CN103534371A - 铸铁合金和由该合金制造的排气部件 - Google Patents

Abstract

本发明涉及铸铁合金，包含（以wt%计）C：3.0至3.5、Si：4.1至4.8、Mn：≤0.4、Mg：0.02至0.08、Cr：0.4至1.0、Cu：≤0.15、Mo：0.8至1.2、P：<0.05、S：<0.015，包含Fe和任意杂质的其余物质。本发明还涉及包括根据本发明所述合金的用于卡车发动机的进行排气的部件。

Description

铸铁合金和由该合金制造的排气部件

技术领域

本发明涉及根据前文权利要求1的一种铸铁合金。本发明还涉及一种预期用于卡车发动机并包括根据本发明的铸铁合金的进行排气的部件。

背景技术

用于卡车发动机而从气缸进行排出气体的部件在发动机的运转过程中周期性地经受大量的热负荷和机械负荷。这样的部件的实例包括用于涡轮的涡轮歧管、排气歧管和涡轮机壳体。该部件还在由气缸排出的热废气造成的氧化环境中经受腐蚀。有关的腐蚀即所谓的高温腐蚀，其中最重要的反应机理为氧化。氧化涉及通过形成金属离子而消耗的金属，该金属离子可与氧反应并形成金属氧化物。金属表面的氧化随温度上升而增加，因为高温促进化学反应以及合金物质的扩散。

例如，已知的应用为由球墨铸铁制造涡轮歧管，球墨铸铁为其结构由铁素体基体中所谓石墨球的球形石墨构成的一类铸铁。用于涡轮歧管的一类球墨铸铁为SiMo51。这类其他的合金在DE19636808中说明。

对重型车辆的发动机设定的严格的排放要求以及对更高的发动机功率和更低的燃油消耗的市场需求已经导致了向着提高的每单位发动机体积的功率输出发展的发动机的发展趋势，即已知为“小型化”的趋势。然而，提高的每单位发动机体积的功率输出并不意味着排出气体的温度上升。在新型的发动机中，排气温度可达800℃，相对而言在传统的发动机中为约730℃。已知类型的球墨铸铁的问题为它们在高的排气温度没有足够的耐腐蚀性，因此不适合用于具有提高的每单位发动机体积的功率输出的发动机中。

因此，本发明的一个目的为提供在高的排气温度耐腐蚀并可用于进行排气的部件的铸铁合金。本发明的另一个目的为所述合金有成本效益。

发明内容

该目的是根据本发明由铸铁合金实现的，所述铸铁合金包含（以wt%计）:

C：3.0至3.5

Si：4.1至4.8

Mn：≤0.4

Mg：0.02至0.08

Cr：0.4至1.0

Cu：≤0.15

Mo：0.8至1.2

P：<0.05

S：<0.015，

包含Fe和任意杂质的其余物质。

加入铬连同其它仔细均衡的合金物质的内含物产生了具有高的耐腐蚀性和良好的高温强度的球墨铸铁型的铸铁合金。

由根据本发明的所述合金制成的部件表面在暴露于氧气时（例如在空气中）形成了氧化铬的致密层。该氧化铬层连同所述部件表面上的其他氧化物（例如氧化硅和氧化铁）层，通过防止氧气和其它氧化物质（例如水蒸气和一氧化碳）到达其表面而有效地保护所述部件免受腐蚀。

实验已经显示高温促进了保护性氧化铬的形成。该特征意味着根据本发明的所述合金在具有提高的每单位体积的功率输出的发动机中非常有用，在所述发动机中，排气温度可达800℃。在这个温度，所述保护性氧化铬层非常快地形成，因而提供了具有有效的抗腐蚀保护的基础（underlying）部件。

与例如由SiMo51组成的那些部件相比，在所述温度可达约730℃的常规发动机的进行排气的部件中使用所述合金延长了所述部件的使用期限。

根据可选方案，所述C含量为3.0wt%至3.3wt%。

根据可选方案，所述硅含量为4.2wt%至4.4wt%。

根据可选方案，所述铬含量为0.50wt%至1.0wt%。

根据可选方案，所述铬含量为0.6wt%至1.0wt%。

根据可选方案，所述铬含量为0.60wt%至0.75wt%。

根据可选方案，所述钼含量为0.8wt%至1.0wt%。

在根据本发明的所述合金中优选应没有镍。

根据本发明的铸铁合金主要预期用于重型车辆（例如卡车）的柴油发动机中进行排气的部件。该部件还称为收集排气的部件，包括，例如用于涡轮的排气歧管、涡轮歧管和涡轮机壳体。

本发明的说明

根据本发明的铸造的进行排气的部件，例如由球墨铸铁类的铸铁合金制成的涡轮歧管，具有主要由铁素体的基体中的球形石墨构成的结构。

根据本发明的铸铁合金包含下面的合金物质：

碳（C）

由于碳影响被填充的铸模的好坏程度，所以碳提高了熔融物的流动性，这在合金铸造中是重要的。在具体的固化过程中，碳连同加入的孕育剂（inoculant）的量还影响了在合金基体中沉淀的石墨球的数目和大小。大量的石墨球防止了碳化物的形成，并促进了基质中石墨的形成，减小了合金的脆性。由于石墨球的密度小于铁，所以在合金的固化过程中石墨球的形成还将带来与固化时的收缩相抵消的膨胀。

为了铸铁合金具有良好的流动性以及固化后的有利的结构，碳含量需要为至少3.0wt%。

然而，太高的碳含量会引起石墨最初的沉淀及随后的漂浮，导致铸铁中的非均匀结构和由此带来的差的特性。因此，根据本发明的铸铁合金的碳含量应不大于3.5wt%。

根据本发明的铸铁合金具有高的硅含量，这降低了碳在熔融物中的溶解度。为防止这样引起石墨最初的沉淀，碳含量应优选为3.0wt%至3.3wt%。

硅（Si）

硅促进石墨的形成并稳定铁素体。在完全是铁素体的铁中，高的硅含量导致铁素体的溶液硬化，提高铁的强度和其耐热循环性。硅还提高了高温的耐氧化性，因为薄但致密的氧化层在合金的表面上形成，并防止进一步氧化。其耐氧化性随硅含量的提高而提高。转变温度（A1），即铁素体变成奥氏体的温度，也通过提高硅含量而升高。在这个温度，材料中发生较大的体积变化，引起局部应力和应变，该局部应力和应变会在较差的情况中导致部件中的裂纹和部件的故障。因此，转变温度（A1）通常表示为铁素体铸铁的最高转变温度。

通常达到10mm壁厚的薄至中等厚度的铸件的硅含量应在4.1wt%至4.8wt%之间。

在高的硅含量下，降低材料的延展性的脆的中间金属相会形成。高的硅含量还会破坏铸铁中石墨球的形成。由于材料的离析随更长的固化时间增加，在厚壁的铸件（即，具有大于10mm的壁厚的那些铸件）中，中间金属相的形成和降解的被破坏的石墨形状趋于更加明显。

为了在运行过程中适合高温并确保厚壁铸件中的良好的耐氧化性和令人满意的延展性，硅含量应在4.2wt%至4.4wt%之间。

镁（Mg）

加入镁使得熔融物中的碳在固化过程中形成球形石墨球。为了在铸铁合金中获得球形石墨球的结构，镁含量应在0.02wt%至0.08wt%。

钼（Mo）

为了在高温使用，加入钼以提高铸铁合金的机械特性，即最终的拉伸强度、屈服点和抗蠕变性。对于高温时的最大强度，钼含量应为至少0.8wt%。然而，加入太多的钼会引起晶胞间（intercellular）碳化物的连续的网状物形成，由此引起延展性的显著减小。因此，根据本发明的铸铁合金中钼含量应不超过1.20wt%。由于在厚壁铸件（即大于10mm厚）中出现的较大的离析（segregation），钼含量应优选保持在0.8wt%至1.0wt%之间，以确保厚壁铸件的最大的强度和良好的延展性。

锰（Mn）

锰稳定了奥氏体和珠光体（perlite），并通常存在于用于制造铸铁合金的废料中。在高温下，珠光体的相分解成铁素体和石墨。然后，沉淀的石墨引起材料的膨胀，潜在地引起材料的变形和材料中的裂纹，以及抗蚀的氧化物层的裂纹。为使由根据本发明的合金制成的部件中珠光体的形成最小，锰含量应保持尽可能小，不超过0.4wt%。

铬（Cr）

铬通过在根据本发明的合金制成的部件的表面上形成致密的保护性氧化物层而提高铸铁合金在高温的耐氧化性。氧化物层有效地防止氧到达部件的表面而引起进一步的氧化。重要的是根据本发明的合金包含充足的铬，以使形成保护性氧化物层成为可能，所以铬含量需要不小于0.4wt%。为确保致密的保护性氧化物层形成，铬含量优选为至少0.5wt%。提高铬含量使氧化铬层更快地形成并变得更加致密。因此，铬含量应优选为至少0.6wt%。

铬还使碳化物稳定，因此太多的铬由于碳化铬的形成增加了材料的脆性。为确保根据本发明的合金的良好的延展性，并避免根据本发明的合金中的裂纹，铬含量应不超过1.0wt%。

由于固化过程中的离析，使碳化物稳定的物质具有在熔融物中浓缩的趋势。因此，在例如厚壁铸件的情况中，长的固化时间使碳化物的连续的网状物能够在固化的部件的晶胞间区域中形成。为防止上述情况，当使用根据本发明的合金制造厚壁铸件时，铬含量应优选保持在0.6wt%至0.75wt%之间。

铜（Cu）

铜使珠光体稳定，并通常伴随着用于制造铸铁合金的废料出现。在高温下，珠光体分解成铁素体和石墨。沉淀的石墨引起材料的膨胀，潜在地引起抗腐蚀的氧化物层的变形和裂纹，并潜在地使抗腐蚀的氧化物层裂开。为防止由根据本发明的铸铁合金制成的部件中形成珠光体，铜含量应保持尽可能低，并不超过0.15wt%。

磷（P）

磷为铸铁合金中会引起脆的磷包体的杂质，结果对材料的韧性和缺口韧性有负面影响。因此，磷应限制小于0.05wt%，优选小于0.025wt%。

硫（S）

硫为铸铁合金中的杂质。硫抑制了合金的固化过程中石墨的球化作用。高的硫含量会引起石墨降解，例如，由于硫与镁结合，所以铸铁的石墨球会成为片状。因此，硫含量保持小于0.015wt%是重要的。

附图说明

图1：显示根据第一实施方式（SiMoCr）和第二实施方式（SiMoCr0.5）的根据本发明的铸铁合金的组成和对比的铸铁合金（SiMo51）的组成的表。

图2：显示对根据第一实施方式的根据本发明的铸铁合金（SiMoCr）和SiMo51型的对比铸铁合金在700℃进行的氧化实验的结果图。

图3：显示对根据第一实施方式的根据本发明的铸铁合金（SiMoCr）和SiMo51型对比铸铁合金在800℃进行的氧化实验的结果图。

图4：显示对根据第一实施方式的根据本发明的铸铁合金（SiMoCr）、根据第二实施方式的根据本发明的铸铁合金（SiMoCr0.5）和SiMo51型对比铸铁合金在700℃进行的氧化实验的结果图。

图5：显示对根据第一实施方式的根据本发明的铸铁合金（SiMoCr）、根据第二实施方式的根据本发明的铸铁合金（SiMoCr0.5）和SiMo51型对比铸铁合金在800℃进行的氧化实验的结果图。

具体实施方式

下面根据具体的实施例说明了根据本发明的铸铁合金。

在第一步，制造根据本发明的铸铁合金，称为SiMoCr和SiMoCr0.5。出于比较的目的，还制造了SiMo51型铸铁合金。表1分别显示了SiMoCr、SiMoCr0.5和SiMo51合金的组成。显示出根据本发明的合金包含少量的钛和铌形式的杂质。镍也作为根据本发明的合金中的杂质出现。SiMoCr的镍含量为0.52wt%。SiMoCr0.5中0.055wt%的镍含量可认为是可忽略的。镍可伴随铬的加入，例如，以不锈钢废料的形式。然而，在根据本发明的合金中根本不应有镍，因为镍降低了铁素体到奥氏体的转变温度。铸铁材料从铁素体到奥氏体的转变包括引起局部应力和应变的体积变化，在最差的情况中，导致由铸铁制成的部件中的裂纹及部件的故障。体积变化还引起形成在材料上形成的氧化物层的裂纹，导致到达纯金属的氧气量增加。这降低了耐氧化性。

通过适于连续生产的方法以常规的工业方式制造合金，并且合金用于制造固体铸件，从固体铸件取得测量为2×2×0.5cm的试样。

在水中机械地研磨样品的表面，然后在乙醇中清洗，接着在去离子水中清洗，然后用无绒纸干燥并称重和测量。

为确定各个合金的耐腐蚀性，样品随后在空气中经受氧化测试，材料在预定的温度被氧化预定的时间。确定材料在氧化前后的重量，并计算重量增加。重量增加大意味着耐腐蚀性差，因为其中较大比例的样品已经氧化。重量增加小意味着在样品的表面上形成了具有良好的附着性的薄但致密的氧化物层。然后，这个氧化物层保护样品免受进一步氧化。因此，重量增加小意味着良好的耐氧化性和由此的良好的耐腐蚀性。

在700℃和800℃于Naber炉（型号N60/HR）中在空气中进行氧化测试。进行两批单独的测试。

对于第一测试批次1，同时在700℃和800℃氧化测试根据本发明的合金（SiMoCr）和对比材料（SiMo51）的试样。在700℃和800℃对试样设置的暴露时间是1.5小时、6小时、24小时和96小时。

对于第二测试批次2，同时在700℃和800℃氧化测试根据本发明的合金（SiMoCr）、根据本发明的合金SiMoCr0.5和对比材料（SiMo51）的试样。在700℃的测试过程中，对试样设置的暴露时间是1.5小时、6小时、24小时和96小时。在800℃的测试过程中，对试样设置的暴露时间是1.5小时、6小时、24小时、96小时和326小时。

各批的氧化测试涉及放置在炉中的每个合金的数个试样，并从室温加热试样到700℃或800℃，以通过与炉气氛的反应而氧化它们的表面。计算暴露时间，由该时间炉达到各个温度，当经过各预定时间时，从炉中取出试样，并冷却至室温。再次称重氧化的试样，以mg/cm2计算单位表面积的重量增加。

以三个试样的平均值的形式表示氧化测试的结果。图2和图3显示了第一测试批次的结果，图4和图5显示了第二批的结果。

第一测试批次1

参见图2，在700℃的氧化测试中，根据本发明的SiMoCr合金和对比SiMo51合金的重量增加结果在1.5小时、6小时和24小时的暴露时间相同，但在96小时的更长时间，根据本发明的SiMoCr合金的重量增加明显低于对比的SiMo51。

可能的解释如下：

加热SiMo51样品导致氧化铁和氧化硅在样品的表面上的形成。这些氧化物，特别是氧化硅，保护样品的表面中的铁免受进一步的氧化，但是当暴露更久，例如超过24个小时，氧设法通过氧化铁和氧化硅的层扩散，并且腐蚀下面的铁表面。因此，氧化物层生长，导致测量的重量增加。

相反，SiMoCr样品不仅形成氧化铁和氧化硅的层，在一段时间后，还形成致密的氧化铬层。氧化铬的层连同氧化铁和氧化硅的层有效地防止了氧通过氧化物层扩散到铁的表面，因而保护根据本发明的合金的样品免受被进一步的氧化腐蚀。从腐蚀的观点看，这意味着由根据本发明的合金制成并在常规排气温度（即达到730℃）使用的进行排气的部件，例如涡轮歧管，比由对比合金制成的部件具有明显长的使用期限。

在800℃的氧化测试中，与对比SiMo51合金相比，根据本发明的SiMoCr合金的样品的重量结果在全部的暴露时间的重量增加相当小。在相似的暴露时间，在800℃的重量增加同样小于在700℃。可能的解释为假定因为铬向样品表面的扩散速度随温度的上升而增加，因此较高的温度800℃促进了在根据本发明的SiMoCr合金的表面上形成氧化铬层。所以，氧化铬层在800℃比在700℃更快地形成，并且同样变得更致密。当形成氧化铬的层时，它防止氧持续扩散到金属表面，从而防止氧化层的进一步生长。

在800℃经受氧化测试的SiMo51样品在700℃相对于根据本发明的SiMoCr材料和相对于SiMo51样品都显示了相当大的重量增加。如上述，温度上升促进了在金属表面的化学反应及合金元素的扩散。这影响了在SiMo51上形成的氧化硅和氧化铁的层至如此的程度：它变得多孔和厚，因而不能充分地保护下面表面免受进一步的腐蚀。

第二测试批次2

图4显示了在700℃的第二批的氧化测试结果。显示了根据本发明的SiMoCr合金和对比SiMo51合金的结果在第二测试批次中基本上与第一批中相同。SiMoCr和SiMo51之间的测试批次1和测试批次2的结果中可观察到的任何差异可假定是由于与样品制备、取样和测量相关的因素造成的。

图4显示了根据本发明的SiMoCr0.5合金在700℃具有比根据本发明的SiMoCr合金稍微大的重量增加。假定这是因为SiMoCr0.5包含比SiMoCr少的铬，因此保护性的氧化铬层用比在SiMoCr上更长的时间在SiMoCr0.5上形成。

然而，图4未显示根据本发明的SiMoCr和SiMoCr0.5合金在700℃都比对比SiMo51合金具有更小的重量增加，因此具有更高的耐氧化性。

图5显示了在800℃的第二批结果。结果显示了根据本发明的SiMoCr合金和对比SiMo51合金很大程度上呈现与在第一批在800℃相同的氧化行为。测试批次1和2之间可观察到的差异是由于与取样、样品制备和测量相关的因素造成的。

图5显示了根据本发明的SiMoCr0.5合金在800℃具有非常低的增长的重量增加，并在暴露时间超过96小时后完全没有重量增加。

SiMoCr0.5在800℃的非常好的抗氧化性假定是由于与非常低的镍含量结合的铬含量。如上述，铬在800℃非常迅速地形成保护下面的材料免受进一步的氧化的致密的氧化铬层。此外，在测试温度的SiMoCr0.5是处于由大量缺乏的镍含量促进的稳定的铁素体相状态中。如上述，镍降低了铁素体到奥氏体的转变温度。这个转变涉及可引起在材料的表面上形成的氧化物层裂开的体积变化，增加了到达金属的氧量。然而，SiMoCr0.5不经历相转变，因而没有体积膨胀。

这个关系由根据本发明的SiMoCr0.5和SiMoCr合金之间在800℃的比较支持，在800℃具有0.52的镍含量的SiMoCr的重量在氧化测试过程中持续增加。

如上述，比较在700℃和800℃的氧化测试显示根据本发明的SiMoCr0.5合金的重量在800℃的测试中完全停止增加，但在700℃的测试过程中持续少量增加。这是因为在800℃形成的氧化铬层比在700℃更快地形成，并且更致密，因而对下面的金属提供更好的保护使其免受进一步的氧化。

Claims (10)

1.一种铸铁合金，包含（以wt%计）：

C：3.0至3.5

Si：4.1至4.8

Mn：≤0.4

Mg：0.02至0.08

Cr：0.4至1.0

Cu：≤0.15

Mo：0.8至1.2

P：<0.05

S：<0.015，

包含Fe和任意杂质的其余物质。

2.根据权利要求1所述的铸铁合金，在固化状态具有主要在铁素体基体中的球形石墨球结构。

3.根据权利要求1或2所述的铸铁合金，具有3.0wt%至3.3wt%的C含量。

4.根据上述权利要求的任一项所述的铸铁合金，具有4.2wt%至4.4wt%的Si含量。

5.根据上述权利要求的任一项所述的铸铁合金，具有0.5wt%至1.0wt%的Cr含量。

6.根据上述权利要求的任一项所述的铸铁合金，具有0.6wt%至1.0wt%的Cr含量。

7.根据上述权利要求的任一项所述的铸铁合金，具有0.60wt%至0.75wt%的Cr含量。

8.根据上述权利要求的任一项所述的铸铁合金，具有0.8wt%至1.0wt%的Mo含量。

9.一种用于卡车发动机的进行排气的部件，包括根据上述权利要求的任一项所述的铸铁合金。

10.根据权利要求9所述的用于卡车发动机的进行排气的部件，所述部件的形式为用于涡轮的涡轮歧管、排气歧管或涡轮机壳体。

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