CN110724883A - 耐磨增强的钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本公开内容提供了制造高锰钢组件的方法，包括a)提供如说明书中所述组成的组合物；和b)将组合物加热至至少约1000℃；c)将组合物以约2℃/秒至约60℃/秒的速率冷却，随后将组合物在约700℃至约1000℃范围内的温度热轧制；d)将组合物缓慢冷却或保持等温；和e)将组合物从约700℃至约1000℃范围内的温度以至少约10℃/秒的速率淬火或者加速冷却或空气冷却至约0℃至约500℃范围内的温度。

Description

耐磨增强的钢及其制备方法
本申请是申请号为201480013200.9的发明专利申请的分案申请，原申请的申请日为2014年3月5日，发明名称为“耐磨增强的钢及其制备方法”。
领域
本公开内容涉及改进的钢组合物及其制备方法，更特别地，涉及具有增强的耐磨性的高锰(Mn)钢组合物，和制造具有增强的耐磨性的高锰钢组合物的方法。
背景
管道系统广泛用于多种装置中，包括例如材料输送系统、流体/固体运输系统、采矿操作等。例如，采矿操作中的管道系统可用于将固体岩石和砂粒在液体介质或浆料中的混合物输送至加工装置中，以及使废物介质循环回采矿区中。用于浆料水力输送等的一些现有管道结构通常由低碳管道级钢(例如API规格5L X65或X70级钢)制成。
浆料等的输送通常导致管道系统磨损和过早失效。管道系统的磨耗/腐蚀性磨损可能由于管道壁与流体中的硬固体粒子之间的相对运动而产生。例如，管道材料的损失可能是管道壁的粒子切割或剪切部分的尖锐有角边缘的结果。因而，频繁的修补和/或置换被认为是规范，这必然导致相当大的操作成本。因此，存在相当大的经济动机来开发高强度和/或高耐磨性管道材料以改进项目的经济性和降低操作成本。
一般而言，各种管道材料是可得到的，从低合金钢至双金属和冶金结合复合材料。低合金钢的一些优点是低成本和普遍可得性。然而，这种钢具有差的抗磨性。尽管这种钢通常可通过形成合金和/或微观结构改性而一定程度地强化，但材料硬度的提高通常伴随着延展性的损失，这对大多数材料输送系统而言是不能接受的。结合复合钢/管道通常具有抗冲击外部管道夹套和硬化抗磨内部管道。然而，结合复合钢/管道的应用受到可得性和成本的限制。
在油砂采矿工业中也需要增强耐磨的钢。这类油砂矿床自20世纪六十年代起工业回收，且目前采收率增长。沥青矿的提取通常通过针对浅矿床(例如小于100m深)的表面采矿技术或者通过针对位于地下较深处的深矿床(例如约100m或更深)的就地热提取(例如涉及蒸气、化学溶剂和/或其混合物的注射)而提取。对于浅油砂的表面采矿，使用许多类型的重型设备和管道。首先，通常使用挖掘机将油砂挖出，将开采的材料转移至货车或车辆。车辆将油砂矿转移至矿石准备设备，在那里开采的矿石通常被压碎并与热水混合。然后通常将油砂浆料通过水力输送管道泵送到主分离池(PSC)中，在那里通常将油沥青与砂和水分离。在分离沥青以后，然后将剩余的砂和水浆料通过尾矿管道输送至尾矿池中以使砂沉降。
例如，阿尔伯塔东北部的加拿大油砂资源包含被浅覆盖层覆盖的大油砂矿床，由此使表面采矿成为油沥青提取的有效方法。一般而言，通常用挖掘机将砂挖出并通过水力输送管道等输送至加工装置。在那里颗粒材料油砂通常作为含水浆料输送。在沥青提取以后，然后通常通过管道将尾矿从加工设备输送至进行固体和水分离的场所。大量浆料混合物的水力输送在常规金属管道等中导致明显的金属损失，这导致短的置换周期和显著的成本。
因此，油砂采矿和矿石准备方法涉及在多个设备/操作区域(例如挖掘机齿、储料器、破碎机、传送器、振动筛、浆料泵、管道等)的数种应力和/或冲击磨耗挑战。例如，在下游浆料输送和提取方法中，设备、管道(例如输送管道)、泵和/或PSC中遭遇的一些挑战包括设备/材料的侵蚀、侵蚀/腐蚀、腐蚀、应力、磨损和/或磨耗等。这些设备/材料侵蚀/腐蚀挑战等导致明显的修补、置换和/或维护成本以及产量损失。
如指出的，用于浆料水力输送的现有管道结构通常由低碳管道级钢(例如API规格5L X70)构成。一般而言，浆料流中的快速移动的固体可导致管道中相当的金属损失(例如内部管道壁的金属损失)。含水和充气浆料流还通常由于提供腐蚀性环境而导致加速的管道侵蚀。此外，浆料中的颗粒物(在重力的影响下)导致尤其是沿着管道内部下半部分的损害。例如，在油砂采矿操作中运送砂和水浆料的水力输送和尾矿管道在使用期间经历严重的侵蚀-腐蚀损害，同时管道的底部(例如在6点钟位置)通常经历最严重的侵蚀磨损。
为延长管道的使用寿命，一些采矿操作员利用定期旋转管道的操作。例如，管道不定期地(例如在使用约1500小时以后)旋转约90°。在约3次旋转以后(例如在使用约6000小时以后)，通常将管道完全置换。油砂采矿操作员评估并使用各种材料，例如马氏体不锈钢、硬面材料(例如WC基、碳化铬基材料)和聚合物衬里材料(例如聚氨酯)。然而，发现这类材料仅用于特定环境的应用，通常是由于较差的磨损/侵蚀性能(例如聚合物衬里)或高材料/制造成本(例如WC基硬金属、碳化铬基硬金属敷镀材料)。然而，管道侵蚀等仍然是严重的问题，因此寻求替代的管道结构和/或材料以容许更有效/经济的操作/解决方法。
自19世纪起就已知某些含锰(Mn)的钢。最初的商业高Mn钢是由英国冶金学家Robert Hadfield发明的。具有约1.0至约1.4重量％碳和约11至约14重量％Mn的组成的“Hadfield钢”显示出一些耐磨性、韧性和高加工硬化。然而，由于各种生产缺陷和挑战，Hadfield钢通常仅作为铸造或锻压产品使用。例如，Hadfield钢要求在约1050℃以上的温度下高温浸泡(例如正火)，然后水淬灭。
目前，钢厂对比Hadfield钢包含更多锰和通常更少碳的合金存在一定兴趣。钢铁制造商研究了Mn钢化学在汽车应用中的用途。此外，汽车制造商研究了高Mn钢在汽车应用中的用途。
因此，对改进的钢组合物(例如具有增强的耐磨性)及其制造方法存在兴趣。这些和其它不足以及改进机会由本公开内容的系统和方法解决和/或克服。
概述
本公开内容提供有利的钢组合物。更特别地，本公开内容提供具有增强耐磨/耐蚀性的改进高锰(Mn)钢，和制造具有增强耐磨/耐蚀性的钢的相关方法。在示例性实施方案中，本公开内容的有利钢组合物/组件改进以下性能中的一种或多种：耐磨性、延展性、抗裂性、耐蚀性、疲劳寿命、表面硬度和/或耐环境破裂性。
一般而言，本公开内容提供具有改进耐磨性能(例如耐步出(step-out)磨损性、耐侵蚀性、和/或耐侵蚀/腐蚀性)的成本有利的高锰钢。更具体而言，本公开内容提供与高量(例如大于或等于约5重量％)锰合金化的含铁钢，且其中制造的钢显示出提高/改进的耐磨耗/磨损性(例如改进的耐步出(step-out)磨损性、耐磨损性、耐侵蚀性和/或耐侵蚀/腐蚀性)。本公开内容还提供制造该改进钢的方法。在示例性实施方案中以及由于高强度和加工硬化速率的独特组合，本公开内容的高锰钢具有在需要/要求耐磨和耐蚀性的应用中具有优点/潜势。
在某些方面中，本公开内容提供通过控制微观结构和/或化学改进钢的强度、韧性以及耐磨和耐蚀性的方法。在某些实施方案中，该方法包括步骤：促进相变(例如相变成α’马氏体或ε马氏体相)，在形变期间孪生，和/或将硬抗蚀性第二相粒子引入组合物中。
本公开内容的钢组合物的一些示例用途/应用包括但不限于：用于管道系统、油砂管道系统、材料输送系统、流体/固体运输系统中，用于采矿操作中和/或作为运土设备和/或钻探组件的材料(例如如果耐磨和耐蚀性为重要因素，则例如油气勘探、生产、输送和石油化学应用)。此外，本公开内容的钢的使用可改进油砂生产的经济性并且会改进某些材料技术(例如用于浆料输送/尾矿管道的材料，用于重油等的就地热提取中的套/管的材料)。
具体地，本公开内容涉及如下实施方案：
1.制造铁基组件的方法，其包括：a)提供具有约5至约40重量％锰、约0.01至约3.0重量％碳和余量铁的组合物；b)将组合物加热至组合物的奥氏体再结晶停止温度以上的温度或者加热至将组合物均化的温度；c)将组合物冷却至组合物的奥氏体再结晶停止温度以下的温度；d)使组合物形变，同时使组合物处在组合物的奥氏体再结晶停止温度以下的温度；和e)将组合物淬火。
2.根据技术方案1的方法，其中在步骤e)以后，组合物的碳化物沉淀物体积含量为组合物的约5体积％或更少。
3.根据技术方案1或2的方法，其中在步骤e)以后，组合物具有微观结构，该微观结构具有约100μm或更小的细化晶粒尺寸。
4.根据技术方案3的方法，其中具有约100μm或更小的细化晶粒尺寸的所述微观结构包括组合物的表面层；其中表面层的厚度为约10nm至约5000nm；且其中表面层在组合物的使用以前或期间形成。
5.根据技术方案4的方法，其中表面层借助选自喷丸、激光冲击喷丸、表面抛光及其组合的表面形变技术形成。
6.根据技术方案1-5中任一项的方法，其中在步骤e)以前，将组合物缓慢冷却或保持等温；且其中步骤e)包括将组合物快速淬火。
7.根据技术方案1-6中任一项的方法，其中步骤d)包括使组合物形变，同时使组合物处在奥氏体再结晶温度以下且在马氏体相变起始温度以上的温度。
8.根据技术方案1-7中任一项的方法，其中步骤d)包括使组合物形变以诱导组合物的马氏体形成；其中使组合物在约18℃至约24℃的温度下形变以诱导组合物的马氏体形成；且进一步包括在步骤d)以后将组合物加热至奥氏体再结晶停止温度以上的温度；其中在步骤d)以后的将组合物加热至奥氏体再结晶停止温度以上的温度使组合物的形变诱导马氏体逆变成超细晶奥氏体；且其中超细晶奥氏体的马氏体起始温度为约24℃以下。
9.根据技术方案1-8中任一项的方法，其进一步包括在步骤e)以后，将组合物加热至奥氏体再结晶停止温度以上的温度，然后将组合物淬火。
10.根据技术方案1-9中任一项的方法，其进一步包括在步骤c)以前使组合物形变，同时使组合物处在奥氏体再结晶停止温度以上的温度。
11.根据技术方案1-10中任一项的方法，其中步骤c)包括以约2℃/秒至约60℃/秒的速率将组合物冷却。
12.根据技术方案1-11中任一项的方法，其中组合物进一步包含一种或多种选自如下的合金元素：铬、铝、硅、镍、钴、钼、铌、铜、钛、钒、氮、硼、锆、铪及其组合。
13.根据技术方案12的方法，其中铬为总组合物的0.5-30重量％；其中镍或钴各自为总组合物的0.5-20重量％；其中铝为总组合物的0.2-15重量％；其中钼、铌、铜、钛或钒各自为总组合物的0.01-10重量％；其中硅为总组合物的0.1-10重量％；其中氮为总组合物的0.001-3.0重量％；其中硼为总组合物的0.001-0.1重量％；且其中锆或铪各自为总组合物的0.2-6重量％。
14.根据技术方案1-13中任一项的方法，其中组合物包含约8至约20重量％锰、约0.60至约3.0重量％碳、约0.5至约3重量％铬、约0.5至约2.0重量％铜、约0.1至约1重量％硅和余量铁。
15.根据技术方案1-14中任一项的方法，其中步骤d)包括相变诱导塑性或孪晶诱导塑性。
16.根据技术方案1-15中任一项的方法制造的铁基组件。
17.根据包括以下步骤的步骤制造的铁基组件：a)提供具有约5至约40重量％锰、约0.01至约3.0重量％碳和余量铁的组合物；b)将组合物加热至组合物的奥氏体再结晶停止温度以上的温度；c)将组合物冷却至组合物的奥氏体再结晶停止温度以下的温度；d)使组合物形变，同时使组合物处在组合物的奥氏体再结晶停止温度以下的温度；和e)将组合物淬火。
示例性制造方法：
本公开内容提供制造铁基组件的方法，其包括：a)提供具有约5至约40重量％锰，优选约9至约25重量％锰，甚至更优选约12至约20重量％锰，和约0.01至约3.0重量％碳，优选约0.5％至约2.0重量％碳，甚至更优选约0.7％至约1.5重量％碳，和余量铁的组合物，b)将组合物加热至组合物的奥氏体再结晶停止温度以上的温度(例如至将组合物均化的温度以)；c)冷却至轧制起始温度(RST)；d)将组合物形变或热轧；和e)将组合物淬火或者加速冷却或空气冷却。
本公开内容提供制造铁基组件的方法，其包括：a)提供具有约5至约40重量％锰，优选约9至约25重量％锰，甚至更优选约12至约20重量％锰，和约0.01至约3.0重量％碳，优选约0.5％至约2.0重量％碳，甚至更优选约0.7％至约1.5重量％碳，和余量铁的组合物，b)将组合物加热至组合物的奥氏体再结晶停止温度以上的温度(例如至将组合物均化的温度以)；c)冷却至轧制起始温度(RST)；d)将组合物形变或热轧；和e)将组合物淬火或者加速冷却或空气冷却。
本公开内容提供制造铁基组件的方法，其中在步骤d)以后，组合物的基体主要或者基本是奥氏体相。在一个或多个实施方案中，钢组合物中奥氏体的体积百分数为约50体积％至约100体积％，更优选约80体积％至约99体积％，甚至更优选约90体积％至约98体积％。
优选使用热轧方法将钢组合物加工成主要或基本奥氏体板。在一个或多个实施方案中，首先形成所述组合物的钢坯/锭，例如通过连续铸造方法进行。然后可将坯/锭再加热至约1,000℃至约1,300℃范围内，更优选约1050℃至1250℃范围内，甚至更优选约1100℃至1200℃范围内的温度(“再加热温度”)。优选，再加热温度足以：(i)将钢锭/组合物基本均化，(ii)若存在，将钢锭/组合物中的基本所有碳化物和/或氮化物和/或硼化物和/或碳氮化物溶解，和(iii)在钢锭/组合物中建立细初始奥氏体晶粒。
然后可将再加热的锭/组合物以单或多程热轧。在示例性实施方案中，轧制或热形变可在“轧制起始温度”开始。在一个或多个实施方案中，轧制起始温度为1100℃以上，优选1080℃以上，甚至更优选1050℃以上。在示例性实施方案中，用于板厚度降低的最终轧制可在“轧制结束温度”下完成。在一个或多个实施方案中，轧制结束温度为约700℃以上，优选约800℃以上，更优选约900℃以上。其后，可将热轧板(例如在空气中)冷却至第一冷却温度或加速冷却起始温度(“ACST”)，在该温度开始加速冷却将板以至少约10℃/秒的速率冷却至第二冷却温度或加速冷却结束温度(“ACFT”)。在冷却至ACFT以后，可将钢锭/组合物在环境空气中冷却至室温(例如环境温度)。优选，使钢锭/组合物独立地冷却至室温。
在一个或多个实施方案中，ACST为约750℃或更大、约800℃或更大、约850℃或更大，或者约900℃或更大。在一个或多个实施方案中，ACST可以为约700℃至约1000℃。在一个或多个实施方案中，ACST可以为约750℃至约950℃。优选，ACST为约650℃、700℃或750℃的下限至约900℃、950℃或1000℃的上限。在一个或多个实施方案中，ACST可以为约750℃、约800℃、约850℃、约890℃、约900℃、约930℃、约950℃、约960℃、约970℃、约980℃或约990℃。
在一个或多个实施方案中，ACFT可以为约0℃至约500℃。优选，ACFT为约0℃、10℃或20℃的下限至约150℃、200℃或300℃的上限。
不受任何理论束缚，认为快速冷却(例如大于约10℃/sec的冷却速率)至低加速冷却结束温度(“ACFT”)阻碍了至少一部分碳和/或氮原子从钢组合物的奥氏体相扩散到晶粒边界或第二相中。另外认为高加速冷却起始温度(“ACST”)阻碍了至少一部分碳和/或氮原子在随后冷却至ACFT期间形成沉淀物如碳化物、碳氮化物和/或氮化物。因而，减少了晶粒边界上沉淀物的量。因此，增强了钢的断裂韧性和/或抗裂性。
在轧制和冷却步骤以后，可将板成形为管等(例如管道)。可使用任何合适的形成管的方法。优选，通过本领域中已知的常规UOE方法或JCOE方法将前体钢板制造成管道。
本公开内容还提供制造铁基组件的方法，其包括：a)提供具有约5至约40重量％锰、约0.01至约3.0重量％碳和余量铁的组合物；b)将组合物加热至组合物的奥氏体再结晶停止温度以上的温度；c)将组合物冷却至组合物的奥氏体再结晶停止温度以下的温度；d)使组合物形变，同时使组合物处在组合物的奥氏体再结晶停止温度以下的温度；和e)将组合物淬火。
本公开内容还提供制造铁基组件的方法，其中在步骤e)以后，组合物的碳化物沉淀物体积含量为组合物的约20体积％或更少，优选组合物的约15体积％或更少，甚至更优选组合物的约10体积％或更少。本公开内容还提供制造铁基组件的方法，其中在步骤e)以后，组合物具有其中细化晶粒尺寸为约100μm或更小，优选约50μm或更小，甚至更优选约30μm或更小的微观结构。
本公开内容还提供制造铁基组件的方法，其中具有约100μm或更小的细化晶粒尺寸的微观结构包括组合物的表面层。本公开内容还提供制造铁基组件的方法，其中表面层的厚度为约10nm至约10000nm。本公开内容还提供制造铁基组件的方法，其中在组合物的使用以前或期间形成表面层。本公开内容提供制造铁基组件的方法，其中表面层借助选自喷丸(shot peening)、激光冲击喷丸(laser shock peening)、表面抛光及其组合的表面形变技术形成。本公开内容提供制造铁基组件的方法，其进一步包括在步骤e)以后的表面形变步骤，选自喷丸、激光冲击喷丸、表面抛光及其组合。
本公开内容提供制造铁基组件的方法，其中在步骤e)以前，将组合物缓慢冷却或保持等温。本公开内容提供制造铁基组件的方法，其中步骤e)包括将组合物快速淬火。本公开内容提供制造铁基组件的方法，其中步骤d)包括使组合物形变，同时使组合物处在奥氏体再结晶温度以下且在马氏体相变起始温度以上的温度。
本公开内容提供制造铁基组件的方法，其中步骤d)包括使组合物形变以诱导组合物的马氏体形成。本公开内容提供制造铁基组件的方法，其中使组合物在约18℃至约24℃的温度下形变以引发组合物的马氏体形成。本公开内容提供制造铁基组件的方法，其进一步包括在步骤d)以后，将组合物加热至奥氏体再结晶停止温度以上的温度。本公开内容提供制造铁基组件的方法，其中在步骤d)以后将组合物加热至奥氏体再结晶停止温度以上的温度使组合物的形变诱导马氏体逆变成超细晶奥氏体。本公开内容提供制造铁基组件的方法，其中超细晶奥氏体的马氏体开始温度为约24℃以下。
本公开内容提供制造铁基组件的方法，其进一步包括在步骤e)以后，将组合物加热至奥氏体再结晶停止温度以上的温度，然后将组合物淬火。本公开内容提供制造铁基组件的方法，其进一步包括在步骤c)以前使组合物形变，同时使组合物处在奥氏体再结晶停止温度以上的温度。本公开内容提供制造铁基组件的方法，其中使组合物在约700℃至约1000℃的温度下形变。本公开内容提供制造铁基组件的方法，其中步骤b)包括将组合物加热至至少约1000℃。本公开内容提供制造铁基组件的方法，其中步骤c)包括将组合物以约1℃/秒至约60℃/秒的速率冷却。
本公开内容提供制造铁基组件的方法，其中组合物进一步包含一种或多种选自如下的合金元素：铬、铝、硅、镍、钴、钼、铌、铜、钛、钨、钽、钒、氮、硼、锆、铪及其组合。本公开内容提供制造铁基组件的方法，其中铬为总组合物的0-30重量％，更优选总组合物的0.5-20重量％，甚至更优选总组合物的2-5重量％；其中镍或钴各自为总组合物的0-20重量％，更优选总组合物的0.5-20重量％，甚至更优选总组合物的1-5重量％；其中铝为总组合物的0-15重量％，更优选总组合物的0.5-10重量％，甚至更优选总组合物的1-5重量％；其中钼、铌、铜、钛、钨、钽或钒各自为总组合物的0-10重量％，更优选总组合物的0.02-5重量％，甚至更优选总组合物的0.1-2重量％；其中硅为总组合物的0-10重量％，更优选总组合物的0.1-6重量％，甚至更优选总组合物的0.1-0.5重量％；其中氮为总组合物的0-3.0重量％，更优选总组合物的0.02-2.0重量％，甚至更优选总组合物的0.08-1.5重量％；其中硼为总组合物的0-0.1重量％，更优选总组合物的0.001-0.1重量％；且其中锆或铪各自为总组合物的0-6重量％(例如0.2-5重量％)。
本公开内容提供制造铁基组件的方法，其中组合物包含约8至约25重量％锰、约0.60至约3.0重量％碳、约0.05至约5重量％铬、约0.0至约5.0重量％铜、约0.01至约7重量％硅和余量铁。
本公开内容提供制造铁基组件的方法，其中步骤d)包括相变诱导塑性或孪晶诱导塑性。
本公开内容还提供铁基组件，其包含具有约5至约40重量％锰、约0.01至约3.0重量％碳和余量铁的组合物；且其中组合物的碳化物沉淀物体积含量为组合物的约20体积％或更少。
本公开内容还提供铁基组件，其包含具有约5至约40重量％锰、约0.01至约3.0重量％碳和余量铁的组合物；且其中组合物具有其中细化晶粒尺寸为约150μm或更小的微观结构。
本公开内容还提供铁基组件，其包含具有约5至约40重量％锰、约0.01至约3.0重量％碳和余量铁的组合物；且其中组合物具有在环境温度下300MPa或更高的张力屈服强度。
本公开内容还提供铁基组件，其包含具有约5至约40重量％锰、约0.01至约3.0重量％碳和余量铁的组合物；且其中组合物具有在环境温度下600MPa或更高的极限拉伸强度。
本公开内容还提供铁基组件，其包含具有约5至约40重量％锰、约0.01至约3.0重量％碳和余量铁的组合物；且其中组合物具有在环境温度下7％或更高的拉伸均匀伸长率。
本公开内容还提供铁基组件，其包含具有约5至约40重量％锰、约0.01至约3.0重量％碳和余量铁的组合物；且其中组合物具有在-40℃下约20J或更高的Charpy冲击能。
本公开内容还提供铁基组件，其包含具有约5至约40重量％锰、约0.01至约3.0重量％碳和余量铁的组合物；且其中组合物具有为API 5L X70级碳钢约2倍或更高的耐磨和/或耐蚀性。
本公开内容还提供根据包括以下步骤的步骤制造的铁基组件：a)提供具有约5至约40重量％锰、约0.01至约3.0重量％碳和余量铁的组合物；b)将组合物加热至组合物的奥氏体再结晶停止温度以上的温度；c)将组合物冷却至组合物的奥氏体再结晶停止温度以下的温度；d)使组合物形变，同时使组合物处在组合物的奥氏体再结晶停止温度以下的温度；和e)将组合物淬火。
预期实施方案的任何组合或置换。本公开内容所述系统和方法的其它有利特征、功能和应用从以下描述中获悉，特别是在连同附图阅读时。通过引用将本公开内容中所列所有参考文献全部并入本文中。
附图简述
下文参考附图描述实施方案的特征和各方面，其中各元件未必按比例描绘。
参考附图进一步描述本公开内容的示例性实施方案。应当指出下文描述和图中所述各个步骤、特征和步骤/特征组合可不同地设置和组织以得到仍在本公开内容的精神和范围内的实施方案。为帮助本领域技术人员制造和使用所述系统、装配和方法，参考附图，其中：
图1为作为合金化学和温度的函数的高Mn钢相稳定性和形变机制的示例图；
图2描述改进高Mn钢耐磨性的示例路线；
图3显示合金元素对参比FeMn13C0.6的SFE值和形变机制的预测影响；
图4描述碳化物沉淀物对机械性能和形变机制的影响(示意性，未按比例)；
图5为本公开内容的示例性钢制造方法的示意图；
图6描述生产本公开内容的超细晶粒高Mn钢的示例性制造方法的示意图；
图7显示示例性碰撞射流试验设备/结构的示意图；
图8为显示根据本公开内容制造的三种示例钢和对比X70碳钢的侵蚀重量损失和体积损失的图；
图9A和9B描述示例高Mn钢(图9A–试样XM12)和X70碳钢(图9B–对比钢)的透射电子显微镜亮视场图像，其显示在高Mn钢(试样XM12)的侵蚀试验以后表面层的微观结构，以及在X70碳钢的侵蚀试验以后没有表面层，其中两种试样经受相同的侵蚀试验条件；
图10显示制造具有进一步增强的耐蚀/耐磨性的改进钢的示例性热机械控制方法(TMCP)热轧程序/参数；和
图11为显示在不同的热处理条件下制造钢组合物/组件以后，示例性高Mn钢组合物/组件中的侵蚀体积损失的图。
详述
本文所述示例性实施方案为对本公开内容的有利钢组合物、系统和方法/技术的说明。然而，应当理解所述实施方案仅为本公开内容的示例，其可以以各种形式表达。因此，本文关于示例钢组合物/制造方法以及设备的相关方法/技术和用途而公开的细节不应解释为限定性的，而是仅作为教导本领域技术人员如何制备和使用本公开内容的有利钢组合物的基础。附图未必是按比例的，且在某些图中，为了清楚可能放大了部件。
在本文的详细描述和权利要求书中，所有数值由“约”或“近似”所述值来修饰，并考虑了本领域技术人员预期的实验误差和偏差。
在给出数值范围的情况下，应当理解，除非上下文中另外明确指明，该范围的上限与下限之间的各居间值至下限单位的十分之一，且在该所述范围内的任何其它所述值或居间值包括在本发明内。考虑任何下限至任何上限的范围。可独立地包括在较小范围内的这些较小范围的上限和下限也包括在本发明内，除所述范围内任何具体排除的限值外。如果所述范围包括限值之一或两者，则不包括那些包括的限值之一或二者的范围也包括在本发明中。
尽管与本文所述那些类似或等同的任何方法和材料也可用于本发明的实践或试验中，但现在描述优选的方法和材料。通过引用将本文提到的所有出版物并入本文中以公开和描述与引用设施出版物有关的方法和/或材料。
必须指出，除非上下文明确地另外指明，如本文和所附权利要求书中所用，单数形式“a”、“an”以及“the”包括复数。
除非另外定义，本文所述所有技术和科学术语具有与本发明所属领域的技术人员通常理解的相同含义。本发明的描述中使用的术语在此处仅用于描述具体的实施方案，不意欲对本发明限制。通过引用明确地将本文提及的所有出版物、专利申请、专利、图和其它参考文献全部并入本文中。
定义：
CRA：耐腐蚀合金，可意指但绝不限于，对于可能呈现腐蚀问题的完整组件使用的特别配制的材料。耐腐蚀合金可针对宽范围的侵蚀性条件配制。
延展性：可意指但绝不限于，材料在破裂以前经受可测塑性形变的能力的度量；它可表示为伸长率百分数(％EL)或面积降低百分数(％AR)。
耐侵蚀性：可意指但绝不限于，当暴露于击打材料表面的移动固体粒子时，材料固有的耐侵蚀性。
韧性：可意指但绝不限于，对破裂开始的抗性。
疲劳：可意指但绝不限于，对周期载荷下破裂的抗性。
屈服强度：可意指但绝不限于，承受载荷而不形变的能力。
冷却速率：可意指但绝不限于，在板厚度的中心处或者基本在中心处的冷却速率。
奥氏体：可意指但绝不限于，一种或多种元素在铁的面心立方晶体结构中的固溶体；溶质可以为但不限于碳、氮、锰和镍。
马氏体：可意指但绝不限于，通过无扩散相变形成的微观结构的通称，其中母体(通常奥氏体)和产物相具有特定的取向结构。
ε(ε)-马氏体：可意指但绝不限于，具有六方紧密堆积晶体结构的马氏体的一种具体形式，其在奥氏体相冷却或应变时形成。ε-马氏体通常在奥氏体相的紧密堆积(111)平面上形成且在形态上类似于形变孪晶或者堆垛层错簇。
α’(αprime)-马氏体：可意指但绝不限于，具有体心立方或体心四方晶体结构的马氏体的一种具体形式，其在奥氏体相冷却或应变时形成；α’-马氏体通常作为薄片形成。
Ms温度：可意指但绝不限于，在冷却期间奥氏体向马氏体转变开始时的温度。
Mf温度：可意指但绝不限于，在冷却期间奥氏体向马氏体转变结束时的温度。
Md温度：可意指但绝不限于，在指定形变条件下形成指定量的马氏体时的最高温度。Md温度通常用于表征形变时的奥氏体相稳定性。
碳化物：可意指但绝不限于，铁/金属和碳的化合物。
渗碳体：可意指但绝不限于，具有近似化学式Fe3C且具有正交晶体结构的铁和碳化合物。
珠光体：可意指但绝不限于，通常由铁素体和渗碳体(Fe3C)的交替层构成的多层混合物。
晶粒：可意指但绝不限于，多晶材料中的单个晶体。
晶粒边界：可意指但绝不限于，金属中的对应于从一个结晶取向到另一个的过渡的窄区域，由此将晶粒彼此分离。
淬火：可意指但绝不限于，与空气冷却不同的通过任何方式的加速冷却，其中使用因其提高钢冷却速率的倾向而被选择的流体。
加速冷却起始温度(ACST)：可意指但绝不限于，当开始淬火时，板表面上达到的温度。
加速冷却结束温度(ACFT)：可意指但绝不限于，在停止淬火后，板表面由于从板的中间厚度传递的热而达到的最高或者基本最高温度。
锭：具有任何尺寸的钢片。
再结晶：通过加热到临界温度而实现由冷加工金属形成新的无应变晶粒结构晶粒。
Tnr温度：在其以下奥氏体不进行再结晶的温度。
本公开内容提供有利的钢组合物(例如具有增强的耐磨性)。更特别地，本公开内容提供具有增强耐磨性的改进高锰(Mn)钢，和制造具有增强耐磨性的高锰钢组合物的方法。在示例性实施方案中，本公开内容的有利钢组合物/组件改进了以下性能中的一种或多种：耐磨性、延展性、抗裂性、耐侵蚀性、疲劳寿命、表面硬度、抗应力腐蚀性、抗疲劳性和/或耐环境裂化性。
在一个方面中，本公开内容提供通过控制微观结构和/或化学而改进钢的强度、韧性以及耐磨和耐侵蚀性的方法。在某些实施方案中，本公开内容的钢组合物的强度、韧性、耐磨性和/或耐侵蚀性可通过控制微观结构和/或化学而改进/提高。一些这样的可能路线包括促进相变(例如相变至马氏体/ε相)、在形变期间孪生和/或将硬抗侵蚀第二相粒子引入组合物。
在另一方面中，本公开内容提供经调整抗磨和/或侵蚀(例如具有改进耐磨/耐侵蚀性能)的高锰钢。概括而言，由于高强度和加工硬化速率的独特组合，本公开内容的高锰钢在其中想要/要求耐磨和/或耐侵蚀性的应用(油气勘探、生产、输送和石油化学应用)中具有优点/潜势。
本公开内容描述或包括的任何钢组合物可有利地用于许多系统/应用(例如管道系统、油砂管道系统、材料输送系统、流体/固体运输系统、采矿操作中和/或作为用于运土设备和/或钻探组件的材料)，特别是其中耐磨和耐侵蚀性是重要/想要的系统/应用。在示例性实施方案中，本公开内容的系统/方法提供低成本、高强度和耐磨/耐侵蚀钢(例如用于制造高性能浆料输送管等)。
如下文进一步详细讨论，本公开内容的制造方法/系统可包括一个或多个以下步骤：(i)通过相变诱导塑性(“TRIP”)和/或孪晶诱导塑性(“TWIP”)提供高加工硬化速率基体；(ii)提供亚稳定性以在使用期间诱导相变；(iii)提供马氏体的最适宜硬度(例如通过溶解的碳含量来控制，以提供所需耐侵蚀性)；(iv)将具有变化粒度范围的第二相粒子(例如碳化物、准晶体等)分散于组合物内；(v)使用有利的热机械控制方法(“TMCP”)制造步骤/方案(例如以实现以上步骤中的至少一些)；和/或(vi)示例的接合方法，例如固态接合(例如摩擦搅拌焊接)。
一般而言，本公开内容的高锰钢为较便宜的合金，且具有其中加工组件的耐磨性等是重要的潜在应用。在某些实施方案中，钢组合物具有约0.60至约1.50重量％碳和约11至约20重量％锰。
在示例性实施方案中，钢具有通过从约1000℃以上的温度淬火而得到的完全奥氏体结构。在该条件下，材料的硬度是较低的。高锰钢的一个特别有利的特征为强加工硬化能力。在冲击或其它机械应力下，表面层可通过马氏体形变或孪生而快速提高其硬度，而钢的其它部分/部件基本保持为软和/或可延展的。低成本和高加工硬化速率的这一组合使这些钢有利地适于用作抗磨管道材料等。
一般而言，本公开内容提供显示出高强度和耐侵蚀性组合的钢。另外，由于其良好可成型性，如本文所述高锰钢可用于许多装置中，包括采矿和汽车应用。
如所述，本公开内容涉及经调整实现耐步出磨损性、耐侵蚀性和/或耐腐蚀性的高锰钢化学和/或微观结构。在示例性实施方案中，可在服务/使用以前和/或期间在某些高Mn钢的表面层中发生表面晶粒细化(例如就地形成)。例如，表面上的晶粒细化可导致形成具有高强度和硬度、高延展性和/或高韧性的独特组合的层。这类细粒(例如高度约100nm层)或超细晶粒(例如高度约10nm层)表面层可在服务/使用以前和/或期间形成(例如就地形成)，并且可赋予钢耐步出磨损性、耐侵蚀性和/或耐腐蚀性。
在示例性实施方案中，这类细粒(例如约100nm层)或超细晶粒(例如约10nm层)表面层可在示例钢的使用/安装以前通过这类表面形变技术，例如但不限于喷丸、激光冲击喷丸和/或表面抛光而形成。
现有实践的情况是，一些管道系统中的管的机械载荷不强到足以导致钢的最大加工硬化。在示例性实施方案中，本公开内容提供具有改进耐磨性的高锰钢，其可提供用于管道系统的具有有利的磨损寿命预期的管。
现有实践还存在的情况是，材料输送系统(例如管道系统、重型设备等)中的钢通常过早磨损和/或失效，这导致相当大的修补、置换和/或维护/生产成本。在示例性实施方案中，本公开内容提供具有改进的抗磨损/抗腐蚀/抗磨耗性能的成本有效的钢组合物，由此提供显著的商业、制造和/或操作优点。
在其它示例性实施方案中，本公开内容提供包含锰的铁基组件/组合物。在某些实施方案中，组件/组合物包含约5至约40重量％锰、约0.01至约3.0重量％碳和余量铁。组件/组合物还可包含一种或多种合金元素，例如但不限于铬、镍、钴、钼、铌、铜、钛、钒、氮、硼及其组合。包含锰(和任选其它合金元素)的示例铁基组件/组合物描述和公开于美国专利公开No.2012/0160363中，通过引用将其全部内容并入本文中。
组件组合物：
在示例性实施方案中以及如上所述，铁基组合物包含约5至约40重量％锰、约0.01至约3.0重量％碳和余量铁。
因而，组合物中的锰含量可以为总组件/组合物的约5-40重量％。组件/组合物中的碳含量可以为总组件/组合物的0.01-3.0重量％。一般而言，铁构成组件/组合物的基本余量。
组件/组合物还可包含一种或多种合金元素，例如但不限于铬、铝、镍、钴、钼、铌、铜、钛、钒、氮、硼、锆、铪及其组合。重量百分数基于总组件/组合物的重量。
铬可以以约0至约30重量％(更优选总组合物的0.05-20重量％，甚至更优选总组合物的1-5重量％)包含在组件中。镍可以以约0至约20重量％(更优选总组合物的0.05-20重量％，甚至更优选总组合物的1-5重量％)包含在组件中。钴可以以约0至约20重量％(更优选总组合物的0.05-20重量％，甚至更优选总组合物的1-5重量％)包含在组件中。铝可以以约0至约15重量％(更优选总组合物的0.05-10重量％，甚至更优选总组合物的1-5重量％)包含在组件中。钼可以以约0至约10重量％(更优选总组合物的0.2-5重量％，甚至更优选总组合物的0.1-2重量％)包含在组件中。硅可以以约0至约10重量％(更优选总组合物的0.1-6重量％，甚至更优选总组合物的0.1-0.5重量％)包含在组件中。铌、铜、钨、钽、钛和/或钒可各自以约0至约10重量％(更优选总组合物的0.02-5重量％，甚至更优选总组合物的0.1-2重量％)包含在组件中。氮可以以约0.001至约3.0重量％(更优选总组合物的0.02-2.0重量％，甚至更优选总组合物的0.05-1.5重量％)包含在组件中。硼可以以约0至约1重量％(更优选总组合物的0.001-0.1重量％)包含在组件中。
包含锰的铁基组件/组合物还可包含选自锆、铪、镧、钪、铈及其组合的另一合金元素。这些其它合金元素各自可以以基于组件/组合物的总重量约0至约6重量％(例如0.02-5重量％)包含在组件/组合物中。
一般而言，本公开内容的高Mn钢的机械性能取决于应变诱导相变的特征，其通常通过钢的化学组成和/或加工温度控制。不同于常规碳钢，高Mn钢包含在环境温度(例如18-24℃)下具有面心立方(fcc)结构的亚稳奥氏体相。
在应变时，亚稳奥氏体相可通过应变诱导相变转变成几种其它相。更特别地，取决于钢化学和/或温度，奥氏体相可转变成微孪晶(fcc)结构(沿基体排列的孪晶)、ε-马氏体(六方晶格)和α′-马氏体(体心四方晶格)。
这些相变产物可赋予高Mn钢一系列独特性能。例如细微孪晶有效地分割初级晶粒并充当位错滑移的强障碍物。这导致有效的晶粒细化，导致高极限强度和延展性的优异组合。
已知化学组成和温度为控制应变诱导相变路径的主要因素，如图1所示。一般而言，高Mn钢取决于应变时奥氏体相的稳定性和温度可分为四组：例如稳定(A)、轻微稳定(B)、中等亚稳定(C)和高度亚稳定(D)Mn钢。这些相的亚稳性受温度和应变影响。这些钢倾向于在较低温度和较高应变下更加亚稳定(例如更高的相变倾向)。
图1为作为合金化学和温度的函数的高Mn钢相稳定性和形变机制的示例图。字母(A、B、C和D)表示形变期间的各种相变方法。在该图中，钢A通过滑动形变(类似于其它金属和合金)，而钢B-D会在形变期间相变。
区域A中的具有高Mn含量(例如大于或等于约25重量％)的钢具有稳定的奥氏体，并且主要通过机械应变时位错滑移而形变。一般而言，具有完全稳定化奥氏体结构的钢显示出较低的机械强度，但在低温温度下保持韧性，提供低磁导率并且高度耐氢脆。
区域B中的轻微亚稳定的钢可以以中等锰含量(例如约15至约25重量％Mn和约0.6重量％C)制备。这些钢在形变期间形成孪晶。大量塑性伸长可通过随着位错滑移而形成大范围的形变孪晶而实现，一种称为孪生诱导塑性(TWIP)的现象。当微观结构有效地细化时，孪生导致高速加工硬化，因为孪晶边界像晶粒边界一样起作用，并由于动态Hall-Petch效应而强化了钢。TWIP钢将极高拉伸强度(例如大于150ksi)与极高均匀伸长率(例如大于95％)结合，使得它们对许多应用而言是非常有吸引力的。
中等亚稳定钢(区域C中的钢)在应变时可相变成ε-马氏体(六方晶格)。在机械应变时，这些钢主要通过伴随位错滑移和机械孪生形成ε-马氏体而形变。
高度亚稳定钢(区域D中的钢)在形变时相变为强体心立方相(称为α′-马氏体)。该强相提供对由外部硬粒的冲击产生的侵蚀的抗性。由于外部粒子的冲击导致钢的近表面区域形变，这些表面区域在使用期间相变，由此提供耐侵蚀性。因此，在硬表面层受损时它通过使用时的冲击而改变，就此而言，这些钢具有“自愈”特征。
因此，可调整高Mn钢的化学性，从而通过控制其形变期间的相变来提供一系列性能(例如耐磨性、低温韧性、高可成型性、耐侵蚀性)。
高Mn钢中的其它合金概念：
高Mn钢中的合金元素决定奥氏体相的稳定性和应变诱导相变路线。一般而言，锰为高Mn钢中的主要合金元素，且它在冷却和形变期间使奥氏体结构稳定化方面是重要的。在Fe--Mn二元体系中，随着Mn含量提高，应变诱导相变路线从α′-马氏体变成ε-马氏体，然后变成微孪生。
碳为有效的奥氏体稳定剂且碳溶解度在奥氏体相中是高的。因此，碳合金可用于在熔体冷却期间和塑性形变期间使奥氏体相稳定化。碳还通过固溶体硬化而增强基体。如所述，本公开内容的组件/组合物中的碳可以为总组件/组合物的约0.01至约3.0重量％。
铝为铁素体稳定剂，因此在冷却期间使奥氏体相不稳定。然而，将铝加入高Mn钢中使奥氏体相稳定化以防形变期间的应变诱导相变。此外，它通过固溶体硬化而增强奥氏体。由于其高钝性，铝的添加还增强本文所述高含Mn铁基组件的抗腐蚀性。本公开内容的组件/组合物中的铝可以为总组件的约0.0至约15重量％。
硅为铁素体稳定剂并支持α′-马氏体形变，同时促进在环境温度下形变时的ε-马氏体形成。由于固溶体增强，Si的添加将奥氏体相增强约50MPa，基于每1重量％的Si添加。本公开内容的组件/组合物中的硅可以为总组分的约0.01至约10重量％。
铬在高Mn钢合金中的添加增强冷却期间铁素体相的形成并提高耐腐蚀性。此外，Cr在Fe-Mn合金体系中的添加降低热膨胀系数。本公开内容的组件/组合物中的铬可以为总组分的约0.05至约30重量％。
基于对这些合金元素对应变诱导相变的影响，可设计合适的钢化学性用于具体应用。高Mn钢的一些设计标准可以为临界马氏体相变温度，例如Ms和Mεs。Ms为在其以下发生奥氏体向α′-马氏体相变的临界温度，且Mεs为在其以下发生奥氏体向ε-马氏体相变的临界温度。
合金元素对Ms和Mεs的影响可如下表示(合金元素的单位为重量％，且其中A3为在其以上所有铁素体相(包括α′-和ε-马氏体相)相变成奥氏体的临界温度)：
Ms(K)＝A3-410-200(C+1.4N)-18Ni-22Mn-7Cr-45Si-56Mo；和
Mεs(K)＝670-710(C+1.4N)-19Ni-12Mn-8Cr+13Si-2Mo-23Al
一般而言，如果Ms比Mεs高得多，则仅发生奥氏体向α′-马氏体转变。如果Mεs比Ms高得多，则仅发生奥氏体向ε-马氏体转变。如果Ms和Mεs彼此接近，则发生α′-马氏体和ε-马氏体相变。
应当指出包含锰的铁基组件/组合物可用于多种应用/用途/系统(例如管道系统、油砂管道系统、材料输送系统、流体/固体运输系统，采矿操作中和/或作为运土设备和/或钻探组件的材料)。
例如，如上述美国专利公开No.2012/0160363中描述和公开的，本公开内容的含锰铁基组件/组合物可在油、天然气和/或石油化学工业等中找到大量非限定性用途/应用(例如低温应用、耐腐蚀应用、耐侵蚀应用、天然气液化/运输/储存类结构/组件、油/气完井和生产结构/组件、地下钻探设备、油/气精炼和化工厂结构/组件、煤开采结构/设备、煤气化结构/设备等)。
较低的合金含量(例如小于约20重量％Mn和约1.5重量％C)产生高度亚稳定奥氏体相。高度亚稳定奥氏体相在应变时通常转变成硬α′-马氏体。当这些钢表面磨损时，高度亚稳定奥氏体相的表面层可转变成α′-马氏体相。该摩擦诱导相变导致在由韧性未相变奥氏体组成的内部上形成包含马氏体的薄硬表面层。该独特的组合使高Mn钢适于抗磨损/侵蚀和抗冲击应用。
此外，本公开内容的高Mn钢的接合使用常规(例如熔化、电阻焊接等)和新兴接合方法(例如激光、电子束、摩擦搅拌焊接等)进行，如上述美国专利公开No.2012/0160363中描述和公开的。在示例性实施方案中，优选的接合方法包括固态焊接方法(例如电阻焊接、摩擦搅拌焊接)，其中这类焊接方法不需要使用焊接金属，但本公开内容不限于此。
本体改性：
本公开内容的系统/方法提供/生产尤其具有优异的耐磨性的高Mn钢。本公开内容的钢组合物的高强度和加工硬化速率降低钢在磨损期间的材料损失。
增强本公开内容的材料的一些可能冶金路线显示于图2中。因而，图2描述改进高Mn钢耐磨性的示例路线。本体化学改性和第二相粒子增强描述于图2中。
在示例性实施方案中，本体改性用于促进形变期间的相变(TRIP)和孪生(TWIP)。一般而言，分散的粒子增强材料/组合物，但具有复杂的效果。应当指出分散的粒子可能影响：(i)组合物基体本身的化学，(ii)晶粒尺寸，和(iii)总材料组合物韧性。一般而言，这些效果的适当平衡对本公开内容的示例性实施方案而言是重要的。
由于TRIP/TWIP效应，高锰钢通常具有快加工硬化速率。它们的活化通常由合金的堆垛层错能(“SFE”)的值引起。应当指出塑性形变与低SFE值(例如小于约12mJ/m2)下的马氏体相变有关，且伴随着在中间SFE值下的孪生。在甚至较高的SFE值(例如大于35mJ/m2)下，塑性和应变硬化通常仅通过位错滑移控制。因而，SFE值为钢设计中的重要参数。
SFE为合金化学和温度的函数。固有堆垛层错可表示为在厚度上具有两个平面的ε-马氏体晶胚。SFE包括体积能和表面能贡献。已证明的是，SFE的化学和温度依赖性很大程度上由ε-马氏体与奥氏体之间的体积能差产生。此外，相的体积自由能可由已有数据库等得到。
图3显示当将各合金元素加入FeMn13C0.6中时的预测SFE值。换句话说，图3显示合金元素对FeMn13C0.6参比的SFE值和形变机制的预测影响。
如图3所示，来自各种合金元素的添加的SFE贡献是不同的。碳具有最强的影响，锰具有最小的影响。当考虑多种合金元素的相互作用时，SFE对化学的依赖性是复杂的，不是千篇一律的。一般而言，形变机制可通过合适地调整本体化学而控制。
第二相粒子分散强化：
在示例性实施方案中，本公开内容的系统/方法还包括引入第二相粒子以进一步改进示例钢组合物的耐磨性。在某些非限定性实施方案中，示例性的系统/方法主要针对碳化物/氮化物粒子描述。然而，应当指出本公开内容的系统/方法可使用、应用和/或包括其它粒子/沉淀物，例如但不限于硼化物和氧化物。在示例性实施方案中，当主要考虑碳化物/氮化物和氧化物粒子时，晶粒细化可以为来自第二相粒子的另一益处。
一般而言，粒子的粒度和空间分布是重要的。已证明，粒子对钢/材料强化的效力随着粒度降低而提高。因此，细粒通常通过强化材料而很大程度上贡献于材料耐磨性，而粗糙粒子通常提供对侵蚀损害的额外抗性。
应当指出粒子的粒度和/或空间分布可基于材料使用条件调整或最佳化。例如，对于用于管道系统等中的组合物，磨损损害可由具有宽粒度分布的砂导致。因此，对于钢组合物，可考虑双峰粒度分布。应当指出具有各种类型和粒度的第二相粒子的高锰钢的制造或生产可通过各种示例性热机械控制方法(“TMCP”)实现，如下文进一步讨论的。
在某些实施方案中，碳化物/氮化物沉淀也可局部增强奥氏体基体中的TRIP或TWIP效果。碳化物/氮化物粒子中的间隙元素(碳和氮)浓度比钢的平均值高得多。由于界面的扩散梯度，间隙元素可能在围绕基体的沉淀物中贫含，这产生对TRIP或TWIP而言的较低活化能。
图4(示意性，非按比例)显示碳化物沉淀物对机械性能和相应形变机制的整体影响。与具有基本相同化学的全奥氏体钢相比，具有示例性碳化物/氮化物粒子的高锰钢可具有较高的屈服强度和加工硬化能力。在示例性实施方案中，硬粒子和可加工硬化材料基体的组合使得本公开内容的组合物适于经得住和/或降低由操作使用(例如由硬粒子切割/剪切等)导致的磨损效应。
制造和微合金化：
本公开内容的钢组合物/组件可通过各种加工技术制造或生产，包括但不限于各种示例热机械控制加工(“TMCP”)技术、步骤或方法。一般而言，一些TMCP方法用于生产低合金钢，特别是其中想要晶粒尺寸和微观结构细化时。
在示例性实施方案中，为产生所需碳化物/氮化物粒子，粒子应在形变以前为基本溶解状态，因为未溶解的粒子在升高的温度下会经历较快的粗糙化。受控形变应在结晶停止温度以下进行，使得形变产生由粒子内结晶缺陷填充的拉长的奥氏体晶粒，所述结晶缺陷为优选的成核部位。
然后需要缓慢的冷却或等温保持，以促进粒子沉淀。最后，应用快速淬火以保持完全奥氏体基体。
图5说明生产根据本公开内容的钢组合物/组件的示例制造方案。因而，图5为本公开内容的示例钢制造方法的示意图。如图5所示，Tnr为奥氏体再结晶停止温度，且As为奥氏体开始温度。
在示例性实施方案中，TMCP方法具有微合金添加的协同效果。取决于待加入/用于组合物中的合金元素，应选择合适的热机械条件以产生所需细粒。一般而言，用于本公开内容的方法中的合金元素对TMCP或本体性能改进或者二者具有一些影响。
在某些实施方案中，碳为控制本体形变机制、促进碳化物沉淀和使奥氏体相在冷却期间稳定化的最有效合金元素之一。应当指出组合物的总碳含量可能与常规高锰钢相比大得多或高得多，但应将TMCP步骤以后溶液中碳的量控制在低得多的水平。
在示例性实施方案中，锰为奥氏体相稳定剂。可将该元素主要加入组合物中以在冷却和TMCP期间保持完全奥氏体基体。一般而言，它对形变机制具有很少影响。
铬为碳化物形成剂。取决于合金含量和/或热处理温度，它促进不同类型的碳化物，例如M7C和M23C6。此外，铬添加对耐腐蚀强化而言通常是重要的。
铌、钒、钽和钛为在TMCP期间通过在形变奥氏体上形成应变诱导(例如(Ti,Nb)(C,N))沉淀而阻碍再结晶的有效元素。另外，铌和/或钒，和/或钽和/或钛添加促进根据本公开内容的示例性实施方案的本体碳浓度改性。
加入铝和硅以微调或调整本公开内容的高锰钢的SFE。应当指出铝添加可促进准晶相形成，如下文所讨论的。
准晶体沉淀硬化高Mn钢：
本公开内容的另一目的是利用准晶体的沉淀硬化而提供高Mn钢。在示例性实施方案中，高Mn钢可通过准晶体的沉淀而强化，且这类结构可通过在升高的温度(例如高达约700℃)下热处理而实现。
一般而言，准结晶材料具有周期原子结构(例如5倍或10倍旋转对称)，但通常不符合普通结晶材料典型的3-D对称。由于它们的结晶结构，具有调整的化学的半结晶材料显示出独特性能，这对高Mn钢的强化而言是有吸引力的。
应当指出因为位错以移动通过准晶体晶格的难度，半结晶沉淀物可提供比结晶沉淀物(例如碳化物)更高的强化效果。此外，准晶体通常不生长超过特定粒度，这不同于结晶沉淀物，由此减轻与某些结晶沉淀物有关的过老化顾虑。
在二十面Al-Cu-Fe化学中，由于它们在不锈钢基质上的低表面能(例如约30mJ/m2)，准晶体材料通常提供非粘性表面性能。由于它们的低表面能，准晶体材料显示出在干空气中用金刚石压痕计的刮擦试验中的低摩擦系数(例如约0.05)与较高微硬度组合。准结晶材料出现在Al-TM(TM＝过渡金属；例如V、Cr、Mn)、Al-(Mn、Cu、Fe)-(Si)和Al-Cu-TM(例如Cr、Fe、Mn、Mo)体系中。
超细晶高Mn钢：
在示例性实施方案中，改进的钢组合物(例如超细晶粒高Mn钢组合物)可通过示例的热机械控制方法(TMCP)制造。在某些实施方案中，尤其是在其中铁素体或马氏体相比奥氏体相更加热力学稳定的较低Mn合金化学(如8重量％或更少)中，本公开内容的TMCP包括在环境(例如18-24℃)和/或低温(例如-196℃)和/或中间温度下严重塑性形变以诱导马氏体形成，随后在升高的温度下退火以将形变诱导马氏体逆变成超细晶奥氏体。示例性热机械控制方法示意性地显示于图6中。图6描述生产根据本公开内容的超细晶粒高Mn钢的示例性制造方法的示意图。如图6所示，Af为奥氏体结束温度(奥氏体再结晶停止温度)，As为奥氏体开始温度。
在示例性实施方案中以及在加热和在正火温度下保持钢组合物以后，钢组合物的亚稳奥氏体相通过在环境(例如18-24℃)和/或低温(例如-196℃)和/或中间温度下严重塑性形变而转变成应变诱导马氏体相(图6)。应变诱导马氏体相可在逆变处理(例如图6中逆变退火)以前进一步重度形变以破坏条板或板结构。应变诱导马氏体相可在足以抑制复原的奥氏体相晶粒粗糙化的低温下恢复成奥氏体相。在示例性实施方案中，可调整本公开内容的钢组合物(例如高Mn钢组合物)的化学使得复原奥氏体的马氏体开始温度(Ms)在室温以下(例如18-24℃)。
示例性制造方法
本公开内容提供制造铁基组件的方法，其包括：a)提供具有约5至约40重量％锰，优选约9至约25重量％锰，甚至更优选约12至约20重量％锰，和约0.01至约3.0重量％碳，优选约0.5％至约2.0重量％碳，甚至更优选约0.7％至约1.5重量％碳，以及余量铁的组合物；b)将组合物加热至组合物的奥氏体再结晶停止温度以上的温度(例如至将组合物均化的温度)；c)使组合物形变，同时使组合物处在组合物的奥氏体再结晶停止温度以下的温度；和d)将组合物淬火或者加速冷却或空气冷却。
本公开内容提供制造铁基组件的方法，其中在步骤d)以后，组合物的基体主要或基本为奥氏体相。在一个或多个实施方案中，钢组合物中奥氏体的体积百分数为约50重量％至约100重量％，更优选约80重量％至约99重量％。
优选使用热轧方法将钢组合物加工成主要或基本奥氏体板。在一个或多个实施方案中，首先例如通过连续铸造方法由所述组合物形成钢坯/锭。然后可将坯/锭再加热至约1,000℃至约1,300℃范围内，更优选约1050℃至1250℃范围内，甚至更优选约1100℃至1200℃范围内的温度(“再加热温度”)。优选，再加热温度足以：(i)将钢锭/组合物基本均化，(ii)若存在，将钢锭/组合物中的基本所有碳化物和/或碳氮化物溶解，和(iii)在钢锭/组合物中建立细初始奥氏体晶粒。
然后可将再加热的锭/组合物在单或多程中热轧。在示例性实施方案中，可将再加热的锭/坯冷却至轧制起始温度。在一个或多个实施方案中，轧制起始温度为900℃以上，优选950℃以上，甚至更优选1000℃以上。
在示例性实施方案中，用于板厚度下降的终轧可在“结束轧制温度”下完成。在一个或多个实施方案中，结束轧制温度为约700℃以上，优选约800℃以上，更优选约900℃以上。其后，可将热轧板冷却(例如在空气中)至第一冷却温度或加速冷却起始温度(“ACST”)，在该温度开始加速冷却将板以至少约10℃/秒的速率冷却至第二冷却温度或加速冷却结束温度(“ACFT”)。在冷却至ACFT以后，可将钢板/组合物在环境空气中冷却至室温(例如环境温度)。优选，使钢板/组合物独立地冷却至室温。
在一个或多个实施方案中，ACST为约700℃或更大、约750℃或更大、约800℃或更大，或者约850℃或更大。在一个或多个实施方案中，ACST可以为约700℃至约1000℃。在一个或多个实施方案中，ACST可以为约750℃至约950℃。优选，ACST为约650℃、700℃或750℃的下限至约900℃、950℃或1000℃的上限。在一个或多个实施方案中，ACST可以为约750℃、约800℃、约850℃、约890℃、约900℃、约930℃、约950℃、约960℃、约970℃、约980℃或约990℃。
在一个或多个实施方案中，ACFT可以为约0℃至约500℃。优选ACFT为约0℃、10℃或20℃的下限至约150℃、200℃或300℃的上限。
不受任何理论束缚，认为快速冷却(例如大于约10℃/秒的冷却速率)至低加速冷却结束温度(“ACFT”)阻碍了至少一部分碳和/或氮原子从钢组合物的奥氏体相扩散到晶粒边界或第二相中。另外认为，高加速冷却起始温度(“ACST”)阻碍了至少一部分碳和/或氮原子在随后冷却至ACFT期间形成沉淀物如碳化物、碳氮化物和/或氮化物。因而，减少了晶粒边界上沉淀物的量。因此，增强了钢的断裂韧性和/或抗裂性。
在轧制和冷却步骤以后，可将板成形为管等(例如管道)。可使用任何合适的形成管的方法。优选，通过本领域中已知的常规UOE方法或JCOE方法将前体钢板制造成管道。
参考以下实施例进一步描述本公开内容；然而，本公开内容的范围不由此受限。以下实施例说明用于制造或生产改进的钢组合物(例如具有增强耐磨性等的改进高Mn钢组合物)的改进系统和方法。如以下实施例中所述，本公开内容说明本公开内容的有利钢组合物/组件改进了以下性能中的一种或多种：耐磨性、延展性、抗裂性、耐侵蚀性、疲劳寿命、表面硬度、抗应力腐蚀性、抗疲劳性和/或耐环境裂化性。一般而言，本公开内容的钢的强度/韧性和/或耐磨/耐侵蚀性可通过控制微观结构和/或化学而改进/提高。如所述，一些可能的路线包括促进相变(例如相变至马氏体/ε相)、在形变期间孪生和/或将硬抗侵蚀第二相粒子引入组合物。
在示例性实施方案中，本公开内容提供根据包括以下步骤的步骤制造的铁基组件：a)提供具有约5至约40重量％锰、约0.01至约3.0重量％碳和余量铁的组合物；b)将组合物加热至组合物的奥氏体再结晶停止温度以上的温度；c)将组合物冷却；d)使组合物形变，同时使组合物处在组合物的奥氏体再结晶停止温度以下的温度；和e)将组合物淬火或者加速冷却或空气冷却。
实施例
实施例1：
一般而言，材料的侵蚀-腐蚀行为(例如钢管材料)为多个相关参数的函数，包括浆料组成、侵蚀粒子粒度/形状和流速以及目标材料的化学/微观结构。射流冲击试验和气体冲击试验用于评估所选择的钢材料在冲击侵蚀条件下的侵蚀重量损失，由此模拟水力输送管道环境。
图7显示示例性射流冲击(例如射流冲击)试验设备/构造的示意图。侵蚀试验用水和包含约25重量％砂的砂浆(AFS 50/70标准硅砂)进行。水浆料还包含约1500ppm NaCl，且水的pH和温度分别保持在约8.5pH和约45℃。
将目标材料(例如钢组合物/组件)在三个不同的冲击角(α)(例如约15°、约45°、约90°)下暴露于高速(例如约6m/sec)水/砂浆料约4小时。在各试验以后分别使用微量天平和激光轮廓仪评估目标材料的侵蚀重量损失和体积损失。
根据本公开内容制造的三种示例钢(钢11或EM11、钢12或EM12、钢13或EM13)和对比X70碳钢的侵蚀重量损失和体积损失显示于图8中。三种示例高Mn钢(钢11或EM11、钢12或EM12、钢13或EM13)的标称化学组成显示于下表1中(所有组成以重量％表示)。图8显示在约45°冲击角的射流冲击试验以后，试样(X70对照试样、钢11或EM11、钢12或EM12、钢13或EM13)的重量损失和体积损失。
如图8所示，根据本公开内容的系统/方法制造的改进高Mn钢(钢11或EM11、钢12或EM12、钢13或EM13)在实验室规模射流冲击试验以后显示出与X70碳钢相比达4倍的耐侵蚀性。
因而，改进钢的高强度和加工硬化速率降低了磨蚀期间的材料损失。应当指出，增强材料强度对耐磨/耐侵蚀性的一个缺点是高强度可能伴随延展性/断裂韧性的损害。本公开内容的示例性实施方案的冶金路线通过将晶粒细化而同时增强了钢的强度和延展性。
在侵蚀试验以后，使用聚焦离子束(FIB)组合透射电子显微术(TEM)表征三种高Mn钢(钢11或EM11、钢12或EM12、钢13或EM13)和对比X70钢的截面微观结构。这三种高Mn钢显示在侵蚀试验以后形成超细晶粒(约10nm晶粒尺寸)表面层，而对比X70管道级钢显示，当它经受相同的侵蚀试验时不存在明显的超细晶粒表面层。
图9A和9B显示示例性高Mn钢(图9A–试样钢12或EM12)和X70碳钢(图9B–对比钢)的透射电子显微镜亮视场图像，其显示了高Mn钢(试样钢12或EM12)在侵蚀试验以后表面层的微观结构，没有X70碳钢在侵蚀试验以后的表面层，其中两种试样经受相同的侵蚀试验条件。示例性高Mn钢(图9A-钢12或EM12)显示在侵蚀试验以后形成超细晶粒(例如约10nm晶粒尺寸)表面层，而X70钢(图9B)显示，当它经受相同的侵蚀试验条件时不存在明显的超细晶粒表面层。
在侵蚀试验以前，将这三种高Mn钢(钢11或EM11、钢12或EM12、钢13或EM13)在约1100-1120℃下再加热并在约830℃下终轧成约12mm厚板，其后是加速冷却。本发明这三种钢的化学组成显示于下表1中。
表1
高Mn钢的标称化学组成(组成以重量％表示)
试样I.D. 碳(C) 锰(Mn) 铬(Cr) 铜(Cu) 硅(Si)
钢11/EM11 1.2 18 3 0.5 0.1
钢12/EM12 1.5 14 3 0.5 0.1
钢13/EM13 0.8 14 3 0.5 0.1
不受任何理论束缚，应当指出高Mn钢基体中碳含量的提高增强了钢的机械强度和加工硬化速率。在示例性实施方案中，总组合物的约12-20重量％的Mn合金化使奥氏体相稳定化，并提高了钢基体中的碳溶解度。至多约3重量％的Cr合金化通过溶液强化而提高了耐腐蚀性和机械强度。约0.5至约2重量％的Cu合金化提高了碳溶解度和耐腐蚀性。
实施例2：
下表2显示了示例性高Mn钢(钢11/EM11)的不同实施方案的热处理条件和微观结构。表2中所用示例性高Mn钢试样(钢11/EM11)的标称化学组成显示于上表1中。
表2
示例性高Mn钢组合物(钢11/EM11)的各种热处理/形变条件和所得微观结构
Figure BDA0002277400170000311
在示例性实施方案中以及如表2和图10所示，在具有较细晶粒尺寸(例如约30μm或更小)和/或较低碳化物沉淀物含量(例如小于约2体积％)的钢中实现最好的耐侵蚀性，如对于试样钢11A(EM11A)、钢11B(EM11B)和钢11C(EM11C)所示。
图10显示用于生产具有进一步增强的耐侵蚀/耐磨性的改进钢(例如高Mn钢)的示例热机械控制方法(TMCP)热轧程序/参数。因而，图10显示用于制造具有改进的晶粒尺寸和/或沉淀物(例如碳化物沉淀物含量体积％)细化的钢的示例TMCP热轧程序/参数。如图10所示，Tnr为奥氏体再结晶停止温度(奥氏体结束温度)。
在示例性实施方案中，可调整(TMCP)热轧参数以得到具有约200μm或更小的细化晶粒尺寸和/或约5体积％或更少的低碳化物沉淀物含量的钢组合物。该方法可包括一个或多个在较低温度下的终轧步骤，其引入形变条带/位错缠结，从而增强晶粒内细沉淀物的形成。
示例性的改进TMCP热轧步骤/参数可与各种微合金元素，例如而不限于V、Nb、Ti、Mo和/或N的添加组合。发现高Mn钢中的微合金元素可导致形成细分散于钢基体中的细碳化物/氮化物/碳氮化物沉淀物。细分散的沉淀物可阻碍再加热期间的晶粒粗糙化和热轧期间的再结晶，从而有利地增强本公开内容的钢组合物/组件的强度。
图11为显示在不同的热处理/形变条件下制造钢组合物/组件以后示例性高Mn钢组合物/组件中的侵蚀体积损失的图。更具体地，图11显示通过气体冲击试验评估，示例高Mn钢的侵蚀体积损失，以说明制造方法对示例钢的微观结构和所得耐侵蚀性的影响。如所述，在具有较细晶粒尺寸(例如约30μm或更小)和/或较低碳化物沉淀物含量(例如小于约2体积％)的钢中实现最好的耐侵蚀性，如关于试样钢11A(EM11A)、钢11B(EM11B)和钢11C(EM11C)所示。
实施例3：
气体冲击侵蚀试验用空气和硅酸盐玻璃珠浆料进行。气体冲击试验在约10psi空气压力或122m/s气体流速下用约50μm平均直径的玻璃珠进行。其它参数遵循ASTM G76。
使目标材料(例如钢组合物/组件)在三个不同的冲击角(例如约15°、约45°、约90°)下暴露于高速空气/玻璃珠浆料约1小时。在各试验以后分别使用微量天平和激光轮廓仪评估目标材料的侵蚀重量损失和体积损失。
根据本公开内容制造的三种示例钢和对比X65碳钢的侵蚀重量损失和体积损失显示于下表3中。示例性高Mn钢的标称化学组成也显示于表3中(所有组成以重量％表示)。
表3
高Mn钢的化学组成和气体冲击侵蚀重量损失(组成以重量％表示)
如表3所示，根据本公开内容的系统/方法制造的高Mn钢显示出与X65碳钢相比达10倍的耐侵蚀性。
实施例4：
下表4显示微合金高Mn钢的化学组成和气体冲击侵蚀重量损失。所有微合金高Mn钢(例如钢601、钢602、钢603、钢604、钢605)通过在约1120℃下再加热，在约970℃下终轧，其后加速冷却至室温而制造。
表4
微合金高Mn钢的化学组成和气体冲击侵蚀重量损失(组成以重量％表示)
Figure BDA0002277400170000341
如表4所示，根据本公开内容的系统/方法制造的微合金高Mn钢显示出与X65碳钢相比达10倍的耐侵蚀性。
尽管主要针对用于材料输送系统、流体/固体运输系统、采矿操作、油砂管道系统、运土设备的组件、钻探组件和/或油/气/石油化学应用中的钢组合物描述了本公开内容，这些描述仅用于本公开内容且不意欲为限制本公开内容。相反，认识到所述钢组合物能够用于多种应用、系统、操作和/或工业中。
尽管参考示例性实施方案描述了本公开内容的系统和方法，本公开内容不限于这类示例性实施方案和/或实施。而是，如本领域技术人员从其公开内容中容易获悉的，本公开内容的系统和方法容许许多实施和应用。本公开内容明确包括所述实施方案的这类改进、增强和/或变化。由于可对以上结构作出许多变化且可不偏离其范围而做出该公开内容的许多不同的实施方案，附图和说明书中包含的所有事项应解释为说明性的，而不具有限制性意义。其它改进、变化和替代应包括在前述公开内容中。因此，合适的是所附权利要求书应宽泛地、以与本公开内容的范围一致的方式解释。

Claims (10)

1.制造高锰钢组件的方法，其包括：
a)提供具有如下组成的组合物：
-总组合物的约9至约20重量％锰，
-总组合物的约0.5至约2.0重量％碳，
-任选地，
总组合物的0.5-30重量％铬，
总组合物的0.5-20重量％的镍或钴，
总组合物的的0.2-15重量％铝，
总组合物的0.01-10重量％的钼、铌、铜、钛或钒，
总组合物的0.1-10重量％的硅；
总组合物的0.001-3.0重量％的氮，
总组合物的0.001-0.1重量％的硼，和
总组合物的0.2-6重量％的锆或铪，以及
-余量铁；和
b)将组合物加热至至少约1000℃；
c)将组合物以约2℃/秒至约60℃/秒的速率冷却，随后将组合物在约700℃至约1000℃范围内的温度热轧制；
d)将组合物缓慢冷却或保持等温；和
e)将组合物从约700℃至约1000℃范围内的温度以至少约10℃/秒的速率淬火或者加速冷却或空气冷却至约0℃至约500℃范围内的温度。
2.根据权利要求1的方法，其中在步骤e)以后，组合物的碳化物沉淀物体积含量为组合物的约5体积％或更少。
3.根据权利要求1或2的方法，其中在步骤e)以后，组合物具有微观结构，该微观结构具有约100μm或更小的细化晶粒尺寸。
4.根据权利要求3的方法，其中所述组合物包括具有含约100μm或更小的细化晶粒尺寸的微观结构的表面层；其中表面层的厚度为约10nm至约5000nm；且其中表面层在组合物的使用以前或期间形成。
5.根据权利要求4的方法，其中表面层借助选自喷丸、激光冲击喷丸、表面抛光及其组合的表面形变技术形成。
6.根据权利要求1-5中任一项的方法，其中在步骤c)以后，组合物的基体基本包括奥氏体相。
7.根据权利要求1-6中任一项的方法，其中进一步包括，在步骤c)以后，将组合物加热至约1,000℃至约1,300℃范围内的温度，然后将将组合物淬火。
8.根据权利要求1-7中任一项的方法，其中进一步包括，在步骤b)中将组合物加热至约1,000℃至约1,300℃范围内的温度，任选约1050℃至1250℃范围内的温度。
9.根据权利要求1-8中任一项的方法，其中组合物包含约12至约20重量％锰、约0.60至约3.0重量％碳、约0.5至约3重量％铬、约0.5至约2.0重量％铜、约0.1至约1重量％硅和余量铁。
10.根据权利要求1-9中任一项的方法，其中步骤c)包括相变诱导塑性或孪晶诱导塑性。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112359267A (zh) * 2020-10-27 2021-02-12 中国科学院合肥物质科学研究院 一种基于抗疲劳孪生诱发塑性钢的减震结构及制备方法

Families Citing this family (61)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AR101904A1 (es) * 2014-09-29 2017-01-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Material de acero y tuberías expansibles para la industria del petróleo
MX2017004258A (es) 2014-10-01 2017-06-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Material de acero de alta resistencia para pozos de petróleo y productos tubulares para la industria del petróleo.
JP6693217B2 (ja) * 2015-04-02 2020-05-13 日本製鉄株式会社 極低温用高Ｍｎ鋼材
US10281903B2 (en) * 2015-07-27 2019-05-07 Hitachi, Ltd. Process for design and manufacture of cavitation erosion resistant components
CN105483539B (zh) * 2015-12-10 2017-08-22 钢铁研究总院 一种超硬粒子增强型奥氏体耐磨钢板及其制造方法
RU2615738C1 (ru) * 2016-02-08 2017-04-10 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") Высокопрочная сталь системы Fe-Mn-Al-C, обладающая эффектом TWIP и TRIP
JP6387988B2 (ja) * 2016-03-04 2018-09-12 トヨタ自動車株式会社 耐摩耗性銅基合金
KR101747034B1 (ko) * 2016-04-28 2017-06-14 주식회사 포스코 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 이의 제조방법
US10385415B2 (en) * 2016-04-28 2019-08-20 GM Global Technology Operations LLC Zinc-coated hot formed high strength steel part with through-thickness gradient microstructure
US10619223B2 (en) * 2016-04-28 2020-04-14 GM Global Technology Operations LLC Zinc-coated hot formed steel component with tailored property
BR112018071993A2 (pt) 2016-05-02 2019-02-12 Exxonmobil Research And Engineering Company tubo de aço com alto teor de manganês com resistência à erosão-corrosão na zona com solda escalonada e método de fabricar o mesmo
BR112018071995A2 (pt) * 2016-05-02 2019-02-12 Exxonmobil Research And Engineering Company tecnologia de soldagem em circunferência no campo para dutos de aço com alto teor de manganês para pasta fluida
CA3022940C (en) 2016-05-02 2024-06-04 Exxonmobil Research And Engineering Company Field dissimilar metal welding technology for enhanced wear resistant high manganese steel
US20170349983A1 (en) * 2016-06-06 2017-12-07 Exxonmobil Research And Engineering Company High strength cryogenic high manganese steels and methods of making the same
JP6376179B2 (ja) * 2016-07-06 2018-08-22 セイコーエプソン株式会社 粉末冶金用金属粉末、コンパウンド、造粒粉末および焼結体
JP6376178B2 (ja) 2016-07-06 2018-08-22 セイコーエプソン株式会社 歯車、減速装置、ロボットおよび移動体
RU2624548C1 (ru) * 2016-09-12 2017-07-04 Юлия Алексеевна Щепочкина Износостойкий сплав на основе железа
RU2619539C1 (ru) * 2016-10-31 2017-05-16 Юлия Алексеевна Щепочкина Быстрорежущая сталь
CN106739262A (zh) * 2016-11-24 2017-05-31 苏州华意铭铄激光科技有限公司 一种高硬度耐用复合金属制品
CN106755723B (zh) * 2016-12-05 2018-10-12 山东金海洋重工科技有限公司 一种耐高温耐腐蚀合金钢材料及制备方法
RU2659542C2 (ru) * 2016-12-09 2018-07-02 федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" Сверхпрочная высокомарганцевая сталь, полученная за счет комбинирования механизмов упрочнения
CN110099769B (zh) * 2016-12-22 2021-04-16 浦项产业科学硏究院 制动盘及其制造方法
KR101828288B1 (ko) * 2016-12-23 2018-02-12 주식회사 포스코 강도 및 내마모성이 우수한 쇼트볼 및 그 제조방법
KR101920973B1 (ko) * 2016-12-23 2018-11-21 주식회사 포스코 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법
KR101917473B1 (ko) * 2016-12-23 2018-11-09 주식회사 포스코 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법
CN106636976B (zh) * 2016-12-26 2018-06-19 常州力安液压设备有限公司 活塞杆表面的增材制造方法
RU2635644C1 (ru) * 2017-03-13 2017-11-14 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
CN106939389B (zh) * 2017-05-17 2018-08-10 安徽巨泰机械制造有限公司 一种农机用合金铸件及其制备工艺
CN107326299A (zh) * 2017-05-26 2017-11-07 太仓明仕金属制造有限公司 一种机械零部件用钢材料
US20210180162A1 (en) * 2017-06-13 2021-06-17 Oerlikon Metco (Us) Inc. High hard phase fraction non-magnetic alloys
EP3686306B1 (en) * 2017-09-20 2024-02-28 JFE Steel Corporation Steel plate and method for manufacturing same
RU2650952C1 (ru) * 2017-12-05 2018-04-18 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
KR102020381B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 내마모성이 우수한 강재 및 그 제조방법
KR102020443B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 저온 피로강도가 우수한 스프링용 강선 및 그 제조방법
CN107917163A (zh) * 2017-12-25 2018-04-17 南阳淅减汽车减振器有限公司 一种具有一体式补偿阀限位器的压缩阀总成
CN108180248A (zh) * 2017-12-29 2018-06-19 南阳淅减汽车减振器有限公司 一种压缩阀总成
AU2018412622A1 (en) * 2018-03-29 2019-10-17 Nippon Steel Corporation Austenitic wear-resistant steel plate
CN111727267B (zh) * 2018-03-29 2022-05-24 日本制铁株式会社 奥氏体耐磨钢板
WO2019222950A1 (en) 2018-05-24 2019-11-28 GM Global Technology Operations LLC A method for improving both strength and ductility of a press-hardening steel
US11612926B2 (en) 2018-06-19 2023-03-28 GM Global Technology Operations LLC Low density press-hardening steel having enhanced mechanical properties
US11692254B2 (en) * 2018-07-25 2023-07-04 Weld Mold Co. Heat resistant durable high entropy alloy compositions
WO2020041085A1 (en) * 2018-08-21 2020-02-27 Exxonmobil Upstream Research Company Mooring chains comprising high manganese steels and associated methods
CN111041386B (zh) * 2018-10-12 2022-07-29 博格华纳公司 用于涡轮增压器的奥氏体合金
KR102153186B1 (ko) * 2018-11-28 2020-09-07 주식회사 포스코 상온 내식성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 이의 제조방법
CN109385508A (zh) * 2018-12-21 2019-02-26 昆明理工大学 一种用于薄壁管道的低温高锰钢材料的制备方法
KR102145761B1 (ko) * 2019-01-03 2020-08-19 (주)영신특수강 파쇄기용 고망간 주조합금강 및 그 제조방법
KR102220740B1 (ko) * 2019-05-03 2021-02-26 주식회사 포스코 내부식성이 우수한 오스테나이트계 고망간강 및 그 제조방법
US11530469B2 (en) 2019-07-02 2022-12-20 GM Global Technology Operations LLC Press hardened steel with surface layered homogenous oxide after hot forming
KR102488759B1 (ko) * 2019-12-19 2023-01-17 주식회사 포스코 고온강도가 우수한 디스크 브레이크용 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법
CN111074170A (zh) * 2019-12-27 2020-04-28 天津威尔朗科技有限公司 一种中锰高铬耐磨衬板及其生产工艺
CN111270133B (zh) * 2020-02-04 2021-10-12 北京科技大学 一种热轧含硼中锰高强钢及其制备方法
CN111363970B (zh) * 2020-03-30 2022-03-22 南京钢铁股份有限公司 一种无镍lpg船用钢板及其制造方法
US12054817B1 (en) * 2020-11-10 2024-08-06 United States Of America, Represented By The Secretary Of The Navy High-strength and high-toughness austenitic steel
MX2024002449A (es) 2021-08-31 2024-03-08 Arcelormittal Hoja de acero laminada en caliente y metodo de fabricacion de la misma.
JP2024530987A (ja) 2021-08-31 2024-08-27 アルセロールミタル 熱間圧延鋼板及びその製造方法
WO2023233186A1 (en) 2022-06-02 2023-12-07 Arcelormittal High manganese hot rolled steel and a method of production thereof
CN115044832A (zh) * 2022-06-14 2022-09-13 太原科技大学 一种中锰耐磨钢及其制备方法
KR20240061711A (ko) * 2022-11-01 2024-05-08 한국원자력연구원 극저온 인성이 우수한 이상조직을 가지는 크롬-망간 강 및 이의 제조방법
WO2024161363A1 (en) 2023-02-04 2024-08-08 Tata Steel Limited A high-strength hot-rolled wear resistant steel and a method of manufacturing thereof
CN116445819B (zh) * 2023-04-19 2024-08-30 徐工集团工程机械股份有限公司 一种铸铁产品及其制备方法
CN117787142B (zh) * 2024-01-03 2024-07-05 昆明理工大学 一种基于能量法的矿浆管道冲蚀磨损模型构建方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4531974A (en) * 1982-04-13 1985-07-30 Vereinigte Edelstahlwerke Ag (Vew) Work-hardenable austenitic manganese steel and method for the production thereof
EP0694626A1 (en) * 1994-07-26 1996-01-31 Acerinox S.A. Austenitic stainless steel with low nickel content
CN1771345A (zh) * 2003-02-07 2006-05-10 先进钢铁技术有限责任公司 细晶粒马氏体不锈钢及其生产方法
WO2011113404A1 (de) * 2010-03-16 2011-09-22 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur herstellung von werkstücken aus leichtbaustahl mit über die wanddicke einstellbaren werkstoffeigenschaften
CN102216474A (zh) * 2008-11-12 2011-10-12 福斯特阿尔派因钢铁有限公司 磷含量提高的锰钢带及其制备方法
WO2012052689A1 (fr) * 2010-10-21 2012-04-26 Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo, S.L. Tôle d'acier laminée à chaud ou à froid, son procédé de fabrication et son utilisation dans l'industrie automobile
WO2012095232A1 (de) * 2011-01-11 2012-07-19 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zum herstellen eines warmgewalzten stahlflachprodukts

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5192718A (ja) * 1975-02-12 1976-08-14 Kofukutennotakaikomangan oosutenaitokohanno seizohoho
JPH0490645A (ja) * 1990-08-03 1992-03-24 Mitsubishi Electric Corp 音声パケット組立分解装置
US5304408A (en) * 1992-08-17 1994-04-19 Transco Inc. Fire barrier insulation
RU2133286C1 (ru) * 1997-05-28 1999-07-20 АО "Выксунский металлургический завод" Способ изготовления цельнокатаных железнодорожных колес
FR2796083B1 (fr) 1999-07-07 2001-08-31 Usinor Procede de fabrication de bandes en alliage fer-carbone-manganese, et bandes ainsi produites
US20040149362A1 (en) * 2002-11-19 2004-08-05 Mmfx Technologies Corporation, A Corporation Of The State Of California Cold-worked steels with packet-lath martensite/austenite microstructure
DE102004007071B4 (de) * 2004-02-13 2006-01-05 Audi Ag Verfahren zur Herstellung eines Bauteils durch Umformen einer Platine und Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens
JP4324072B2 (ja) * 2004-10-21 2009-09-02 新日本製鐵株式会社 延性に優れた軽量高強度鋼とその製造方法
FR2878257B1 (fr) * 2004-11-24 2007-01-12 Usinor Sa Procede de fabrication de toles d'acier austenitique, fer-carbone-manganese a tres hautes caracteristiques de resistance et d'allongement, et excellente homogeneite
KR100711361B1 (ko) * 2005-08-23 2007-04-27 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고망간형 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR20090078807A (ko) * 2006-10-06 2009-07-20 엑손모빌 업스트림 리서치 캄파니 탁월한 변형 시효 저항성을 갖는 낮은 항복비의 복합조직강 라인파이프
KR101027250B1 (ko) * 2008-05-20 2011-04-06 주식회사 포스코 고연성 및 내지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉연강판,용융아연 도금강판 및 그 제조방법
KR101253852B1 (ko) * 2009-08-04 2013-04-12 주식회사 포스코 고인성 비조질 압연재, 신선재 및 그 제조방법
JP5003785B2 (ja) * 2010-03-30 2012-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
US8893538B2 (en) * 2010-12-08 2014-11-25 Fuji Kihan Co., Ltd. Instantaneous heat treatment method for metal product
US20120160363A1 (en) * 2010-12-28 2012-06-28 Exxonmobil Research And Engineering Company High manganese containing steels for oil, gas and petrochemical applications
JP5856002B2 (ja) * 2011-05-12 2016-02-09 Ｊｆｅスチール株式会社 衝突エネルギー吸収能に優れた自動車用衝突エネルギー吸収部材およびその製造方法
EP2799571B1 (en) * 2011-12-27 2021-04-07 Posco Austenitic steel having excellent machinability and ultra-low temperature toughness in weld heat-affected zone, and method of manufacturing the same
CN104204262B (zh) 2011-12-28 2018-02-02 Posco公司 具有优异的机械加工性及延展性的耐磨奥氏体钢及其生产方法
CN104136647A (zh) * 2011-12-28 2014-11-05 Posco公司 在焊接热影响区具有优异机械加工性及韧性的耐磨奥氏体钢及其生产方法
EP2940173B1 (en) * 2012-12-26 2019-11-06 Posco High strength austenitic-based steel with remarkable toughness of welding heat-affected zone and preparation method therefor

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4531974A (en) * 1982-04-13 1985-07-30 Vereinigte Edelstahlwerke Ag (Vew) Work-hardenable austenitic manganese steel and method for the production thereof
EP0694626A1 (en) * 1994-07-26 1996-01-31 Acerinox S.A. Austenitic stainless steel with low nickel content
CN1771345A (zh) * 2003-02-07 2006-05-10 先进钢铁技术有限责任公司 细晶粒马氏体不锈钢及其生产方法
CN102216474A (zh) * 2008-11-12 2011-10-12 福斯特阿尔派因钢铁有限公司 磷含量提高的锰钢带及其制备方法
WO2011113404A1 (de) * 2010-03-16 2011-09-22 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur herstellung von werkstücken aus leichtbaustahl mit über die wanddicke einstellbaren werkstoffeigenschaften
WO2012052689A1 (fr) * 2010-10-21 2012-04-26 Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo, S.L. Tôle d'acier laminée à chaud ou à froid, son procédé de fabrication et son utilisation dans l'industrie automobile
WO2012095232A1 (de) * 2011-01-11 2012-07-19 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zum herstellen eines warmgewalzten stahlflachprodukts

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112359267A (zh) * 2020-10-27 2021-02-12 中国科学院合肥物质科学研究院 一种基于抗疲劳孪生诱发塑性钢的减震结构及制备方法
CN112359267B (zh) * 2020-10-27 2021-09-24 中国科学院合肥物质科学研究院 一种基于抗疲劳孪生诱发塑性钢的减震结构及制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
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CN105026597A (zh) 2015-11-04
US11155905B2 (en) 2021-10-26

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