决于其所要焊接至的基材金属。在油钻探硬加层的实践中，一旦焊道部分磨损，通常在焊道上方进行再焊接。在多种环形加硬合金的情况下，这种再焊接导致与原始未焊接部分上方的焊接体相比焊接体的组成改变，该组成改变足以使得再焊接体中发生破裂，但原始焊接体中不发生破裂。本专利提出的合金具有足够的抗破裂性，使得其可被焊接在此前焊接体的上方，并且不发生破裂。此前，该能力仅可通过导致显著较低的表面硬度水平的堆焊合金实现。
第三，高硬度：本专利描述的合金，当在类似于用于工具接头的环形加硬合金现场应用的那些条件下被焊接到4140钢管上时，在稀释情况下，包含60洛氏C或较高的硬度水平。一般的环形加硬合金只有在非稀释情况下测量时报告60+洛氏C值。但是，在实际上的显著稀释(其是用于这些应用的条件)的单程堆焊中，这些合金存在较低硬度值。
第四，耐磨性提高：本专利描述的合金与用于油和气钻探作业的此前最先进的环形加硬合金相比具有提高的耐磨性。耐磨性利用ASTM G65干沙摩擦测试来测量。在稀释条件下这种合金的磨损(一般用于实际油和气钻探作业的条件)为0.1092可损失，显著优于此前的技术，此前技术报告无稀释(导致较低磨损的条件，并且不是用于油田的条件)0.12g损失。
第五，在无破裂或有限破裂的情况下吸附多余的碳的能力：本专利描述的合金在组成上被以形成高分数的细粒状碳化物沉淀。这些合金固有的热力学允许多余碳被吸附到焊接体中，而不改变有利的微结构，不生成破裂或生成最低限度的破裂。这个效果在环形加硬工业中是有利的，因为MIG碳化物方法一般被用于生成环形加硬焊道。在此方法中，WC/Co粒子(～1mm尺寸)在制备焊接体时被供入焊道。这种方法导致很难焊接在基底上方，这是因为存在高浓度的W和C，其将被引入再焊接组合物和微结构。由于被再焊接到这种具体基底上，此前使用的环形加硬合金的微结构和性质将发生剧变。但是，本专利提出的合金的设计化学的挠性足以吸附多余的碳和钨，并且观察到微结构和性质的变化相对较小。因此，即使焊接到未磨损的MIG碳化物焊道上时，其也仅会发生略微的交叉检验。
第六，最佳微结构——由于有限外壳磨损：在钻探作业中，环形加硬焊道不断刮擦和磨擦外壳。环形加硬焊道不充分磨损外壳以使外壳失效是至关重要的。不导致极度外壳磨损的合金被称为“外壳友好的”。早期环形加硬技术，如MIG碳化物，其中粗制碳化物颗粒被引入焊接体，导致极度外壳磨损，并且被证实在需要外壳的钻探作业中是不可接受的。MIG碳化物焊接体由包含碳化物大颗粒的软钢基质构成。磨损行为使得钢迅速磨损，以使尖锐碳化物粒子在外壳处划伤。在本专利提出的合金中，碳化物粒子非常精细并且均匀分布，从而不导致外壳上的磨损高度局部化区域。此外，基质是硬化的细粒状结构，其呈现根据Hall-Petch关系的硬质化。因此，外壳将接触相对光滑的表面，而非具有局部磨损并且导致外壳失效的尖锐硬质粒子的焊道。
硬加层材料的一些实施方式包括落入由式(以重量百分比表示)：Fe65.3-79.95Cr3- 7Ni0-6Mn0-6Nb3.5-7V0-2.05C0.5-1.5B0.6-1.75W7.5-15.45Si0-1.0Ti0-1Al0-4限定的合金范围的合金。具体实施方式包括由式(以重量百分比表示)：Fe65.3-79.95Cr5Ni0-6Mn0-6Nb3.5-6V0-2C0.8-1.5B0.8- 1.4W8.5-13.5Si0.15Ti0.25-1Al0-4；FebalCr4.8-5.2Mn<1.1Nb0.4.0-4.4C1.0-1.1V0.40-2.8B0.8-1.25W7.5-9.2Si< 1.0Ti0.2-0.3；或FebalCr5.1Mn1.1Nb4.3C1.1V2.7B0.8W7.6Si0.5Ti0.2限定的合金。落入范围的一些示例性实施方式中的不同组成元素的重量百分比列于下表1：
表1 示例性合金化学：
Fe Cr Ni Mn Nb V C B W Si Ti Al
合金ID
H5A 71.35 5 0 2 4 2 0.8 1 13.45 0.15 0.25 0
H5B 67.3 5 0 6 4 2 0.85 1 13.45 0.15 0.25 0
H5C 71.3 5 2 0 4 2 0.85 1 13.45 0.15 0.25 0
H5D 67.3 5 6 0 4 2 0.85 1 13.45 0.15 0.25 0
H5E 65.3 5 2 6 4 2 0.85 1 13.45 0.15 0.25 0
H5F 65.3 5 6 2 4 2 0.85 1 13.45 0.15 0.25 0
H5G 72.65 5 0 0 4 2 1.3 1.2 13.45 0.15 0.25 0
H5H 72.65 5 0 0 4 2 1.5 1 13.45 0.15 0.25 0
H5I 72.85 5 0 0 4 2 1.5 0.8 13.45 0.15 0.25 0
H5J 72.15 5 0 0.5 4 2 1.1 1.4 13.45 0.15 0.25 0
H5K 77.3 5 0 0 4 2 0.8 1 9.5 0.15 0.25 0
H5L 75.5 5 0 0 4 2 1 1.1 11 0.15 0.25 0
H5M 73.25 5 2 0 4 2 0.85 1 11.5 0.15 0.25 0
H5N 75.25 5 0 0 6 2 0.85 1 9.5 0.15 0.25 0
H5O 75.25 5 2 0 4 2 0.85 1 9.5 0.15 0.25 0
H5P 75.3 5 2 0 4 2 1 0.8 9.5 0.15 0.25 0
H5Q 70.8 5 2 0.5 4 2 0.85 1 13.45 0.15 0.25 0
H5R 73.3 5 2 0 6 2 1 0.8 9.5 0.15 0.25 0
H5S 73.8 5 3 0.5 4 2 1 0.8 9.5 0.15 0.25 0
H5T 72.8 5 4 0.5 4 2 1 0.8 9.5 0.15 0.25 0
H5U 66.9 5 6 0 4 2 1.4 0.8 13.5 0.15 0.25 0
H5V 72.3 5 3 2 4 2 1 0.8 9.5 0.15 0.25 0
H5W 73.3 5 3 1 4 2 1 0.8 9.5 0.15 0.25 0
H5X 72.1 5 3 2 4 2 1.2 0.8 9.5 0.15 0.25 0
H5Y 71.9 5 3 2 4 2 1.4 0.8 9.5 0.15 0.25 0
H5& 70.1 5 3 2 4 2 1.2 0.8 11.5 0.15 0.25 0
H5Z 70.9 5 6 0 4 2 1.4 0.8 9.5 0.15 0.25 0
H7A 78.75 5 0 0 4 0.25 1 1.1 9.5 0.15 0.25 0
H7B 79 5 0 0 4 0 1 1.1 9.5 0.15 0.25 0
H7C 76.75 5 0 0 4 0.25 1 1.1 9.5 0.15 0.25 2
H7D 74.75 5 0 0 4 0.25 1 1.1 9.5 0.15 0.25 4
H7E 78.75 5 0 0 4 0 1 1.1 9.5 0.15 0.5 0
H7F 78.25 5 0 0 4 0 1 1.1 9.5 0.15 1 0
H7G 78.5 5 0 0 4 0.5 1 1.1 9.5 0.15 0.25 0
H7H 78.55 5 0 0 4 0 1.2 1.1 9.5 0.15 0.5 0
H7I 78.85 5 0 0 4 0.25 1.2 0.8 9.5 0.15 0.25 0
H7J 78.75 5 0 0 4 0 0.8 1.3 9.5 0.15 0.5 0
H7K 78.95 5 0 0 4 0.25 1 0.9 9.5 0.15 0.25 0
H7L 78.55 5 0 0 4 0.5 0.9 1.4 9 0.15 0.5 0
H7M 77.95 5 0 0 4 0.5 1 1.4 9.5 0.15 0.5 0
H7N 79.65 5 0 0 4 0 1.1 1.1 8.5 0.15 0.5 0
H7O 79.3 5 0 0 4 0 1 0.8 9.5 0.15 0.25 0
H7P 79.9 5 0 0 4 0 1 1.2 8.5 0.15 0.25 0
H7Q 79.95 5 0 0 4 0.25 1 0.9 8.5 0.15 0.25 0
H7R 79.75 5 0 0 4 0.25 1.1 1 8.5 0.15 0.25 0
H7S 79.85 5 0 0 3.5 0.25 1.1 0.9 9 0.15 0.25 0
H7T 78.65 5 0 0 4.5 0.25 1.1 1.1 9 0.15 0.25 0
H7U 78 5 0 0 4.5 0.5 1 1.1 9.5 0.15 0.25 0
H7V 78.75 5 0 0 4.5 0.25 1 1.1 9 0.15 0.25 0
H7W 79 5 0 0 3.5 0.5 1 1.1 9.5 0.15 0.25 0
H7X 78.75 5 0 0 4.5 0.25 1.1 1 9 0.15 0.25 0
H7Y 78.3 5 0 0 4.5 0.25 1.1 1.2 9 0.15 0.5 0
H7Z 78.25 5 0 0 4.5 0.25 0.9 1.2 9.5 0.15 0.25 0
CF‐1 76.62 5.12 0 1.08 4.27 2.69 1.07 0.82 7.61 0.52 0.2 0
图19是描述根据本公开的某些方面的合金设计方法1900的图。合金设计方法包括4组分金属玻璃建模技术，其基于拓扑学、液态温度、化学短程序和弹性应变以确定构成震中组合物的非晶体。形成组合物震中2010的非晶体和形成组合物范围2020的相关非晶体显示在图20的图表2000中。这种4组分金属玻璃建模技术的不同方面在本公开的上文以及University of California，San Diego Ph.D dissertation"Modeling the GlassForming Ability of Metals"，作者Justin Lee Cheney中被描述，其被引入本文作为参考，用于所有用途。建模技术可用于最大化非晶体成形能力的可能性，用于设计具有金属玻璃震中组合物的非晶体材料1920。
在确定构成震中组合物的非晶体后，确定相对于形成震中组合物的非晶体在组成元素方面具有预定变化的不同组成，并且形成和分析具有不同组成的合金。
例如，可分别利用第一或第二变型技术1930或1940来设计用作热喷涂丝的热喷涂材料(例如，玻璃/晶体复合物1950)或用作堆焊材料的细粒状晶体材料(例如，μm-结构的晶体1960)。
A.热喷涂材料的设计
用于设计热喷涂材料(例如，玻璃/晶体复合结构1950)的第一变型技术1930包括玻璃化潜力确定1932和固化分析1934。
关于玻璃化潜力确定1932，为设计玻璃/晶体复合材料，选择组成元素相对于构成组合物震中的非晶体2010偏离约5和10％原子百分比之间范围的一种或多种不同的组成。如本文所用，术语“约”意为处于普通制备工艺允许范围内。该范围在图20中显示图表2000中被称为纳米晶体/玻璃复合区域2030。这种纳米晶体/玻璃复合区域的不同组成可包括构成震中组合物的非晶体中不存在的一种或多种另外的组分。在某些实施方式中，该不同组成包括约0.1和10％之间的构成震中组合物的非晶体中不存在的另外组分。
固化分析1934可通过基于实验室的技术进行，以模拟由此确定的热喷涂材料的冷却速率。在示例性布局2108中，均质合金锭在电弧熔化器中被熔融，如图21所示的电弧熔化器，在水冷却铜室2107中。当使充分熔融铜板2105——被称为长板块(splat block)——降落至液体合金锭2106上时，液体合金锭以薄片形式(厚度约0.25至1mm之间)迅速冷却。所得复合型纳米晶体/玻璃微结构可利用任何已知的结构分析方法进行评价，包括但不限于，XRD和SEM分析。选择满足特定条件(例如，硬度和结构完整度)的那些不同组成。通过上述方法设计和选择的不同组成可生产例如热喷涂丝。
B.μm晶体结构(堆焊材料)的设计
用于设计细粒状晶体材料(例如，μm-结构的晶体1960)的第二变型技术1940可包括相图预测1942和相化学预测1944。
在相图预测1942中，添加或减去具体合金元素，从而有助于处于由图22所示相图2200示例的微结构的理想晶相的演化。相化学预测1944可被用于建模作为初级晶核的液体的元素浓度的任何变化。
组成表现的分析利用特别设计以模拟焊接体冷却速率的基于实验室的技术完成。图23示例了示例性合金形成和分析程序。在程序中，均质合金锭被熔融——例如，在水冷却的铜室中的电弧熔化器中。熔融的均质合金锭(“熔体”)的尺寸优选在约10和20g之间，以确保冷却速率紧密符合MIG焊接中经历的冷却速率。图24是描述不同组分组成的液体组成-对-冷却曲线的图表2400。通过上述方法被设计、分析和选择的某些不同组成可生产例如焊丝。
图25-38示例对本发明的多种另外的实施方式进行的实验的结果。这些实施方式的示例性合金化学列于下表2中。这些合金中的一些可具有由下式限定的化学：Fe平衡；0-5.75wt.％之间的Cr；0-1.15wt.％之间的Mn；4-7wt.％之间的Nb；0-2.78wt.％之间的V；0.5-1.1wt.％之间的C；0.82-3wt.％之间的B；0-3.5wt.％之间的Mo；0-11.45wt.％之间的W；0-0.3wt.％之间的Ti；和0-5wt.％之间的Si。此外，这些合金中的一些可具有由下式限定的化学：Fe平衡；0-5.75wt.％之间的Cr；0-1.15wt.％之间的Mn；4-7wt.％之间的Nb；0-2.78wt.％之间的V；0.5-1.1wt.％之间的C；0.82-3wt.％之间的B；0-3.5wt.％之间的Mo；0-11.45wt.％之间的W；0-0.3wt.％之间的Ti；和0-5wt.％之间的Si。在再进一步实施方式中，Fe平衡；0-6wt.％之间的Cr；0-6wt.％之间的Ni；0-2wt.％之间的Al；0-6wt.％之间的Mn；2-7wt.％之间的Nb；0-1wt.％之间的V；0.5-1.5wt.％之间的C；1.25-3wt.％之间的B；0-4wt.％之间的Mo或W；0-1wt.％之间的Ti；和0-1wt.％之间的Si。在再进一步实施方式中，合金可具有由下式限定的化学：Fe平衡；4-6wt.％之间的Cr；0.8-1.2wt.％之间的Mn；4-5wt.％之间的Nb；0-1wt.％之间的V；0.6-1.1wt.％之间的C；1.25-2.25wt.％之间的B；2-4wt.％之间的Mo；0.1-0.5wt.％之间的Ti；和0.4-0.75wt.％之间的Si。
如上所述，这种合金化学可用于生产焊丝，其用于环形加硬应用或其他焊接应用。该化学还可存在于最终焊接体中。表2提供利用小钟罩(ABJ-338)电弧熔化器以10-20g合金锭形式生成的合金的组成。特定组成通过如下生成：将纯元素颗粒、粉末和其他原料混合在一起，然后在氩气气氛下在电弧熔化器中充分熔融。为确保完全混合，将锭翻转并再熔融至少4次。看不到任何锭微结构的不完全熔融迹象。
表2：示例性合金化学(以重量百分比表示)。
合金组CF-1–CF1-9
本领域理解，由于生产差异，焊丝或其他材料的最终组成量可不同于准确的期望的化学。表2中被命名为CF-1、CFl-7、CF1-8和CF1-9的合金代表生产的具有与表1的合金CF-1相似的化学的四种合金，示例由于不可避免的生产差异可获得的可能范围的实例。一些实施方式可包括具有下列元素范围的组合物：Fe平衡；4-5.75wt.％之间的Cr；0.5-1.15wt.％之间的Mn；4-6wt.％之间的Nb；2-2.78wt.％之间的V；0.6-1.1wt.％之间的C；0.7-0.9wt.％之间的B；7-8wt.％之间的W；0.1-0.3wt.％之间的Ti；和0.25-0.75wt.％之间的Si。例如，该组合物可以是焊丝、焊接体或任何金属合金。此外，实施方式可包括焊丝，其在用于不同基底上时可操作以生成具有这些范围的合金。
合金组CFEXP
基于硬度测量和微结构分析，制备了1/16”包芯焊丝形式的几种合金化学(CFEXP-1、CFEXP-2、CFEXP-4、CFEXP-5、CFEXP-6、CFEXP-7、CFEXP-11、CFEXP-12、CFEXP-13、CFEXP-14、CFEXP-15)。CFEXP合金采用环形加硬方法的一般焊接参数被焊接到4137工具接头上。
本发明一些实施方式包括具有下列组合物范围的物质组合物：Fe平衡；0-5wt.％之间的Cr；0-1.15wt.％之间的Mn；3-5wt.％之间的Nb；0.4-1.75wt.％之间的V；0.7-0.9wt.％之间的C；0.82-3wt.％之间的B；0-3.5wt.％之间的Mo；0-6wt.％之间的W；0.1-0.3wt.％之间的Ti；和0.25-5wt.％之间的Si。例如，这种组合物可以是焊接体、焊丝或合金。另外，一些实施方式可包括具有这样的组成的焊丝：可操作以生成具有这些合金组成范围或本文公开的任何其他合金组成的焊接体。
生成CFEXP-11合金的几种变型，并在本公开中表示为CFEXP-11a、CFEXP-11b(6)和CFEXP-11b(7)。这些合金变型代表由于在不同生产批号下生产导致的略微化学差异。目标化学是CFEXP-11a。CFEXP-11b(6)和CFEXP-11b(7)之间的差异是使用的电弧稳定器，电弧稳定器是为了提高焊接能力，并且可能对堆焊机械性能(即，硬度和ASTM G65测试)具有极小影响。
CFEXP合金的性质利用以下初始参数来测量，尽管略微差异存在于焊接个体合金之间，如关于各图的描述。各合金以3-4个连续略微重叠1”道被焊接到接头上。
基底：4137工具接头65/8”外径
预加热＝500℉
保护气体＝98-2(氩气/CO2)45CFH
伸出＝1”
送丝＝4.5，拖/推角＝5o
电压＝29V，电流＝310A
振荡＝50循环/min
旋转＝1min 48s
横越步＝11/8”
重叠＝1/8”
程间温度，700℉(后续焊道之间接头温度)
CFEXP-1
图25A和25B示例将CFEXP-1合金以单程焊接到6 5/8”4137钢工具接头上的结果。焊接参数如下：预加热＝500℉，保护气体＝98-245CFH，伸出＝1”，送丝＝4.5，拖/推角＝5°，电压＝29V，电流310A，振荡＝50循环/min，旋转＝1min 48s，横越步＝1 1/8”，重叠＝1/8”，程间温度700℉。图25A示例单道，图25B示例四道。在两种情况下，焊接均无裂缝。
CFEXP-2
图26A和26B示例6 5/8”4137钢工具接头上的焊接CFEXP-2合金的单程。焊接参数如下：预加热＝500℉，保护气体＝98-245CFH，伸出＝1”，送丝＝4.5，拖/推角＝5°，电压＝29V，电流＝320A，振荡＝50循环/min，旋转＝1min 48s，横越步＝1 1/8”，重叠＝1/8”，程间温度715-745℉。图26A示例单道，图26B示例四道。在两种情况下，焊接均无裂缝。
CFEXP-5
图27示例6 5/8”4137钢工具接头上的焊接CFEXP-5合金的单程。焊接参数如下：预加热＝500℉，保护气体＝98-2450CFH，伸出＝1”，送丝＝4.25，拖/推角＝5°，电压＝28.5V，电流＝310-320A，振荡＝40循环/min，旋转＝1min 40s，横越步＝1 1/8”，重叠＝1/8”，程间温度700-720℉。发现焊接无裂缝。
CFEXP-6
图28Λ和28B示例65/8”4137钢工具接头上的焊接CFKXP-6合金的单程。图28A示例单道，而图28B示例四道，在两种情况下，发现焊接均无裂缝。焊接参数如下：预加热＝500°F，保护气体＝98-245CFH，伸出＝1”，送丝＝4.5，拖/推角＝5°，电压＝28.5V，电流＝300-310A，振荡＝40循环/min，旋转＝1min 48s，横越步＝1 1/8”，重叠＝1/8”，程间温度700-740℉。
CFEXP-11a
图29A和29B示例65/8”4137钢工具接头上的焊接CFEXP-11a。图29A示例单程三道焊接，图29B示例双程三道焊接。在两种情况下，焊接无裂缝。焊接参数如下：预加热＝500℉，保护气体＝98-240CFH，伸出＝1”，送丝＝4.5，拖/推角＝5°，电压＝28.5V，电流＝300-310A，振荡＝40循环/min，旋转＝1min 48s，横越步＝1 1/8”，重叠＝1/8”，程间温度700-740℉。
通过X射线衍射确定在根据上述参数被沉积到工具接头上时CFEXP-11b合金的铁素体(基质)相的粒度。X射线衍射是确定材料平均粒度的标准方法。图35显示合金的X射线衍射图谱，表3显示衍射图谱的量化峰参数。具体地，X射线衍射技术对从图5A所示的单程工具接头截取的焊接CFEXP-11b合金进行。两相可利用这种技术鉴定，1)铁素体铁，其具有略微失真的晶格常数——这是由于存在其他可溶性元素(Cr、Mo、W……)；和2)碳化铁相。其他相如碳化铌可能存在于合金中，但不可被鉴定至低体积分数。基于相应于铁素体铁峰的峰的高宽比，确定平均粒度为16.1nm。
表3：CFEXP-11b的X射线衍射图谱的量化峰数据
R＝7.33％ 总面积＝69228
图36A-36B是CFEXP-11合金的微结构的反向散射模式扫描电子显微照片(SEMs)。微结构代表本文公开的所有含Mo合金。另外，微结构在结构上类似于本文公开的含W合金。图37是含W合金实例的微结构的SEM——Fe(平衡)、Cr(5％)、B(0.8％)、C(0.97％)、V(2％)、Nb(4％)、W(l1.45％)、Si(0.15％)、Ti(0.25％)(以重量百分比表示)。
两者均包含0-20nm尺寸的精细尺度铁素体相(显示为灰色基质相3603、3703)，其具有嵌入的1-10μm尺寸的碳化铌粒子(白色沉淀3601、3701)。含Mo和含W合金之间的唯一差别是一般包围碳化铌粒子的较深灰色相3602、3702的组成，虽然无形态。该相除铬外还具有相对较高浓度的钼或钨(与所有CFEXP合金相似)。包含Mo的合金和包含W的合金的能量散射谱分别显示在表4和表5中。如示，两种合金均由具有富铌相的铁素体基质组成，富铌相已通过X射线衍射被鉴定为碳化铌粒子。第三相，其相对富含铬和Mo或W，在两种合金类型中均已通过X射线衍射被表征为铁素体铁。在某些合金如图37显示的实例合金中，另外的硬质沉淀如复合W-碳化硼可发生沉淀。这些Mo和/或W碳化硼的形成有利于增加耐磨性。这可能是单程应用所期望的，但由于工具接头上能够抵抗双层裂缝的抗裂缝合金的体积分数升高而被认为是不期望的。
表4：含Mo合金的一般能量散射谱
表5：含W合金的一般能量散射谱
CFEXP-11 测试方法
堆焊，首先通过目视检查然后通过磁性粒子检验或流体燃料渗透剂测试，被验证为无裂缝。试样截取自用于硬度和ASTM G65测试的这些样本(单程)，因此代表油田中存在的性质。在所有情况下，尝试在前3带层上直接进行的第二程堆焊。仅利用轻微的丝刷清理之前的硬质带层的灰尘，不显著去除实际的焊接金属。
焊接试验和机械测试的结果显示在表6中。如示，所有实验合金均可被成功地无裂缝沉积作为工具接头上的单层焊接。在一些应用中期望具有8/32”和10/32”之间的厚焊接层，其一般通过控制焊接参数和施加双程覆盖层实现。另外期望在此厚度下保持无裂缝堆焊。如结果显示，CFEXP-11和CFEXP-12合金可被无破裂地双层沉积到工具接头上。这种独一无二的特征不导致耐磨性损失，同时这些合金(CFEXP-11和CFEXP-12)还具有0.3g以下的ASTM G65程序A质量损失。本公开的所有测试合金的ASTM G65结果也被作图于图38中。一般，更具延性的材料可以双程层被无破裂地焊接，但是，这通常伴有硬度和/或耐磨性降低。
表6：CFEXP合金焊接性能概况
沉积为双层无裂缝覆盖层的能力不是这些合金的一般组合范围或细粒状微结构所固有的。为验证CFEXP-11合金的独一无二并且预料之外的性质不是最佳制备或测试条件的假象，将该化学重制并经历另一轮测试。产生两种另外的CFEXP 11制备变型：CFEXP-11b(6)和CFEXP-11b(7)。来自焊接试验的照片显示在图34A和34B中，其中图34A示例CFEXP-11b(7)的焊接结果，图34B示例CFEXP-11b(6)的焊接结果。合金证明双程堆焊无破裂，从而分别实现8/32”至10/32”的总焊接厚度。在这些试验中，变型被焊接到65/8”4137钢工具接头上。焊接参数如下：预加热＝510℉，保护气体＝98-237CFH，伸出＝1”，送丝＝N/M，拖/推角＝5°，电压＝29V，电流＝295-300A，振荡＝70循环/min，旋转＝2min 50s，横越步＝1 1/8”，重叠＝1/8”，程间温度630-670℉。
试样截取自这两种合金[CFEXP-11b(6)和CFEXP-11(7)]的单程覆盖层，并且进行ASTM G65程序A测试，如表7所示。如示，该合金化学保持高硬度和相应的高耐磨性以及双层无破裂焊接到65/8”工具接头上的能力。
表7：单程堆焊CFEXP-11b磨损和硬度测试的细节
CFEXP-12
图30A和30B示例在所示65/8”钢管上焊接的CFEXP-12合金。图30A示例单程，图30B示例双程。在两种情况下，焊接均无裂缝。焊接参数如下：预加热＝500℉，保护气体＝98-245CFH，伸出＝1”，送丝＝4.5，拖/推角＝5°，电压＝29V，电流＝320A，振荡＝50循环/min，旋转＝1min 48s，横越步＝1 1/8”，重叠＝1/8”，程间温度715-745℉。
CFEXP-13
图31A和31B示例在65/8”钢管上焊接的CFEXP-13合金。图31A示例单程，图31B示例双程。在两种情况下，焊接均无裂缝。焊接参数如下：预加热＝500℉，保护气体＝98-245CFH，伸出＝1”，送丝＝4.5，拖/推角＝5°，电压＝29V，电流＝320A，振荡＝50循环/min，旋转＝1min 48s，横越步＝1 1/8”，重叠＝1/8”，程间温度715-745℉。
CFEXP-14
图32A-C示例在65/8”4137钢工具接头上焊接的CFEXP-14合金。图32A示例单程堆焊，并且发现其无裂缝。图32B示例双程堆焊，并且发现其包含裂缝3200，如图32C所示。焊接参数如下：预加热＝500℉，保护气体＝98-245CFH，伸出＝1”，送丝＝4.5，拖/推角＝5°，电压＝29V，电流＝320A，振荡＝50循环/min，旋转＝1min 48s，横越步＝1 1/8”，重叠＝1/8”，程间温度715-745”F。
CFEXP-15
图33示例在65/8”4137钢工具接头上焊接的CFEXP-15合金，显示无裂缝。焊接参数如下：预加热＝500℉，保护气体＝98-245CFH，伸出＝1”，送丝＝4.5，拖/推角＝5°，电压＝29V，电流＝320A，振荡＝50循环/min，旋转＝1min 48s，横越步＝1 1/8”，重叠＝1/8”，程间温度715-745℉。
合金组CrF
本发明一些实施方式包括下列范围内的物质组合物：Fe平衡；3-5wt.％之间的Nb；0-2wt.％之间的V；0.75-2wt.％之间的C；0.5-2wt.％之间的B；10-11.45wt.％之间的W；0.1-0.3wt.％之间的Ti；和0.1-0.4wt.％的之间Si。例如，这些组合物可以是合金、焊接体或焊丝。在一些应用中，期望具有不具有任何铬含量的合金。期望这种冶金的一个原因是防止在焊接过程中生成六价铬烟——已知的致癌物。本文公开的合金不依赖于含铬碳化物或硼化物的形成以呈现期望的性质如高硬度或耐磨性。为将此证明，以合金锭形式生成几种除无铬外具有相似化学的合金。测量标记为CrF(“无铬”)变型的这些合金的测量硬度值，并显示在表8中，范围为50Rc至60Rc以上。选择CrF-6合金制备成包芯丝，用于焊接试验，并且由于制造许可偏差产生CrF-7化学。在钢平板上的焊接试验显示，这种化学在所述焊接条件下产生50-55Rc层。
表8：CrF铸造合金性能概况
虽然上文已对本发明不同实施方式进行描述，但应理解其仅作为实例而非限制展示。同样，各图可描述本发明的实例架构或其他配置，其有助于理解本发明可包括的特征和功能性。本发明不限于示例的实例架构或配置，而期望的特征可采用多种可选的架构和配置实施。事实上，如何能够实施可选的功能、逻辑或物理部分和配置以实现本发明的期望特征对于本领域技术人员而言是显而易见的。而且，本文描述那些以外的多种不同的组分模块名称可适用于不同部分。另外，关于流程图、操作描述和方法权利要求，本文所示步骤的顺序并不强制以相同顺序实施不同实施方式以执行所述功能性，除非上下文另外指示。
虽然上文关于不同示例性实施方式和实施手段对本发明进行了描述，但应理解，在独立的实施方式中的一个或多个中描述的不同特征、方面和功能性不限于其对将其描述的相关具体实施方式的适用性，相反其可单独或以不同组合适用于本发明其他实施方式中的一个或多个，无论这种实施方式是否被描述和无论这种特征是否被显示为所述实施方式的部分。因此，本发明的宽度和范围不应受到上述示例性实施方式中任一个的限制。
本文所用术语和短语及其变型，除非另外明确陈述，应被解释为是开放性的，而非限制性的。作为前述实例：术语“包括”应被认为意指“无限制地包括”或类似表述；术语“实例”被用于提供所述事项的示例性实例，而非其详尽的或限制性的列举；术语“一(a)”或“一(an)”应被理解为表示“至少一个”、“一个或多个”或类似表述；和形容词如“常规的”、“传统的”、“普通的”、“标准的”、“已知的”和类似含义的术语不应被解释为将所述术语限制于给定时间段或给定时间可利用的事项，而应被理解为包括在现在或将来任何时间可利用的常规的、传统的、普通的或标准的技术。同样地，在本文谈及对于本领域技术人员而言显而易见的或已知的技术时，这种技术包括在现在或将来任何时间对技术人员而言显而易见的技术。
一些实例中扩展性词语和短语如“一个或多个”、“至少”、“但不限于”或其他类似短语的存在不应被理解为表示可不存在这种扩展性短语的实例中意图或要求较窄范围的情况。术语“模块”的使用不暗示作为该模块的部分的所述或所要求组分或功能性全部被配置在同一包装(package)中。事实上，该模块的不同组分中的任一个或全部，无论是控制逻辑还是其他组件，均可被组合在一个包装中，或保持独立，并且可进一步被分配在多个分组或包装中或分配在多个位置。
另外，本文所述不同实施方式通过示例性框图、流程图和其他示例形式描述。在阅读本文后对本领域技术人员显而易见的是，可实施示例的实施方式及其不同替代形式，而不限于示例的实例。例如，框图及其附随描述不应被解释为要求具体架构或配置。

Claims (18)

1.铁基合金，具有如下微结构：包括细粒状铁素体基质，其中所述细粒状铁素体基质包括：
Nb-碳化物沉淀，具有小于10μm的尺寸；和
硬质沉淀，具有小于10μm的粒度并且包括Mo、W、C和B中的至少两种；
其中所述合金具有大于50的洛氏C硬度；
并且其中所述合金包括以重量百分比表示的下列合金化学式中的一种或多种的组合：
Fe76.62Cr5.12Nb4.27V2.7C1.07B0.82W7.6Ti0.2Si0.5Mn1.1；
Fe76.99Cr5.12Nb4.27V2.7C0.7B0.82W7.6Ti0.2Si0.5Mn1.1；
Fe76.89Cr5.12Nb4.27V2.7C0.8B0.82W7.6Ti0.2Si0.5Mn1.1；
Fe76.79Cr5.12Nb4.27V2.7C0.9B0.82W7.6Ti0.2Si0.5Mn1.1；
Fe83.93Cr5Nb4.3V0.5C0.8B1.25W3Ti0.2Si0.52Mn0.5；
Fe81.68Cr5Nb4.3V0.5C0.8B2.5W4Ti0.2Si0.52Mn0.5；
Fe80.4Cr5Nb4.3Ni2V0.5C0.8B3W2Ti0.2Si0.65Mn1.15；
Fe82.45Cr5Nb4.3V0.5C0.8B1.25Mo3Ti0.2Si2Mn0.5；
Fe82.1Cr5Nb4V0.5C0.8B0.9Mo3.5Ti0.2Si2Mn1；
Fe79.1Cr5Nb4V0.5C0.8B0.9Mo3.5Ti0.2Si5Mn1；
Fe82.95Cr5Nb4.3V0.5C0.8B1.75Mo3Ti0.3Si0.4Mn1；
Fe82.75Cr5Nb4.3V0.5C0.8B1.95Mo3Ti0.3Si0.4Mn1；
Fe83.45Cr5Nb4.3V0.5C0.8B1.25Mo3Ti0.3Si0.4Mn1；
Fe88Cr3Nb3V0.5C0.8B1Mo2Ti0.3Si0.4Mn1；
Fe84Cr3Nb3V1.4C0.8B1.1W5Ti0.3Si0.4Mn1；
Fe85.21Nb3.44V1.6C0.8B1.25W6Ti0.3Si0.4Mn1；
Fe81.15Nb4B1C2W11.45Si0.15Ti0.25；
Fe81.05Nb4B2C1.1W11.45Si0.15Ti0.25；
Fe80.15Nb4V1B1C2W11.45Si0.15Ti0.25；
Fe81.15Nb4V1B1C1W11.45Si0.15Ti0.25；和
Fe82.05Nb4B1C1.1W11.45Si0.15Ti0.25。
2.权利要求1所述的铁基合金，其中所述细粒状铁素体基质具有小于20nm的平均粒度。
3.权利要求1所述的铁基合金，其中所述洛氏C硬度大于55。
4.权利要求1所述的铁基合金，其中所述合金能够沉积为堆焊涂层。
5.权利要求1所述的铁基合金，其中所述合金能够利用MIG焊接技术被沉积到工具接头上。
6.权利要求1所述的铁基合金，其中所述合金沉积在预加热至至少500℉的基底上时能够无裂缝沉积。
7.权利要求1所述的铁基合金，其中所述合金能够在将已存在的未磨损堆焊的基底预加热至500℉或更大时无裂缝地沉积在所述已存在的未磨损堆焊上，并且其中所述已存在的未磨损堆焊包括第二铁基合金，其具有包括第二细粒状铁素体基质的第二微结构，其中所述第二细粒状铁素体基质包括Nb-碳化物沉淀，所述Nb-碳化物沉淀具有小于10μm的尺寸；和硬质沉淀，所述硬质沉淀具有小于10μm的粒度并且包括Mo、W、C和B中的至少两种；其中所述第二铁基合金具有大于50的洛氏C硬度。
8.铁基合金，具有大于或等于55的洛氏C硬度，能够以两层被焊接到41376 5/8”O.D.工具接头上，以实现至少8/32”的总焊接厚度并且无破裂，其中所述铁基合金包括以重量百分比表示的下列合金化学式中的一种或多种的组合：
Fe82.95Cr5Nb4.3V0.5C0.8B1.75Mo3Ti0.3Si0.4Mn1；
Fe82.75Cr5Nb4.3V0.5C0.8B1.95Mo3Ti0.3Si0.4Mn1；
Fe83.45Cr5Nb4.3V0.5C0.8B1.25Mo3Ti0.3Si0.4Mn1。
9.权利要求8所述的合金，其中所述合金能够无破裂地沉积为10/32”厚双程堆焊。
10.权利要求8所述的合金，其中所述合金在ASTM G65程序A中呈现小于0.3g损失的质量损失。
11.物质组合物，包括以重量百分比表示的下列合金化学式中的一种或多种的组合：
Fe76.621Cr5.12Nb4.27V2.7C1.07B0.82W7.6Ti0.2Si0.5Mn1.1；
Fe76.99Cr5.12Nb4.27V2.7C0.7B0.82W7.6Ti0.2Si0.5Mn1.1；
Fe76.89Cr5.12Nb4.27V2.7C0.8B0.82W7.6Ti0.2Si0.5Mn1.1；
Fe76.79Cr5.12Nb4.27V2.7C0.9B0.82W7.6Ti0.2Si0.5Mn1.1；
Fe83.93Cr5Nb4.3V0.5C0.8B1.25W3Ti0.2Si0.52Mn0.5；
Fe81.68Cr5Nb4.3V0.5C0.8B2.5W4Ti0.2Si0.52Mn0.5；
Fe80.4Cr5Nb4.3Ni2V0.5C0.8B3W2Ti0.2Si0.65Mn1.15；
Fe82.45Cr5Nb4.3V0.5C0.8B1.25Mo3Ti0.2Si2Mn0.5；
Fe82.1Cr5Nb4V0.5C0.8B0.9Mo3.5Ti0.2Si2Mn1；
Fe79.1Cr5Nb4V0.5C0.8B0.9Mo3.5Ti0.2Si5Mn1；
Fe82.95Cr5Nb4.3V0.5C0.8B1.75Mo3Ti0.3Si0.4Mn1；
Fe82.75Cr5Nb4.3V0.5C0.8B1.95Mo3Ti0.3Si0.4Mn1；和
Fe83.45Cr5Nb4.3V0.5C0.8B1.25Mo3Ti0.3Si0.4Mn1。
12.权利要求11所述的物质组合物，其中所述组合物是焊丝。
13.权利要求11所述的物质组合物，其中所述组合物是合金。
14.权利要求11所述的物质组合物，其中所述组合物是焊接体。
15.物质组合物，包括以重量百分比表示的下列合金化学式中的一种或多种的组合：
Fe88Cr3Nb3V0.5C0.8B1Mo2Ti0.3Si0.4Mn1；
Fe84Cr3Nb3V1.4C0.8B1.1W5Ti0.3Si0.4Mn1；
Fe85.21Nb3.44V1.6C0.8B1.25W6Ti0.3Si0.4Mn1；
Fe81.15Nb4B1C2W11.45Si0.15Ti0.25；
Fe81.05Nb4B2C1.1W11.45Si0.15Ti0.25；
Fe80.15Nb4V1B1C2W11.45Si0.15Ti0.25；
Fe81.15Nb4V1B1C1W11.45Si0.15Ti0.25；和
Fe82.05Nb4B1C1.1W11.45Si0.15Ti0.25。
16.权利要求15所述的物质组合物，其中所述组合物是焊丝。
17.权利要求15所述的物质组合物，其中所述组合物是合金。
18.权利要求15所述的物质组合物，其中所述组合物是焊接体。
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