CN100340749C - 可适用于可变几何形状涡轮增压器的排气引导器组件的耐热部件的制造方法 - Google Patents

可适用于可变几何形状涡轮增压器的排气引导器组件的耐热部件的制造方法 Download PDF

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Abstract

提供一种可适用于可变几何形状涡轮增压器的排气引导器组件的耐热部件的制造方法，将该可变翼(1)可自由转动地支持在排气涡轮(T)的外周部上的涡轮框架(2)，以及可使该可变翼(1)转动以对废气(G)的流量进行调节的可变机构(3)；对排气流量以可变翼(1)进行节流，提高排气的速度，即使低速旋转时也能够达到高输出的可变几何形状涡轮增压器的涡轮增压器中的排气引导器组件(A)的耐热部件的制造方法，其中，对从铁基超合金、镍基超合金中选择的某一原材料实施离子渗碳，之后，进行TD盐浴处理。耐高温耐磨性、抗氧化性、高温强度等得到提高的新型的可变几何形状涡轮增压器的排气引导器组件。

Description

可适用于可变几何形状涡轮增压器的排气引导器组件的耐热部件的制造方法
技术领域
本发明涉及汽车发动机等中使用的涡轮增压器，特别是组装于其中的排气引导器组件及其一构成部件的可变翼。
背景技术
作为使汽车发动机实现高输出、高性能的一种装置而使用的增压器，涡轮增压器已经公知，这是一种利用发动机的排气能量驱动涡轮，靠该涡轮的输出使压缩机旋转，从而使得发动机处于高于自然吸气时的增压状态的装置。但是，这种涡轮增压器在发动机低速旋转时，由于排气流量降低而在排气涡轮高效率旋转之前会出现工作不畅的感觉，并且之后到能够一举增压需要一段时间，难免发生所谓的涡轮滞后等现象。此外，在发动机转速原本较低的柴油发动机中，存在着难以得到涡轮增压效果的缺点。
为此，已开发出即使从低转速段起也能够高效率地工作的VGS型涡轮增压器。这是一种对较少的排气量以可变翼(片)进行节流，以提高排气的速度，增加排气涡轮的做功量，因而即使低速旋转时也能够达到高输出的涡轮增压器，特别是对于近年来排放废气中的NOx量成为需要解决的问题的柴油发动机来说，是使发动机从低速旋转起时便能够达到高效率的一种有效的涡轮增压器。
该可变几何形状涡轮增压器中的排气引导器组件是在高温·废气氛围下使用的，其制造一直使用的是具有耐热性的原材料，例如JIS标准、SUS、SUH、SCH、NCF超合金等耐热材料，但由于是在非常严酷的条件下使用的，因而其寿命耐久性有一定限度，人们希望能够进一步提高其耐久性。
在制造可变几何形状涡轮增压器中的可变翼时，是首先形成翼部和轴部成一体形成的金属原材料(具有可变翼造形的成形原材)，再对这种成形原材适当进行切削等加工而精加工成所希望的形状和尺寸的，而通常的精密铸造和金属注射成形等方法，要想将可变翼的成形原材精加工成近乎干净形状(near-net shape)是极为困难的，目前的状况尚未达到在现实中以始终稳定的高水平大批量生产可变翼的阶段，从实现批量化生产来说，也需要解决以上问题。
此外，近年来，特别是柴油发动机，从环境保护考虑对于向大气中排放的废气提出了非常严格的限制，作为发动机转速原本较低的柴油发动机，为了减少NOx和颗粒物(PM)等，也迫切希望从低转速段起发动机可达到高效率的可变几何形状涡轮增压器能够实现批量化生产。
本发明是基于对上述背景的认识而提出的，对于伴随有700℃以上高温的热循环、废气氛围下长期使用的排气引导器组件，就其构成部件的高温磨损性、抗氧化性、高温硬度等性能的提高进行了尝试，此外，还就通过解决上述精密铸造和金属注射成形等方法存在的问题并利用这些方法，在现实中可得到近乎干净形状的可变翼成形原材的新型制造方法的开发进行了尝试。
发明内容
本发明技术方案1所述的可适用于可变几何形状涡轮增压器的排气引导器组件的耐热部件的制造方法是适用于具有对发动机排出的废气的流量进行调节以使排气涡轮旋转的可变翼，将该可变翼可自由转动地支持在排气涡轮的外周部上的涡轮框架，以及可使该可变翼转动以对废气的流量进行调节的可变机构；
对排气流量以可变翼进行节流，提高排气的速度，即使低速旋转时也能够达到高输出的可变几何形状涡轮增压器的涡轮增压器中的排气引导器组件的耐热部件的制造方法，其特征是，
对从高合金奥氏体系耐热不锈钢、铁基超合金、镍基超合金中选择的某一原材料实施离子渗碳，之后，进行TD盐浴处理。
根据该发明，通过离子渗碳及TD盐浴处理，原材料表面的高温硬度得到保证，可得到具有高耐久性的耐热部件。
此外，本发明技术方案2所述的可适用于可变几何形状涡轮增压器的排气引导器组件的耐热部件的制造方法除了具有前述本发明技术方案1所述的要点之外，其特征是，在选择所述铁基超合金作为原材料的场合，含有Ti、Nb、B、Hf及Zr的一种或一种以上。
此外，本发明技术方案3所述的可适用于可变几何形状涡轮增压器的排气引导器组件的耐热部件的制造方法除了具有前述本发明技术方案1所述的要点之外，其特征是，在选择所述高合金奥氏体耐热不锈钢或者铁基超合金的轧制材作为原材料的场合，通过将该原材料在铁氧体区域大压力下热轧，使之颗粒细化。
此外，本发明技术方案4所述的可适用于可变几何形状涡轮增压器的排气引导器组件的耐热部件的制造方法除了具有前述本发明技术方案1所述的要点之外，其特征是，在选择所述镍基超合金作为原材料的场合，在允许范围内的高应力下积蓄大量的内部应变，析出以这些应变为核的微细的γ’相。
附图说明
图1是本发明所涉及的可变几何形状涡轮增压器的立体图(a)，以及排气引导器组件的分解立体图(b)，
图2是作为排气引导器组件的一个构成部件的可变翼的主视图与左侧视图，
图3是Ni基耐热材料及Fe基耐热材料的温度与粘度关系曲线。
具体实施方式
下面对本发明进行说明。本发明是为了提高可变几何形状涡轮增压器的排气引导器组件A的高温耐久性而对各种耐热原材料进行研究而开发出来的，首先对由这样的耐热原材料构成的排气引导器组件进行说明。将耐热原材料分为以下8类，即，实施形式1、实施形式2、实施形式3、实施形式4、的实施形式5、实施形式6、实施形式7、实施形式8。
[1]排气引导器组件
排气引导器组件A是特别用来在发动机低速旋转时对废气G适当进行节流以调节排气流量的，其一个例子如图1所示，具有，设置在排气涡轮T的外周的、实质性设定排气流量的多个可变翼1，对可变翼1进行支持使之可自由转动的涡轮框架2，以及为适当整定废气G的流量而使可变翼1转动既定角度的可变机构3。下面，对各构成部分进行说明。
首先对可变翼1进行说明。其一个例子如图1所示，沿排气涡轮T的外周呈圆弧形配设有多个(一台排气引导器组件A上有约10个至15个左右)，其各个可变翼每次转动大体相同的程度对排气流量进行适当的调节。此外，各可变翼1具有翼部11和轴部12。翼部11形成为主要相应于排气涡轮T的宽度尺寸而具有一定的宽度，其在宽度方向上的断面约呈机翼状，以使废气G能够有效地进入排气涡轮T。在这里，为便于说明，将翼部11的宽度尺寸设作翼片高度h。轴部12形成为与翼部11成一体地相连续，是相当于使翼部11转动的转动轴的部分。
此外，在翼部11与轴部12二者的衔接部位，形成有彼此相连续地形成的从轴部12向翼部11变窄的锥形部13和直径稍大于轴部12的凸缘14。凸缘14的底面与翼部11的轴部12一侧的端面大体形成于同一个面上，借助于该平面，可保证可变翼1在安装在涡轮框架2上的状态下圆滑地转动。而且，在轴部12的前端，形成有作为可变翼1的安装状态基准的基准面15。该基准面15是后述通过铆接等方式固定在可变机构3上的部位，其一个例子如图1、图2所示，是将轴部12相对地切除而形成的平面相对于翼部11大体呈一定的倾斜状态形成的。
下面对涡轮框架2进行说明。这是作为一种对多个可变翼1进行保持使之可自由转动的框架部件而构成的，其一个例子如图1所示，以框架组件21和保持部件22将可变翼1夹在中间。而且，框架组件21具有可变翼1的轴部12可插入其中的法兰盘部23、以及如后所述可变机构3可嵌在其外周上的毂部24。按照这种结构，在法兰盘部23的周边部位等间隔地形成与可变翼1的数量相同的插入孔25。
此外，保持部件22如图1所示，呈中央部位开口的圆盘状形成。而且，上述框架组件21与保持部件22两个部件之间的尺寸大体保持一定(约为可变翼1的翼的宽度尺寸)，以使夹在它们中间的可变翼1的翼部11始终能够圆滑地转动，作为一个例子，利用设在插入孔25的外周部位的四个铆接销26使两个部件之间的尺寸得以保持。在这里，为了能够插入上述铆接销26，将开设在框架组件21和保持部件22上的孔作为销孔27。
在该实施形式中，框架组件21的法兰盘部23由直径与保持部件22大体相同的法兰盘部23A、与直径稍大于保持部件22的法兰盘部23B两个法兰盘部分构成，它们形成一个部件，但在做成一个部件会使加工变得很复杂的场合，也可以分别形成两个直径不同的法兰盘部，之后通过铆接或硬钎焊等加工连结成一体。
下面对可变机构3进行说明。其设置在涡轮框架2的毂部24的外周，是为了调节排气流量而驱使可变翼1转动的机构，其一个例子如图1所示，具有在组件内实质性地使可变翼1发生转动的转动部件31、以及将该转动传递给可变翼1的传递部件32。转动部件31如图所示，呈中央部位有孔的约圆盘状形成，在其周边部位等间隔设置与可变翼1数量相同的传递部件32。该传递部件32具有安装在转动部件31上而能够自由旋转的驱动要素32A、以及以固定的状态安装在可变翼1的基准面15上的受动要素32B，在上述驱动要素32A与受动要素32B彼此连接的状态下实现转动的传递。具体地说，将四边形片状驱动要素32A用销固定在转动部件31上使之可自由旋转，同时，将为了嵌入该驱动要素32A而大约呈U字形形成的受动要素32B固定在可变翼1的前端的基准面15上，最后将转动部件31安装到毂部24上，使四边形片状驱动要素32A嵌入U字形受动要素32B中，二者彼此卡合。
在安装了多个可变翼1的最初状态下，为了使它们在周向上排列规整，各可变翼1与受动要素32B二者要以大体一定的角度安装，在本实施形式中，主要由可变翼1的基准面15发挥这种作用。此外，若转动部件31只是简单地嵌入毂部24中，则在转动部件31稍微脱离涡轮框架2时，传递部件32的卡合状态便会解除，为防止这种情况的发生，设置有从涡轮框架2的另一侧将转动部件31夹住的环33等，将转动部件31向涡轮框架2一侧进行推压。
按照这种构成，在发动机低速旋转时，使可变机构3的转动部件31适当转动，该转动经由传递部件32传递到轴部12上，便可使可变翼1如图1所示地转动，对废气G适当进行节流以调节排气流量。
排气引导器组件A以具有上述基本结构而构成，下面对构成该组件的耐热原材料，按各实施形式进行说明。
[实施形式1]
实施形式1是为了使存在于耐热金属部件中的非金属物质减少、尺寸微小化的一种形式。作为制造方法，对于耐热金属部件，有添加钙、加热加压处理、纯氧转炉吹炼处理等方法，具体是以如下工序进行制造的。
(I)减少耐热金属部件中非金属夹杂物
靠精炼时添加钙，对于硫化物类(A类)自不待言，就是对于氧化物类(B类、C类)非金属夹杂物的生成来说，也能够通过钙的化合物将硫、硅、铝等排除而使之较少生成。此外，通过纯氧转炉吹炼处理，排除氧化物渣以减少B类、C类非金属夹杂物。
(II)耐热金属部件中非金属夹杂物尺寸的微小化
靠加热炉附设在卷材的出端·入端两处的斯特克尔式轧机或可大压力工作的强大的连续式热轧机，将精炼后残存的非金属夹杂物拉伸(A类)和破碎(B类、C类)。此外，通过纯氧转炉吹炼使大量的氧化物均匀形成以谋求非金属夹杂物小尺寸化。
(III)排气引导器组件的制造
对经过上述处理的原材料进行铸造、锻造、压力加工、精冲、打孔、铆接、表面改性等处理以制造排气引导器组件A。
(IV)耐久性
与非处理材料相比，高温/热疲劳、蠕变特性、韧性、应力集中系数、抗高温氧化性达到1/5以下而显著提高，排气引导器组件的高温耐久性达到5倍以上。
[实施形式2]
实施形式2的耐热部件(合金)以通常方法制造。具体的三种实施形式如表1所示。
此外，对该合金的各成分进行限定的理由如下所述。
C为0.05％以下是为了降低敏化作用。
Mn为1％以上是为了使σ相的生成滞后。
Ni为15％以上是为了增加σ相的生成自由能。
Cr为30％以下是为了增加σ相的生成自由能。
Ti为0.1％以上是为了生成γ’相。
Al为0.1％以上是为了生成γ’相。
Ce或La为0.05％以上是为了抑制σ相的生成。
(I)排气引导器组件的制造
以转炉精炼工序进行上述既定成分的控制，之后经过连续铸造、热轧及冷轧的通常工序，制造出原材料，使用该材料进行排气引导器组件的加工和制造。
(II)组织脆化的抑制
下面的表1中示出组织脆化抑制数据。
                                                表1
试品                             成分(重量％)     抗组织脆化试验
  C   Mn   Ni   Cr   Ti   Al   Ce   La   抗敏化   抗σ脆化
  实施形式2的钢材   ①②③   0.010.050.05   2.01.51.5   252525   202020   1.5--   1.5--   -0.070.07   --0.08   ○△△   ○○○
  对比钢材(SUS310S)   0.06   0.5   20   25  -   -   -   -   △   ×
(III)覆膜方法
(a)作为对本实施形式中的合金的表面进行覆膜的方法，以采用TD盐浴法为宜，具体以如下工序进行。
预先呈非平衡且过饱和状态进行表面渗碳处理之后，将预热至500℃的部件浸渍在由硼砂、氯化物、氧化铬构成的1000℃上下的盐浴中便可生成铬碳化物覆膜。
(b)组织脆化的抑制
下面的表2中示出组织脆化抑制数据。
                表2
  试品         抗组织脆化试验
  抗敏化   耐高温磨损
  无覆膜   ○   ×
  有覆膜   ◎   ◎
(IV)应力赋予处理
(a)处理的内容
在进行析出热处理之前，在允许的范围内对部件尽可能均匀地实施某种加工，根据情况进而施加液压等静水压力，在赋予应力下导入塑性应变。
(b)组织脆化的抑制
下面的表3中示出组织脆化抑制数据。
               表3
  试品   耐过时效性
  A   通常的部件加工   ×
  B   均匀的部件加工   ○
  C   B静水压处理   ◎
[实施形式3]
实施形式3的合金以通常方法制造。具体的三种实施形式如表4所示。
此外，对该合金的各成分进行限定的理由如下所述。
W为0.3％以上是为了能够有效且在高温下产生回火二次硬化。
V为1.0％以上是为了能够有效且在高温下产生回火二次硬化。
Mo为1.0％以上是为了能够有效且在高温下产生回火二次硬化。
Hf为0.5％以上是为了能够有效且在高温下产生回火二次硬化。
(I)排气引导器组件的制造
以转炉精炼对成分组成进行控制，经炉外精炼以求组成进一步精确后，经连续铸造制成板坯、中小型方坯、大型方坯等，之后，经热轧、冷轧制造出不锈钢原材料。使用该材料进行加工、热处理制造排气引导器组件。
(II)耐久性
下面的表4示出耐久性提高的数据。
                                                 表4
试品                                  成分(重量％)   耐久性试验
C Cr W V Mo Hf   800℃下的二次硬化后的HV(维氏硬度)
 A      SUS420J2     0.3     13     -     -     -     -   200
B 实施形式3的钢材 ①②③     0.50.50.5     131313     0.40.40.4 1.21.2     -1.21.2     --0.7   520560600
C B+加工应变 ①②③     0.50.50.5     131313     0.40.40.4     -1.21.2     -1.21.2     --0.7   600700800
(III)覆膜方法
(a)作为对本实施形式的马氏体系不锈钢的表面进行覆膜的方法，以采用通过盐浴法进行的铬碳化物成膜法为宜，具体以如下工序进行。
由于含有充足的固溶碳，故洗净后，预热到500℃，浸渍在由硼砂·氯化物·铬氧化物构成的1000℃程度的盐浴中后取出，进行中和洗净。此时，为防止二次硬化状态变差，最好尽可能低温短时处理。
(b)高温耐久性
下面的表5示出高温耐久性提高的数据。
                表5
  试品   高温耐久性
  无覆膜   △(发生高温氧化、烧结)
  有覆膜   ○(上述现象很难发生)
[实施形式4]
实施形式4的耐热部件(合金)以通常方法制造。具体的两种实施形式如表6所示。
此外，对该合金的各成分进行限定的理由如下所述。
C为0.2～0.5％是以获得具有充分的高温耐久性的铬碳化物为必要前提的、能够充分成膜的适当范围。
Mn为5～10％是为了使碳的固溶量保持在0.2～0.5％的适当范围内。
Ni为10～20％是为了使碳的固溶量保持在0.2～0.5％的适当范围内。
Cr为15～25％是为了使碳的固溶量保持在0.2～0.5％的适当范围内。
N为0.05～0.2％是为了使碳的固溶量保持在0.2～0.5％的适当范围内。
La、Ce、Sm之中的一种或两种为0.01～0.1％是为了使碳的固溶量保持在0.2～0.5％的适当范围内，有助于铬碳化物成膜。
(I)排气引导器组件的制造
以转炉精炼对成分组成进行控制，经炉外精炼以求组成进一步精确后，经连续铸造制成板坯、中小型方坯、大型方坯等，之后，经热轧、冷轧制造出耐热材料。使用该材料进行加工、热处理制造排气引导器组件。
(II)高温强度
下面的表6示出高温强度提高的数据。
                                        表6
    试品                              成分(重量％) 高温强度
C Mn Ni Cr N La Ce Sm 800℃时的抗拉强度(MPa)
A 实施方式4的钢材 0.3  5.5  19  24  0.10  0.07  -  - 220
B 0.4  6.0  19  24  0.10  -  0.05  0.02 230
C 对比钢材(SUS310S) 0.06  0.5  20  25  0.02  -  -  - 170
(III)覆膜方法
(a)作为对本实施形式的合金的表面进行覆膜的方法，以采用盐浴法为宜，具体以如下工序进行。
将组件部件洗净后，预热到500℃，然后浸渍于硼砂中含有氯化物及氧化铬的1000℃上下的盐浴中后，进行中和洗净。
(b)耐久性
下面的表7示出耐久性提高的数据。
                                           表7
试品                              成分(重量％)   耐久性
C Mn Ni Cr N La Ce Sm   850℃时的摩擦系数
A 实施方式4的钢材 0.3  5.5  19  24  0.10  0.07  -  -   0.5
B 0.4  6.0  19  24  0.10  -  0.05  0.02   0.4
C 对比钢材(SUS310S) 0.06  0.5  20  25  0.02  -  -  -   1.8
[实施形式5]
实施形式5是在JIS标准SUS310S中添加碳而制造出来的，具体以如下工序进行。具体的实施形式如后面的表8所示。
以转炉精炼对成分组成进行控制，经炉外精炼以求组成进一步精确后，以连续铸造机制成板坯。之后，将板坯在1200℃以上均匀加热1小时以上，最初在轻压下以斯特克尔式轧机等进行热轧，将轧制下限温度控制在950℃以上进行热轧，最后以大量的冷却水进行急冷。对这样获得的热轧卷材进行冷轧，为避免基体铁生成碳化物，退火以连续设备在1100℃左右进行，从而制成成品原材料。
之所以使含碳率为0.15～0.35％，是将其限定在这样的范围内，即，使得碳通过本实施形式的处理而固溶，不进行渗碳而能够形成铬碳化物覆膜。
(I)排气引导器组件部件的制造
通过转炉精炼对成分组成进行控制，对连续铸造而成的板坯进行1250℃以上的高温加热，之后，经过轧制/锻造急冷工序制造成耐热部件。
(II)高强度化
下面的表8示出高温硬度数据。
                             表8
  试品   含碳率   高温硬度HV(800℃)*HV：维氏硬度   磨损(烧结)   850℃时的摩擦系数
  实施方式5的钢材   0.32   510   无   0.4
  SUS310S   0.05   290   发生   1.8
(III)覆膜方法
(a)对本实施形式合金表面进行的覆膜，是利用该耐热材料中的大部分离解·固溶的碳进行的，具体以如下工序进行。
将该部件洗净后，以500℃进行预热，然后浸渍在含有氧化铬/钛/钨等的盐浴中，之后进行中和处理。
(b)高耐磨性
上面的表8中示出与高温硬度和高温耐磨性有关的数据。
[实施形式6]
(I)排气引导器组件的制造
通过真空熔炼对具有既定组成的各种超合金进行成分调整·熔炼，铸造用超合金(铬镍铁合金713C)为铸锭，将其作为砂型铸造或精密铸造用的中间合金来制造组件的部件。另一方面，轧制/锻造用超合金(因科镍铬不锈钢800H)为铸锭或根据情况将其制成连续锻造的板坯·大型方坯·中小型方坯，之后，经轧制/锻造制成超合金原材料。之后，进行加工(以及热处理)制造成组件部件。
(II)高温强度
下面的表9示出高温强度数据。
                       表9
  试品   高温强度(抗拉强度、MPa：800℃)
  因科镍铬不锈钢800H   500
  铬镍铁合金713C   600
  Hasteloy S   550
(III)覆膜方法
(a)对本实施形式超合金以铬碳化物、钛碳化物、钨碳化物、钒碳化物、铌碳化物或钼碳化物进行的表面覆膜，是预先进行渗碳处理、渗氮处理之后进行的，具体以如下工序进行。
离子渗碳或离子渗氮后，将超合金原材料预热到500℃，浸渍在含有铬、钛、钨、钒、铌或钼的盐浴中后，进行中和处理。
(b)高温滑动耐磨损性降低的抑制
下面的表10示出耐磨损性的降低得到抑制的数据。
                       表10
  试品   覆膜   磨损劣化的抑制(900℃时的摩擦系数)
  因科镍铬不锈钢800H   无   1.5
  因科镍铬不锈钢800H   Cr-C   0.5
  因科镍铬不锈钢800H   Ti-C   0.4
  因科镍铬不锈钢800H   W-C   0.4
  因科镍铬不锈钢800H   Mo-C   0.5
  因科镍铬不锈钢800H   V-C   0.5
  因科镍铬不锈钢800H   Nb-C   0.5
[实施形式7]
实施形式7的耐热部件(合金)的成形原材基本上以精密铸造法或金属注射成形法制造(材质后面的表11、12)。
通过转炉精炼对成分组成进行控制，经炉外精炼以求组成进一步精确后，以连续铸造机制成板坯。之后，将板坯在1200℃以上均匀加热1小时以上，最初在轻压下以斯拉克尔式轧机等进行热轧，将轧制下限温度控制在950℃以上进行热轧，最后以大量的冷却水进行急冷。对这样获得的热轧卷材进行冷轧，为避免基体铁生成碳化物，退火以连续设备在1100℃左右进行，从而制成成品原材料。
此外，对该合金铸钢的各成分进行限定的理由如下所述。
C为0.2～0.5％是为了谋求熔液流动性、高温强度、覆膜处理性的改善。
Cr为15～30％是为了提高耐热性。
Ni为15～30％是为了谋求特别是高温强度、抗高温氧化、热疲劳、热膨胀(尺寸的变化)的改善。
Pb为0.01～0.1％是为了使精密铸造、MIM的形状极为接近零件的机械切削变得容易以及为了提高MIM的烧结性。
Se为0.01～0.1％是为了使精密铸造、MIM的形状极为接近零件的机械切削变得容易以及为了提高MIM的烧结性。
Te为0.01～0.1％是为了使精密铸造、MIM的形状极为接近零件的机械切削变得容易以及为了提高MIM的烧结性。
O为0.02～0.1％是为了精密铸造时具有良好的熔液流动性。
S为0.005～0.05％是为了精密铸造时具有良好的熔液流动性。
(I)排气引导器组件的制造
(a)精密铸造法
1.制造
以代表精密铸造法的失蜡造型铸造法兼顾上述成分组成进行制造。该方法，是在与要铸造的制品形状相同的蜡模的周围形成耐火材料的覆膜后，整体进行加热从而仅使蜡模熔化而进行制造的，具体以如下工序制造，为提高形状极为接近的程度而采取了措施。
以电炉使用Fe-Ni-Cr系中间合金进行成分调整，通过高温熔炼以降低熔液的粘性，在该耐火材料制成的铸模不产生热应力龟裂的范围内进行急冷式浇铸以使尺寸公差极小，即提高尺寸精度。其次，冷却后，拆开铸模，将流道等切断，经耐酸洗·洗净而制成形状极为接近的制品。之后，经轻切削工序制成组件的零件。在本实施形式中，揉进了在后工序的切削、研磨等工序中尽可能不施加负荷的新见解。
2.与制造有关的数据
下面的表11示出与现有技术的对比数据。
                                                            表11精密铸造方法
试品                                成分(重量％)   易流动性   尺寸精度   切削性
  C     Cr     Ni   Pb   Se   Te   O   S
实施形式7的钢材形态 0.40 20 24 0.04 0.03 0.02 0.09 0.020 良 改善 切削一次即可
现有材料   0.06     20     24   -   -   -   0.05   0.007   在向小R部流入或产生气孔上具有难点   -   需要切削2～3次
(b)金属注射成形法
1.制造
通过增大空气/水的雾化喷射速度、提高冷却速度以及控制喷嘴的形状尺寸以形成微小原料粉，在还原气氛下将表面氧化物去除，以稍低于熔点(低20℃左右)的温度进行烧结使之独立泡化，经注射成形而制成形状极为接近的制品。之后，经轻切削工序制成组件的零件。
2.与制品有关的数据
下面的表12示出与现有材料的对比数据。
                                                             表12金属射出成形方法
  试品                               成分(重量％)   独立泡的生成   高温弯曲疲劳   切削性
  C     Cr     Ni   Pb   Se   Te   O   S
  实施形式7的钢材形态   0.40     20     24   0.04   0.03   0.02   0.09   0.020   大致100％   疲劳强度极限均比现有材料提高50～100％   切削一次即可
  现有材料   0.06     20     24   -   -   -   0.05   0.007   约50％   -   需要切削2-3次
(III)耐久性
为了在以上失蜡造型铸造或MIM的切削件上形成碳化物覆膜，进行盐浴处理(根据需要进行渗碳处理)，从而制成组件的部件。
下面的表13示出耐久性提高的数据。
                 表13有无覆膜处理时的高温摩擦系数
                    试品   耐久性(850℃时的摩擦系数)
  制造法   有无覆膜
  A   失蜡造型模造法   有覆膜处理   0.4
  B   无覆膜处理   1.8
  C   MIM   有覆膜处理   0.5
  D   无覆膜处理   1.9
[实施形式8]
(I)高合金奥氏体系耐热不锈钢
(a)仅进行离子渗碳和TD盐浴处理的例子
在具有包括甲烷或丙烷的烃类气体的2～3托的稀有气体气氛下形成辉光放电，使所产生的烃等离子作用于被处理物表面而进行渗碳。其次，将被处理物浸渍在硼砂中混合Cr、V、Ti、W等的氧化物和作为助剂的氯化物的高温TD盐浴中，通过高温化学反应使碳化物成膜。
(b)使用SUS310S或SUH310的例子
与上述方法基本相同，但由于存在着SUS310S的C＜0.1％而SUH310的C≈0.2％的差异，故离子渗碳条件应相应改变。TD盐浴处理后的结果，以高温耐磨·抗高温氧化为主的高温耐久性显著提高。此外，通过添加Ti、Ni、B、Hf等可实现晶粒细化，故高温硬度、疲劳强度、蠕变性等提高。再采用上述(a)的处理方法。
(c)使用SCH21的例子
与上述方法基本相同，但由于C≈0.3％而更多，故缩短离子渗碳时间即可。TD盐浴处理的效果和晶粒细化效果与SUS310S和SUH310相同。再采用上述(a)的处理方法。
(d)使用轧制材料的例子
事前进行加热，在奥氏体阶段轻压而材料相变为铁氧体后，一次性进行大压力下的轧制，使再结晶晶核生成数量大幅度增加，在冷却过程中避免从奥氏体变相为铁氧体(通常的热轧，会在下压后发生相变而从奥氏体晶粒产生铁氧体再结晶)，可得到微细晶粒。因此高温强度等耐热性提高。再采用上述(a)的处理方法。
(II)使用铁基超合金的例子
SUH660和因科镍铬不锈钢800H等铁基超合金，不仅Ni量多，而且添加了Ti、Al等，因此，进行离子渗碳时，还需要注意表面的清洗和活化。其它与(a)基本相同。
(III)使用镍基超合金的例子
(a)仅进行离子渗碳和TD盐浴处理的例子
铬镍铁合金718和铬镍铁合金713C等Ni基超合金，由于基体为Ni，因此在进行离子渗碳时要使真空度最小，辉光放电重压也要提高。进行盐浴处理时也同样，要考虑Ni基体中固溶碳的扩散速度而添加盐浴均衡氯化物(使还原剂与氧化物的盐浴均衡性相对于硼酸媒体向高浓度侧移动)。
(b)使γ’相析出的例子
在Ni3Ti和Ni3Al等γ’析出型Ni基超合金(包括SUH660)用于本高温用途中时，有必要使γ’相尽可能微细、均匀分散。为此，在析出处理之前进行应变的导入，以及/或者析出热处理采用多边形化处理(二级热处理)工序，以此作为对应措施。
构成排气引导器组件A的耐热原材料是如上制造或形成的，下面，就前述实施形式7也多少涉及到的、具有可变翼1的造形的成形原材的制造方法进行说明。
可变翼1的成形原材，是制成之前的翼部11与轴部12二者成一体的金属原材料，通过对其适当进行滚轧成形加工和研磨加工等，形成作为目标物的可变翼1。此外，作为成形原材的原材料，可采用SUS310S等具有耐热性的金属原材料。在这里，是以精密铸造法或金属注射成形法得到成形原材的，下面，将精密铸造法作为[实施形式9]、将金属注射成形法作为[实施形式10]就其制造方法进行说明。
[实施形式9]
实施形式9的精密铸造法一般来说是铸件(成形原材)能够达到高精度的方法，在这里，作为一个例子采用了失蜡造型铸造法。失蜡造型铸造法是这样一种方法，即，一般首先形成与要铸造的制品形状相同的蜡模，在该蜡模的周围形成耐火材料覆膜层后，整体进行加热，仅使蜡模熔化而制成铸模(覆膜层)，采用这种方法，能够得到忠实于目标制品的铸模，使铸件得以高精度再现。
而作为精密铸造法，除了上述失蜡造型铸造法之外，还有肖氏精密铸造法和CADIC法等，这些方法也可采用。附带说明，肖氏精密铸造法，是一种将液状烷基硅酸酯粘接剂与粉粒状耐火材料二者混炼后成形为湿铸模，将该湿铸模急剧干燥，使伴随干燥而产生的裂纹以眼睛无法看到的微细裂纹产生，以防止铸模发生整体性收缩变形的方法。
这种精密铸造法，所形成的铸模与目标制品(这里为可变翼1)的形状与大小大体相同，能够高精度再现极为忠实于目标制品的铸件(成形原材)。但即使是这样的精密铸造法也存在如下缺点，即，若不采取措施，要将成形原材精加工成近乎干净形状是困难的，要想得到具有目标形状和精度的可变翼1，所铸造出来的成形原材的尺寸精度尚显不足，并且具有离散性。此外，成形原材也存在着之后实施滚轧成形等后加工时容易形成锋利飞边的缺点。为此，作为本实施形式，在进行铸造时，适当采取了如下技术措施。
首先，为提高向铸模内浇铸的熔融金属的流动性，采用了以耐热金属为主要母材的处女材，并且使该处女材中含有的C(碳)、Si(硅)、O(氧)的量合适。具体地说，不经过司库拉普洗涤废料的过程，而采用从铁砂和铁矿石等直接进行还原而制成的原材料(处女材)，并且将C、Si、O等成分比例分别调整为0.05～0.5％、0.5～1.5％、0.01～0.1％(各为重量％)，以提高熔融金属的流动性和成形原材的形状及尺寸精度，并提高滚轧成形性。附带说明，在对上述各元素的成分比例进行调整时，是在电炉中边对变化量进行监视边进行调整的。
此外，在进行铸造时，对铸模和成形原材二者之一或二者进行急冷以缩短到拆模为止的时间，使得成形原材的凝固组织变细。具体地说，例如在铸造前后用水向铸模喷雾进行冷却，到拆模为止所需要的时间，其一个例子缩短到了1小时以下(通常的空气冷却需要1～4小时)。此时，浇铸前的冷却只是对铸模进行，而浇铸后的冷却则是对铸模和成形原材二者进行的。当然，在进行急冷时，应在铸模不产生热应力龟裂的范围内进行。若没有必要在铸造前后的两个时段进行冷却，则在哪一时段进行均可，而在希望进一步提高冷却效果的场合，除了在铸造前后两个时段进行冷却之外，还可以再对从铸模中取出的成形原材以冷却水进行喷雾。
通过采取上述技术措施(急冷)，作为成形原材的凝固组织的一个例子，细化到了50～100μm(通常的空气冷却时约为100～500μm的凝固晶粒)，在进行之后的滚轧成形等加工时，由于应变均匀因而不容易产生锋利飞边，使滚轧成形加工等变得更为容易。
再有，对于向模具内进行浇铸的熔融金属，添加Pb(铅)、Se(硒)、Te(碲)之中的一种或多种，并且在非金属夹杂物的存在不会带来不良影响的范围内含有较多的O(氧)、S(硫)。具体地说，可使Pb为0.01～0.1％，Se为0.01～0.1％，Te为0.01～0.1％(各为重量％)，而使O为0.02～0.1％，S为0.005～0.5％(各为重量％)。这里之所以添加Pb、Se、Te等，是为了提高成形原材的滚轧成形性和切削性(主要表现出切削性)，而之所以添加O、S等，是为了提高熔液流动性。附带说明，关于熔液流动性，经本申请人确认，斯托克斯流的粘性流动性至少提高了20～40％。
此外，进行铸造时，熔融金属是加温到熔点以上，在粘性低于熔点温度时的状态下向模具内浇铸的，以Ni(镍)基耐热材料及Fe(铁)基耐热材料为例，温度(以相对于熔点而言的加温状况表示)与粘性之间的关系示于图3。图中所示熔液流动性(标准值)，是被浇铸熔融体的流动性，与粘性相当。由该图可知，熔融金属的粘性，在熔点附近对温度的依赖性高，原材料的温度越高则粘性越低，但还可知，在相对于熔点再加温约30℃的附近，粘性的温度依赖性减弱，即使进行加温粘性也不会相应地降低。因此，作为本实施形式，考虑到粘性降低的效果与加温成本，其一个例子是将原材料以加温到高于熔点约30℃程度的状态下进行浇铸的。
[实施形式10]
实施形式10的金属注射成形法实质上与现有公知的一般性合成树脂(塑料)的注射成形相同，例如在铁、钛等金属粉(材料)中混炼粘合剂(主要是使之与金属粉进行结合的添加剂，其一个例子为聚乙烯树脂、蜡、邻苯二甲酸酯的混合物)，赋之以可塑性。之后，将被赋予可塑性的材料注入模具内，凝固为适当的形状，将粘合剂去除后进行烧结，从而得到期望形状的成形原材。
这样，金属注射成形也能够与精密铸造法同样地得到大体忠实于目标制品(这里为可变翼1)的成形件(成形原材)，但另一方面，所成形的成形原材的空隙率与固作材料相比要高，特别是耐热高合金材料，存在着体积密度不够大和高温弯曲疲劳强度差等缺点。这里所述的空隙率，是金属原材料等的晶体中的空腔(多个点缺陷的集合体，它们合在一起甚至可导致微细裂纹的形成)的一种，若其比例过高，则会给金属原材料带来不良影响。根据以上所述，作为本实施形式，在进行金属注射成形时，适当采取了如下技术措施。
首先，为了使独立泡(金属粒子间的球状间隙)能够小且均匀地产生，进行时间较长的烧结，具体地说，例如在使用熔点为1500℃的SUS310S的场合，在1300℃下进行约2小时左右较长时间的烧结。
虽然进行这样的烧结，可降低成形原材空隙率，提高体积密度，但对注射成形的成形原材，还进一步实施HIP处理(Hot IsostaticPressing的缩写，静水压力热压处理)，以进一步提高体积密度。具体地说，将成形原材例如加热到约1300℃，同时对成形原材各向均等地施加约100MPa(1000个气压)程度的压力。
通过上述烧结和HIP处理，烧结之前约为100μm程度的独立泡在烧结后变成约10μm程度，体积密度提高约5％，这已为本发明人所确认。并且，由于该体积密度的提高，不仅成形原材的强度提高，而且尺寸精度提高，可得到更近乎干净形状的成形原材。
此外，在对金属粉进行烧结时，对于例如SUH660等析出硬化型耐热材料，通过进行急速加热，使得γ’(称作嘎玛原始层(prime)，表示Ni3(Al、Ti)的金属间化合物)生成，抑制其成长、使之细化。这是为了抑制高温环境下的过时效现象，此时的急速加热，最好采用通过电磁感应产生加热电流的感应加热方法。
此外，作为本实施形式，注射成形用的金属粉为球状且微细，并一并实施使所成形的成形原材的高温旋转弯曲疲劳强度得以提高的技术性措施。在这里，为了使金属粉呈球状且微细，例如是将熔融金属从喷嘴喷出，使空气或水等高速流体作用于该喷出的熔融金属，利用高速流体的冲击力将金属分割为许多液滴后使之冷却、凝固而得到金属粉末，这里采用的是所谓空气雾化法或水雾化法。此外，在采用这种雾化法时，适当改变喷出熔融金属的喷嘴的形状和口径尺寸、作用于熔融金属的空气或水等流体的喷射速度、冷却速度等，便能够得到所希望大小的金属粉末。因，在SUS310S的金属粉细小到200μm程度进行烧结时，高温旋转弯曲疲劳强度提高约20％，这一点已为本发明人所确认。
再有，在进行金属注射成形时，要对烧结前的金属原材料的表面进行还原，具体地说，使具有还原气氛的氢、氨、一氧化碳等气体从金属粒子的表面流过、与之接触以进行还原。这样，金属粒子表面的氧化物被去除，不仅烧结性提高，而且可增大静水压力热压处理的效果，大大有助于空隙率的降低。
根据本发明，能够在降低成本的同时，使排气引导器组件A的高温强度、抗氧化性、耐高温磨损性等耐热性得到提高。具体地说，通过使非金属夹杂物的量的减少和尺寸的微小化(参照实施形式1)、或者、通过添加稀土元素(参照实施形式2)等，可使高温耐久性提高。此外，还可以在例如SUS410、SUS440等价格较为低廉的马氏体不锈钢中添加W(钨)、V(钒)、Mo(钼)、Hf(铪)等(参照实施形式3)。对于高合金奥氏体耐热不锈钢或铁基超合金的轧制材等原材料，可在铁氧体阶段进行大压力下的轧制以使晶粒细化，使高温强度得到提高(参照实施形式8)。而对于例如因科镍铬不锈钢800H、铬镍铁合金713C等铁基超合金或镍基超合金等原材料，可在其表面形成铬碳化物、钛碳化物、钨碳化物、钒碳化物、铌碳化物或钼碳化物等覆膜，以提高高温强度持续性和减轻高温滑动时的磨损(参照实施形式6)。
此外，根据本发明，能够抑制排气引导器组件A的性能随着在高温气氛下使用而降低。具体地说，对于SUH660等析出硬化型耐热原材料，可以预先实施应力赋予处理，使得在高温气氛下(例如700～800℃)使用的过程中，所析出的γ’相(嘎玛原始层)不生长而微小均匀，从而防止过时效(参照实施形式2)。此外，降低所用原材料的含碳量，并使晶粒细化，可防止发生例如在工作温度为约600～800℃附近容易发生的敏化现象。再有，降低原材料的Cr(铬)的含量的同时，增加Si(硅)和Mn(锰)，可防止例如在工作温度850℃附近容易发生的σ脆化现象的发生。
此外，根据本发明，使所用原材料的高温下碳的固溶限度增大(参照实施形式4)，或者将原材料熔化精炼后，通过高温板坯加热等方式使碳化物离解而达到高碳化(参照实施形式5)，则不进行渗碳处理也能够形成碳化物覆膜。
此外，还可以做到，在Cr、Ni-Cr耐热材料中添加Se(硒)、Te(碲)、O(氧)、S(硫)等，使得精密铸造时的熔液流动性提高，或者使金属注射成形时的独立泡细化，从而得到尺寸精度和强度等均很高的成形原材(参照实施形式7、9、10)。
产业上利用的可能性
如上所述，本发明适合在希望构成可变几何形状涡轮增压器的排气引导器组件的部件的高温耐磨性、抗氧化性、高温硬度得到提高的场合使用。此外，本发明适合在希望将作为排气引导器组件的一个构成部件的可变翼的成形原材(造形)制成近乎干净形状的场合使用。

Claims (4)

1.一种可适用于可变几何形状涡轮增压器的排气引导器组件的耐热部件的制造方法，
是适用于具有对发动机排出的废气(G)的流量进行调节以使排气涡轮(T)旋转的可变翼(1)，将该可变翼(1)可自由转动地支持在排气涡轮(T)的外周部上的涡轮框架(2)，以及可使该可变翼(1)转动以对废气(G)的流量进行调节的可变机构(3)；
对排气流量以可变翼(1)进行节流，提高排气的速度，即使低速旋转时也能够达到高输出的可变几何形状涡轮增压器的涡轮增压器中的排气引导器组件(A)的耐热部件的制造方法，其特征是，
对从铁基超合金、镍基超合金中选择的某一原材料实施离子渗碳，之后，进行TD盐浴处理。
2.如权利要求1所述的可适用于可变几何形状涡轮增压器的排气引导器组件的耐热部件的制造方法，其特征是，在选择所述铁基超合金作为原材料的场合，含有Ti、Nb、B、Hf及Zr的一种或一种以上。
3.如权利要求1所述的可适用于可变几何形状涡轮增压器的排气引导器组件的耐热部件的制造方法，其特征是，在选择铁基超合金的轧制材作为原材料的场合，通过将该原材料在铁氧体区域的大压力下热轧，使之颗粒细化。
4.如权利要求1所述的可适用于可变几何形状涡轮增压器的排气引导器组件的耐热部件的制造方法，其特征是，在选择所述镍基超合金作为原材料的场合，在允许范围内的高应力下积蓄大量的内部应变，析出以这些应变为核的微细的γ’相。
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