專利名稱：：改良的玻璃穩(wěn)定性、玻璃形成能力和顯微組織細(xì)化的制作方法改良的玻璃穩(wěn)定性、玻璃形成能力和顯微組織細(xì)化發(fā)明領(lǐng)域本發(fā)明涉及金屬玻璃，且更具體涉及鐵基合金和鐵基含Cr-M0-W的玻璃，更具體涉及向這些合金的鈮添加。背景傳統(tǒng)的鋼技術(shù)是基于進(jìn)行被稱為共析出轉(zhuǎn)變的固態(tài)轉(zhuǎn)變。在這種方法中，加熱鋼合金到單相區(qū)(奧氏體)然后以各種冷卻速率冷卻或淬火形成多相結(jié)構(gòu)(即鐵素體和滲碳體)。根據(jù)鋼如何冷卻，能夠獲得具有寬范圍性能的多種顯微組織(即珠光體、貝氏體和馬氏體)。另一種鋼技術(shù)方法被稱為玻璃析晶(devitrification)，生產(chǎn)具有體納米級顯微組織的鋼。過飽和固溶體前體材料是被稱為金屬玻璃的過冷卻的液體。過熱時，金屬玻璃前體通過析晶轉(zhuǎn)變成多種固相。析晶的鋼形成特定特征的納米級顯微組織，與以常規(guī)鋼技術(shù)形成的顯微組織相似。自發(fā)現(xiàn)金屬玻璃以來的至少30年，人們已經(jīng)知道能夠?qū)㈣F基合金制成金屬玻璃。然而，幾乎無一例外，這些鐵基玻璃態(tài)合金具有非常差的玻璃形成能力，而且只能以極高的冷卻速率O10t/s)產(chǎn)生非晶態(tài)。因此，只能通過提供極快冷卻的技術(shù)如落錘沖擊(dropimpact)或熔體旋淬的技術(shù)加工這些合金。盡管常規(guī)鋼具有109K/s范圍的形成金屬玻璃的臨界冷卻速率，然而已開發(fā)出具有的臨界冷卻速率量級低于常規(guī)鋼的特殊鐵基金屬玻璃形成合金。已開發(fā)出一些特殊合金，這些合金能夠以104-105K/s范圍內(nèi)的冷卻速率產(chǎn)生金屬玻璃。此外，一些塊體玻璃形成合金具有10°-102K/s范圍內(nèi)的臨界冷卻速率，然而，這些合金通?？赡苁褂孟∮谢蛴卸镜暮辖鸹匾蕴岣卟Ａ纬赡芰?，例如添加高毒性的鈹，或昂貴的鎵。已證實低成本和環(huán)境友好的玻璃形成合金的開發(fā)是更為困難的。除了開發(fā)成本經(jīng)濟(jì)和環(huán)境友好的合金的困難之外，生產(chǎn)金屬玻璃需要的極高的冷卻速率限制了可用于由金屬玻璃生產(chǎn)制品的制造技術(shù)。受限的可用制造技術(shù)進(jìn)而限制了可由金屬玻璃形成的產(chǎn)品以及可使用金屬玻璃的應(yīng)用。由熔化狀態(tài)處理鋼的常規(guī)技術(shù)通常提供10-2-10°K/s量級的冷卻速率。對形成金屬玻璃較為敏感的特定合金，即具有104-105K/s量級的降低的臨界冷卻速率的特定合金，不能使用具有這樣的緩慢冷卻速率的常規(guī)技術(shù)進(jìn)行處理并且仍產(chǎn)生金屬玻璃。在可用的處理技術(shù)中即使具有10°-102K/s范圍內(nèi)的臨界冷卻速率的塊體玻璃形成合金也受到限制，并且具有另外的處理缺點，因為不能在空氣中對它們進(jìn)行處理，而只能在極高真空下進(jìn)行。概述在一個概述的典型實施方案中，本發(fā)明涉及鐵基玻璃合金組合物，其包含約40-65原子％鐵；約5-55原子％的選自Ti、Zr、Hf、V、Ta、Cr、Mo、W、Mn、Ni中的至少一種金屬或其混合物，和約0.01-20原子％鈮。在另一個概述的典型實施方案中，本發(fā)明涉及提高鐵合金組合物硬度的方法，包括提供具有硬度的鐵基玻璃合金，向該鐵基玻璃合金添加鈮，和通過向該鐵基玻璃合金添加鈮來提高硬度。在另一個概述的典型實施方案中，本發(fā)明涉及提高鐵基合金組合物的玻璃穩(wěn)定性的方法，包括提供具有低于6751C的結(jié)晶溫度的鐵基玻璃合金，向該鐵基玻璃合金添加鈮，通過向該鐵基玻璃合金添加鈮將結(jié)晶溫度提高到高于675"。附圖簡述圖1示出熔體旋淬和氣體霧化的合金1的DTA曲線圖。圖2示出熔體旋淬和氣體霧化的Nb2Nl改性的合金1的DTA曲線圖。圖3示出熔體旋淬和氣體霧化的Nb2改性的合金1的DTA曲線圖.圖4示出合金1的典型線性堆焊試樣。圖5示出焊接前以600'F預(yù)熱沉積的合金1焊道的橫截面的背散射電子顯微圖像。圖6示出焊接前以600'F預(yù)熱沉積的Nb2Ni4改性合金1焊道的橫截面的背散射電子顯微圖像。圖7示出焊接前以600°F預(yù)熱沉積的Nb2改性合金1焊道的橫截面的背散射電子顯微圖像。圖8示出若干鐵基、鎳基和鈷基PTAW硬面堆焊材料與合金1、Nb2Ni4改性的合金1和Nb2改性的合金1比較的斷裂韌性與硬度的關(guān)系。詳細(xì)描述本發(fā)明涉及向鐵基玻璃形成合金和鐵基含Cr-Mo-W玻璃中添加鈮。更具體地，本發(fā)明涉及改變結(jié)晶性質(zhì)導(dǎo)致可在更高的溫度下保持穩(wěn)定的玻璃形成，提高玻璃形成能力和提高納米復(fù)合結(jié)構(gòu)的析晶硬度。此外，不局限于任何具體理論，認(rèn)為來自鈮添加的過飽和效應(yīng)可能導(dǎo)致鈮從凝固的固體中排出，這可以另外減緩結(jié)晶，可能導(dǎo)致減小的剛結(jié)晶晶粒/相的尺寸。本發(fā)明根本上是可用于改性和改進(jìn)現(xiàn)有鐵基玻璃合金和它們的所得性能的合金設(shè)計方法，并且可優(yōu)選涉及三種不同的性質(zhì)。第一，本發(fā)明可以涉及改變結(jié)晶性質(zhì)，允許多個結(jié)晶事件(event)和可在更高溫度下保持穩(wěn)定的玻璃形成。第二，本發(fā)明可允許提高玻璃形成能力。第三，根據(jù)本發(fā)明，添加鈮可允許提高納米復(fù)合結(jié)構(gòu)的析晶硬度。這些作用可以不僅發(fā)生在合金設(shè)計階段，而且也可以發(fā)生在給料的工業(yè)氣體霧化處理中和硬面堆焊層的PTAW焊接中。此外，這些改進(jìn)通常可應(yīng)用于包括PTAW、焊接、噴射成形、MIG(GMAW)焊接、激光焊接、砂鑄和熔模鑄造以及通過各種連續(xù)鑄造技術(shù)的金屬片材成形的一系列工業(yè)處理方法。開發(fā)納米晶體或甚至非晶態(tài)焊接中的一個考慮是，開發(fā)具有低的金屬玻璃形成臨界冷卻速率的合金，該臨界冷卻速率在凝固期間平均冷卻速率出現(xiàn)的范圍內(nèi)。這可允許在凝固期間發(fā)生高的過冷，這種高過冷可導(dǎo)致要么阻止成核導(dǎo)致玻璃形成，要么阻止成核使得其在結(jié)晶驅(qū)動力非常高并且擴(kuò)散率最小的低溫下發(fā)生。凝固期間的過冷還可能導(dǎo)致非常高的成核頻率并且具有有限的生長時間，導(dǎo)致在凝固期間的一個步驟中獲得納米晶體尺度的顯微組織。在開發(fā)先進(jìn)的納米結(jié)構(gòu)焊接中，優(yōu)選通過阻止或最小化晶粒生長將納米晶體晶粒尺寸維持在剛焊接狀態(tài)。還優(yōu)選地通過減緩結(jié)晶生長前沿(front)來減小剛結(jié)晶的晶粒尺寸，這可以通過與在液體/玻璃中具有高溶解度而在固體中具有有限溶解度的元素進(jìn)行合金化來實現(xiàn)。因此，在結(jié)晶期間，合金化元素的過飽和狀態(tài)可能導(dǎo)致溶質(zhì)在生長中的結(jié)晶前沿的前面排出，這可能導(dǎo)致剛結(jié)晶/剛凝固相尺寸的顯著細(xì)化。這可以在多個階段中進(jìn)行以減緩整個凝固制度期間的生長。根據(jù)本發(fā)明，納米晶體材料可以是鐵基玻璃形成合金，和鐵基含Cr-M0-W的玻璃。應(yīng)當(dāng)清楚的是，本發(fā)明可適當(dāng)使用對形成金屬玻璃的材料敏感的基于鐵或其它金屬的其它合金。相應(yīng)地，示例性的合金可包括鋼組合物，包含至少40原子％鐵和選自Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Al、Mn或Ni中的至少一種元素；和選自B、C、N、0、P、Si和S中的至少一種元素。可向這些鐵基合金添加相對于合金為0.01-25原子％及其間所有增量值的鈮，即0.01-15原子％、1-10原子％、5-8原子％等。更優(yōu)選地，鈮在合金中的存在量是O.01-6原子％,相對于合金。加工實施例通過相對于兩種不同合金以0.01-6原子％的含量添加Nb來制造根據(jù)本發(fā)明的兩種合金，合金1和合金2。在一些Nb改性的合金中還包括C和Ni。下表l中給出這些合金的組成。表1合金組成<table>tableseeoriginaldocumentpage7</column></row><table>表2中列出合金的密度，且使用阿基米德方法測量。本領(lǐng)域的技術(shù)人員知道，阿基米德方法利用如下原理浸入液體的物體的表觀重量的減少量等于其所取代的液體體積的重量。表2合金密度<table>tableseeoriginaldocumentpage7</column></row><table>以等于15m/s和5m/s的輪切向速度對表1中所述的每種合金進(jìn)行熔體旋淬。對于每種合金的每個熔體旋淬帶材樣品，以ioic/分鐘的加熱速率進(jìn)行差熱分析(DTA)和差示掃描量熱分析(DSC)。本領(lǐng)域的技術(shù)人員清楚，DTA涉及在樣品和參比材料經(jīng)受相同溫度曲線時，測量樣品和惰性參比材料間產(chǎn)生的溫度差。本領(lǐng)域的技術(shù)人員清楚，DSC是測量以相同速率加熱樣品和參比材料所需能量的差異的方法。在表3中，列出每種結(jié)晶放熱曲線的開始和峰值溫度。<table>tableseeoriginaldocumentpage8</column></row><table>對于合金l，如可以從表3中看出的，Nb的添加引起三或四個階段中的玻璃析晶，通過多個結(jié)晶事件得以證實。除Nb/Ni改性的合金外，第一結(jié)晶事件的穩(wěn)定性也提高。此外，在向合金l添加Nb的所有情形中均觀察到多個玻璃結(jié)晶峰。對于合金2,除以5m/s速率淬火的Nlh改性的合金外，通過添加Nb觀察到具有多個結(jié)晶事件的玻璃穩(wěn)定性提高。在15m/s淬火速率下，證實合金具有三個結(jié)晶事件。此外，隨著Nb的添加，結(jié)晶溫度升高。以15m/s和5m/s對所有合金組合物進(jìn)行熔體旋淬，使用差示掃描量熱法測量結(jié)晶焓。在表4中，示出每種合金以15m/s和5m/s熔體旋淬的總結(jié)晶焓。假設(shè)15m/s的樣品是100%玻璃，那么通過結(jié)晶焓的比例可發(fā)現(xiàn)對應(yīng)于以5m/s淬火的較低冷卻速率中的玻璃百分比，如表4所示。表4釋放的總結(jié)晶焓,^5m/s下的玻璃％<table>tableseeoriginaldocumentpage9</column></row><table>對于合金1，當(dāng)以相當(dāng)于5m/s切向速度的熔體旋淬的低冷卻速率處理時，發(fā)現(xiàn)基礎(chǔ)合金(合金l)不形成玻璃。然而，發(fā)現(xiàn)除Nb二改性合金以外，鈮添加在所有改性合金中極大提高玻璃形成能力。在最好的情形Nb4改性的合金l中，發(fā)現(xiàn)當(dāng)以5m/s處理時形成99.3%的玻璃。類似地，在合金2中，當(dāng)以相當(dāng)于5m/s切向速度的熔體旋淬的低冷卻速率處理時，發(fā)現(xiàn)合金不形成玻璃。然而，發(fā)現(xiàn)添加鈮使玻璃形成能力提高。在最好的情形Nb4改性的合金2中，發(fā)現(xiàn)以5m/s處理的玻璃量是82.5%。表5中示出每種合金組合物以15m/s熔體旋淬的熔化事件。熔化峰表示固相線，因為是在加熱時對它們進(jìn)行測量，因此液相線或最終的熔化溫度略微更高。然而，熔化峰表明熔化溫度如何作為合金添加的函數(shù)而變化。發(fā)現(xiàn)合金l的最高溫度熔化峰是11641C.發(fā)現(xiàn)鈮添加提高熔化溫度，但變化微小，對于N&改性的合金1觀察到431C的最大值。發(fā)現(xiàn)合金2上限的熔化溫度是1232"C。通常，向這種合金添加鈮不會引起熔點的顯著變化，因為所有的合金峰值熔化溫度在61C內(nèi)。表5差熱分析熔化<table>tableseeoriginaldocumentpage10</column></row><table>對在750"C下加熱處理10分鐘的樣品測量合金1和2和Nb改性合金的硬度，并且在表6中給出結(jié)果。使用維氏硬度測量、施加100kg載荷、按照ASTME384-99標(biāo)準(zhǔn)測試協(xié)議測量硬度。本領(lǐng)域的技術(shù)人員清楚，在維氏硬度測試中，將小的錐形金剛石壓入測試的金屬中。維氏硬度數(shù)值是施加的載荷與壓痕表面積的比率。可以看到，所有合金均表現(xiàn)出超過1500kg/mn^的HV100硬度。正如所示，發(fā)現(xiàn)合金1的硬度是1650kg/mm2，并且除Nb2Ni4改性的合金1以外的所有鈮合金中，鈮的作用是提高硬度。在Nb2C3改性的合金l中發(fā)現(xiàn)最高硬度，并且為1912kg/mm2。據(jù)報道這可能是任何鐵基玻璃納米復(fù)合材料中已經(jīng)發(fā)現(xiàn)的最高硬度。在Nb2Ni,改性的合金1中發(fā)現(xiàn)的較低硬度據(jù)認(rèn)為是被降低硬度的鎳添加所抵消。對于合金2，作為鈮添加的結(jié)果觀察到減小的硬度變化。這可能是由于通過合金2熔體旋淬中高的冷卻速率可容易地獲得的接近完美的納米結(jié)構(gòu)。對于焊接合金，認(rèn)為鈮添加可導(dǎo)致高硬度的原因在于，其可有助于獲得對應(yīng)于增加玻璃形成能力、玻璃穩(wěn)定性，以及通過多個結(jié)晶路徑抑制晶粒生長的微細(xì)結(jié)構(gòu)。范例(case)實施例3中也顯示了范例實施例?？梢允褂萌缦玛P(guān)系式計算析晶結(jié)構(gòu)的屈服強(qiáng)度屈服應(yīng)力(cjy)-1/3VH(維氏硬度)。得到的估算值為5.2-6.3GPa。表6對15m/s帶材的硬度結(jié)果匯總<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>實施例1:工業(yè)氣體霧化處理以生產(chǎn)給料粉末為了生產(chǎn)用于等離子轉(zhuǎn)移電弧焊接(PTAW)試驗的給料粉末，使用惰性氣體霧化系統(tǒng)在氬氣中對合金1、Nb2NL改性的合金1和Nth改性的合金1進(jìn)行霧化。對剛霧化的粉末進(jìn)行篩分以產(chǎn)生+50nm到-150jum或者+75pm到-150nm的篩份(cut)，取決于粉末的流動性。對每種氣體霧化的合金進(jìn)行差熱分析并與合金的熔體旋淬結(jié)果進(jìn)行比較，如圖1-3中所示。圖1示出合金1的DTA曲線圖。曲線1表示通過以15m/s的熔體旋淬處理成帶材的合金1。曲線2表示氣體霧化為粉末然后篩分小于53ium的合金1。圖2示出Nb2Ni4改性的合金1的DTA曲線圖。曲線1表示通過以15m/s的熔體旋淬處理為帶材的Nb2Nh改性的合金l。曲線2表示氣體霧化為粉末然后篩分小于53pm的NWU4改性的合金1。圖3示出Nb2改性的合金l的DTA曲線圖。曲線l表示通過以15m/s的熔體旋淬處理為帶材的Nth改性的合金1。曲線2表示氣體霧化為粉末然后篩分小于53)am的Nb2改性的合金l。實施例2:PTAW焊接硬面堆焊沉積寸吏用StelliteCoatingsStarweldPTAW系統(tǒng)進(jìn)行等離子轉(zhuǎn)移電弧焊接(PTAW)試驗，該系統(tǒng)具有配備有集成側(cè)梁移動托架的Model600焊槍。本領(lǐng)域的技術(shù)人員清楚，等離子轉(zhuǎn)移電弧焊接是將氣體加熱到極高溫度并使氣體電離從而其變得可導(dǎo)電。等離子將電弧轉(zhuǎn)移到工件，使金屬熔化。所有焊接均處于使用橫向振動的自動模式，并使用轉(zhuǎn)臺為環(huán)形堆焊(bead-on-plate)測試產(chǎn)生移動。對于進(jìn)行的所有焊接試驗，使用的保護(hù)氣體是氬氣。使用橫向振動以產(chǎn)生標(biāo)稱寬度為3/4英寸的焊道并且在邊緣處停留以產(chǎn)生較均勻的輪廓。向具有600'F預(yù)熱的6英寸x3英寸x1英寸的棒材上產(chǎn)生單一道的焊縫，如圖4中的合金1PTA焊縫所示。在線性裂紋試樣的研磨外表面上使用洛氏硬度進(jìn)行硬度測量。由于洛氏硬度C標(biāo)度測量結(jié)果代表宏觀硬度的測量結(jié)果，因此可以在焊縫的外表面上進(jìn)行這些測量。此外在焊縫的橫截面上進(jìn)行維氏硬度測量，并制表匯總在斷裂韌性測量部分中。由于維氏硬度測量結(jié)果是微觀硬度，因此可以在焊縫橫截面上進(jìn)行這些測量，這提供了能夠測量焊縫中從外表面到稀釋層的硬度的另外優(yōu)點。在表7中，對于線性焊道硬度測試PTAW試樣，顯示了每個樣品的焊接參數(shù)、焊道高度和洛氏硬度硬度結(jié)果。表7硬度測試試樣<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>拍攝合金1、Nb2Ni4改性的合金1和Nb2改性的合金1的橫截面的背散射電子顯微圖像，分別如圖5-7所示。在合金l中觀察到的一種基體相被認(rèn)為是ot-Fe，而在Nb2NL改性的合金1和Nb2改性的合金1中發(fā)現(xiàn)的兩種基體相被認(rèn)為是ot-Fe+硼碳化物相。應(yīng)當(dāng)注意的是，認(rèn)為在這些后面的合金中觀察到的兩相結(jié)構(gòu)代表與常規(guī)鋼合金中形成的下貝氏體的形成有些相似的板條狀共析(LathEutectoid)。剩余相似乎是碳化物和硼化物相，這些相要么在高溫下于液相熔體中形成要么在凝固期間由二次析出形成不連續(xù)析出物。顯微組織的觀測表明合金1的顯微組織的尺度在3-5微米范圍內(nèi)。在兩種Nb改性的合金中，顯微組織的尺度顯著細(xì)化至尺寸小于1微米。還應(yīng)注意的是，在Nb2Ni4改性的合金l中發(fā)現(xiàn)立方相。對PTAW樣品進(jìn)行九次(nine)、1小時X射線衍射掃描。使用篩選的CuKcx射線并結(jié)合硅作為標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行掃描。然后使用實驗圖樣的Rietvedlt改進(jìn)(refinement)詳細(xì)分析衍射圖樣。表8、9和10中分別示出合金1、Niai4改性的合金1和Nb2改性的合金1的確定的相、結(jié)構(gòu)和晶格參數(shù)。表8合金lPTAW中確定的相<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>表9Nb2Ni4改性的合金lPTAW中確定的相<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>表10Nb2改性的合金lPTAW中確定的相<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>由x射線衍射數(shù)據(jù)的結(jié)果可見，鈮添加使得面心立方鐵(即奧氏體)與合金1中發(fā)現(xiàn)的oc-Fe—起形成。對于所有樣品，存在的主要碳化物相是M7C3，而所有PTAW樣品中的主要硼化物相據(jù)確定為M23B6。此外，受限EDS(能量色散X射線能鐠)分析證實碳化物相包含大量的硼，并且硼化物相包含大量的碳。因此，也能認(rèn)為所有這些相都是硼碳化物。此外，應(yīng)注意的是，盡管在許多這些PTAW焊接合金中發(fā)現(xiàn)相似的相，然而這些相的晶格參數(shù)作為合金和焊接條件的函數(shù)而變化，表7顯示了溶解在這些相中的合金化元素的再分布。鐵基PTAW顯微組織的特征通常在于，包含與硬質(zhì)陶瓷硼化物和碳化物相混合的延性ot-Fe和/或Y-Fe枝晶或共析板條晶(lath)的連續(xù)基體。性。本領(lǐng)域的技術(shù)人員清楚，Palmqvist方法涉及向維氏金剛石錐體硬度試驗壓頭施加已知栽荷，該壓頭在試樣表面中產(chǎn)生嵌入壓痕。施加的栽荷必須大于臨界閾值栽荷以便在壓痕邊角處或附近的表面中產(chǎn)生裂紋。應(yīng)當(dāng)清楚的是，通過卸栽壓入過程產(chǎn)生的殘余應(yīng)力，裂紋萌生(nucleate)并擴(kuò)展。在總裂紋長度與栽荷間為線性關(guān)系的范圍，可應(yīng)用該方法。可以使用Shetty等式計算斷裂韌性，如等式1所示，等式1.Shetty等式其中，r是泊松比，對于Fe取0.29，P是壓頭的半角，在該情形中是68°，^是硬度，戶是載荷，而4fl是總的線性裂紋長度。使用沿焊縫厚度的五個微觀硬度數(shù)據(jù)測量結(jié)果的平均值來確定記錄的斷裂韌性。裂紋阻力參數(shù)W是裂紋長度和載荷間線性關(guān)系的倒斜率，并且由/V4a表示。選擇兩種裂紋長度測量規(guī)范(convention)用于評價。第一規(guī)范被稱為裂紋長度(CL),是包括從壓痕邊緣開始到裂紋尖端的曲線和彎曲線的實際裂紋的分段長度。第二規(guī)范被稱為線性長度(LL)，是從壓痕邊界處的裂紋根部到裂紋尖端的裂紋長度。使用標(biāo)稱50kg和100kg栽荷制造最初的壓刻并且基于這些壓痕的外形，選擇栽荷的范圍。通過如下方式測量兩種規(guī)范的裂紋長度將數(shù)字顯微圖像輸入圖形程序，該程序使用圖像的圖解比例尺校準(zhǔn)像素之間的距離使得可以精確測量裂紋長度。使用分析表(spreadsheet)設(shè)計以減少用于計算斷裂韌性的數(shù)據(jù)。對該數(shù)據(jù)作圖，計算線性最小平方擬合以確定每種裂紋長度規(guī)范的斜率和相應(yīng)的^值，并在表11中示出。將該數(shù)據(jù)與硬度數(shù)據(jù)一起帶入Shetty等式，從而計算斷裂韌性，并在表12中示出結(jié)果。可以看到，當(dāng)PTA焊接時，合金l產(chǎn)生中等的韌性值。在改性合金中添加鈮，在Nb2Ni4改性的合金1和Nb2改性的合金1中發(fā)現(xiàn)韌性的巨大改良。表ll斜率數(shù)據(jù)<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>表12Palmqvist斷裂韌性(MPam1/2)<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>雖然不限制本申請的范圍，然而認(rèn)為在鈮合金中發(fā)現(xiàn)的韌性改良可能與顯微組織的改良有關(guān)，這些顯微組織改良與描述硬面堆焊合金中韌性的裂紋橋聯(lián)模型一致。在裂紋橋聯(lián)中，脆性基體可以通過包含延性相而韌化，這些延性相在擴(kuò)展裂紋尖端存在下伸展、頸縮(neck)和塑性變形。已根據(jù)下述關(guān)系式對硬面堆焊材料中的裂紋橋聯(lián)韌化(AKcb)進(jìn)行量化；AKcb-Ed[xVf(cj。/E》a?！?,2，其中Ed是延性相的模量，x是延性相的斷裂功，cj。是延性相的屈服強(qiáng)度，a。是延性相的半徑，Vf是延性相的體積分?jǐn)?shù)。Ha11-Petch關(guān)系式(aykd1/2)所示的顯微組織尺度的減少和由添加鈮發(fā)現(xiàn)的微觀硬度的增加與屈服強(qiáng)度的增加一致。增加屈服強(qiáng)度，可增加斷裂功導(dǎo)致所觀察到的韌性增加。增加在枝晶/晶胞中溶解的過渡金屬如鈮的量將增加模量，由此根據(jù)裂紋橋聯(lián)模型增加韌性。最終，也希望由被均勻分布的延性、微米尺寸的Y-Fe和ot-Fe枝晶或共析板條晶圍繞的細(xì)(O.5-1微米)M"(BC)6和M7(BC)3陶瓷析出物的均勻分布對于裂紋橋聯(lián)特別有效。圖8表明若干鐵基、鎳基和鈷基PTAW硬面堆焊材料與合金1、Nb2Nh改性的合金1和Nb2改性的合金1相比較的斷裂韌性與硬度的關(guān)系。然而，應(yīng)當(dāng)注意的是，在預(yù)開裂的小型拉伸試樣上進(jìn)行鐵、鎳和鈷基的研究，并且在5道焊縫上進(jìn)行測量。對1道焊縫進(jìn)行合金1、Nb2NL改性的合金1和Nb2改性的合金1的測量。實施例3:電弧焊接錠塊中的硬度改良進(jìn)行研究以證實通過向合金2添加鈮，焊縫/錠塊樣品中硬度的改良。使用市售的純給料將表1中標(biāo)記為Nb6改性的合金2的合金制成12磅的進(jìn)料(charge)。然后使用氬氣作為霧化氣體通過近聯(lián)式(closecoupled)惰性氣體霧化系統(tǒng)將這種合金霧化成粉末。然后對得到的粉末進(jìn)行篩分以產(chǎn)生標(biāo)稱尺寸為+53pm到-150pm的可PTA焊接產(chǎn)品。為了模擬PTA過程，將粉末的15克錠塊電弧焊接為錠塊。然后使用維氏硬度以300克栽荷測量錠塊的硬度。如表13所示，電弧焊接的樣品錠塊的硬度非常高，為1179kg/mm2(11.56GPa)。值得注意的是，該硬度水平對應(yīng)于大于洛氏硬度C標(biāo)度等級(即Rc〉68)的硬度。此外，值得注意的是，該硬度大于表7中獲得的硬度和圖8中所示的硬度。因此，這些結(jié)果顯示，對于冷卻速率遠(yuǎn)低于熔體旋淬的電弧焊接，鈮添加確實會導(dǎo)致硬度的極大改良。表13電弧焊接的硬度數(shù)據(jù)匯總<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>權(quán)利要求1.一種鐵合金組合物，包含a)約40-65原子％鐵；b)約5.0-55原子％的選自Ti、Zr、Hf、V、Ta、Cr、Mo、W、Mn、Ni中的至少一種金屬或其混合物；和c)約0.01-20原子％鈮。2.根據(jù)權(quán)利要求l所述的鐵合金組合物，其中所述金屬包括約l-5原子。/。Mn、約15-25原子。/。Cr、約l-10原子。/。Mo、約1-5原子％W、約10-20原子。/。B、約0.1-10原子MC和約1-5原子。/。Si,其中百分比相對于總合金組成。3.—種提高鐵合金組合物硬度的方法，包括a)提供具有硬度的鐵基玻璃合金；b)向所述鐵基玻璃合金添加鈮；和c)通過向所述鐵基玻璃合金添加所述鈮來提高所述硬度。4.根據(jù)權(quán)利要求2所述的方法，其中所述鐵基合金的存在量為65-99%且所述鈮的存在量為0.01-20%。5.根據(jù)權(quán)利要求2所述的方法，其中所述硬度提高至少lGPa。6.—種提高鐵基合金組合物的玻璃穩(wěn)定性的方法，包括a)提供結(jié)晶溫度低于675C的鐵基玻璃合金；b)向所述鐵基玻璃合金添加鈮；和c)通過向所述鐵基玻璃合金添加所述鈮來將所述結(jié)晶溫度提高到高于675n。7.根據(jù)權(quán)利要求2所述的方法，其中所述鐵基合金的存在量是80-99%且所述鈮的存在量是0.01-20%。全文摘要本發(fā)明涉及向鐵基玻璃形成合金和鐵基含Cr-Mo-W的玻璃添加鈮。更具體地，本發(fā)明涉及改變結(jié)晶性質(zhì)導(dǎo)致可在更高溫度下保持穩(wěn)定的玻璃形成，提高玻璃形成能力和提高納米復(fù)合結(jié)構(gòu)的析晶硬度。文檔編號C22C45/02GK101522934SQ200680008186公開日2009年9月2日申請日期2006年2月7日優(yōu)先權(quán)日2005年2月11日發(fā)明者B·米查姆,C·M·馬沙爾,D·J·布拉那根申請人:納米鋼公司