CN106029924A

CN106029924A - 发动机排气系统部件用球墨铸铁

Info

Publication number: CN106029924A
Application number: CN201580009785.1A
Authority: CN
Inventors: 郑玑焕; 朱泳奎; 郑钟权; 黄载亨; 梁植; 沈东燮; 金相范
Original assignee: Doosan Infracore Co Ltd
Current assignee: HD Hyundai Infracore Co Ltd
Priority date: 2014-02-21
Filing date: 2015-02-06
Publication date: 2016-10-12
Anticipated expiration: 2035-02-06
Also published as: WO2015126083A1; KR102148758B1; US20170016098A1; CN106029924B; KR20150099103A; US10030289B2

Abstract

使用于发动机排气系统部件的球墨铸铁相对于整体重量包括3.0～3.4重量％的碳(C)、4.2～4.5重量％的硅(Si)、0.1～0.3重量％的锰(Mn)、0.002～0.01重量％的硫(S)、0.05重量％以下的磷(P)、0.035～0.055重量％的镁(Mg)、0.9～1.2重量％的钼(Mo)、0.4～0.6重量％的钒(V)、0.1～0.4重量％的铌(Nb)、0.005～0.01重量％的铈(Ce)、0.003～0.007重量％的铝(Al)及余量的铁(Fe)。由此，球墨铸铁具备更薄的表面氧化层，提高游动度。

Description

发动机排气系统部件用球墨铸铁

技术领域

本发明涉及使用于发动机排气系统部件的在高温中的耐氧化特性和游动性优异的球墨铸铁。特别是，涉及在上述发动机排气系统部件被利用的约800℃以上的高温中具备优异的耐氧化特性及游动性的球墨铸铁。

背景技术

最近，在全世界范围内环境管制日益强化，必须要减少从发动机排出的排气的环境污染物质的含量，另外正在进行在相同排量的发动机中确保高输出的研发。为了解决该问题，需要提高发动机的爆发压力而提高燃烧温度。这样，随着燃烧温度的上升，排气歧管等排气系统部件必须要具备高温耐氧化性。

以往，为了制造发动机排气歧管等的排气系统部件而使用的材料一般是添加有硅(Si)和钼(Mo)的球墨铸铁。这样的球墨铸铁被用作排气温度为800℃以下的发动机的排气歧管等的排气系统部件材料。但是，随着发动机的性能提高而引起爆发压力上升，由此导致排气温度被提高到800℃以上。在长时间露出于上述排气温度(800℃以上)的情况下，在以往技术的球墨铸铁的表面产生诸多氧化层，由上述氧化层和球墨铸铁材料的膨胀率之差而导致氧化层被破坏，并在被破坏的氧化层之间生成新的氧化膜，由此产生裂纹的可能性变高。由此，以往技术的球墨铸铁在使用于排气温度为800℃以上的发动机的排气歧管等的排气系统部件时会受到限制。图1中示出了这样的形成于排气系统部件材料的裂纹的图像和形成裂纹的原理。为了解决这样的以往技术的问题，积极开展着提高高温耐氧化特性及游动性的、排气温度为800℃以上的发动机的排气系统部件用球墨铸铁。

另外，为了解决以往技术的问题，可考虑进一步添加合金元素的方案，但是在添加合金元素的情况下，导致游动性下降。因此，在制造薄弱的排气歧管等的排气系统部件时，制造不良的可能性被加大。

发明内容

技术课题

本发明是为了解决如上述的以往技术的问题而研发的，本发明提供一种在发动机排气部件被使用的高温中具备优异的耐氧化特性及游动度的球墨铸铁及其制造方法。

解决课题的手段

为了达到上述课题，针对现有的球墨铸铁，添加镍(Ni)及铝(Al)，将它们的的含量比控制在特定范围。例如，在上述球墨铸铁内，将镍(Ni)与铝(Al)的含量比(Ni/Al)调整为约29～166范围内。另外，为了提高高温抗拉强度等的特性，可添加钒(V)、铌(Nb)及铈(Ce)等。

发明效果

根据上述的本发明的例示性的实施例，上述球墨铸铁即便在约900℃以下的温度中进行一定时间的热处理，表面氧化层的厚度为约小于190μm，并具备约750mm以上的优异的游动性，高温(800℃)抗拉强度(High Temperature，Tensile Strength)可达到约50MPa以上。由此，抑制在高温中产生裂纹，防止在制造排气系统部件时出现制造不良的问题。

附图说明

图1是用于对在以往的排气系统部件材料中形成的裂纹及其形成原理进行说明的图像。

图2是表示用于评价游动度的螺旋形试验片的俯视图。

图3是表示用于评价高温耐氧化特性的试验片的立体图。

图4是对用于评价高温耐氧化特性的试验条件进行说明的概略图。

图5是表示实施例1～8及比较例1～8的球墨铸铁及在其表面上形成的氧化层的图像。

图6表示包括例示性的实施例中的球墨铸铁的发动机排气系统部件。

具体实施方式

在本文中公开的本发明的实施例中，特定的结构或功能性说明仅仅是对本发明的实施例的例示性说明，本发明的实施例可以各种形态实施，不应仅限于本文中说明的实施例。

下面，通过具体的例示而对本发明进行详细说明。

本发明专注于如下特点：作为球墨铸铁的成分而使用微量的铝(Al)，当将上述球墨铸铁内的镍(Ni)与铝(Al)的含量比(Ni/Al)控制在特定范围时，耐氧化性优异的两个合金即镍(Ni)和铝(Al)进行复合反应，在高温中在球墨铸铁的表面形成精细的氧化层。另外，铝(Al)起到石墨的成核点作用，因此即便添加碳化物助长元素即钼(Mo)、钒(V)、铌(Nb)等碳化物助长元素，辅助球墨的成长及晶化，在高温中能够同时实现耐氧化特性和优异的游动性。

此时，所添加的铝(Al)的含量及球墨铸铁内的铝(Al)与镍(Ni)的含量比(Ni/Al)是在制造在高温(约900℃)中氧化层的厚度为约小于190μm、游动度试验片螺旋的长度为约750mm以上、同时高温(800℃)抗拉强度(High Temperature，Tensile Strength)为约50MPa以上的(即，高温耐氧化性和游动度优异的)球墨铸铁时最重要的因子。因此，本发明的球墨铸铁有必要限定为下面例示的该化学组成。

下面，对本发明的球墨铸铁的制造方法及所制造的球墨铸铁的化学组成进行说明。但是，不限于下述的制造方法，根据需要，可以变更各个工序的步骤或选择性地混用而执行。

本发明的球墨铸铁相对于整体重量包括约3.0～3.4重量％的碳(C)、约4.2～4.5重量％的硅(Si)、约0.1～0.3重量％的锰(Mn)、约0.002～0.01重量％的硫(S)、约0.05重量％以下的磷(P)、约0.035～0.055重量％的镁(Mg)、约0.9～1.2重量％的钼(Mo)、约0.2～0.5重量％的镍(Ni)、约0.4～0.6重量％的钒(V)、约0.1～0.4重量％的铌(Nb)、约0.005～0.01重量％的铈(Ce)、约0.003～0.007重量％的铝(Al)及余量的铁(Fe)。另外，构成相对于上述铝(Al)含量的上述镍(Ni)含量之比(Ni/Al)为约29～166范围的化学组成。

在本发明中，包含在上述球墨铸铁的各个成分的添加理由及限定所添加的含量的范围的理由如下。

1)约3.0～3.4重量％的碳(C)

碳是晶化出完整的球墨的元素。在根据本发明的球墨铸铁中，碳(C)是在球墨的晶化、用于提高高温强度的碳化物的形成、微细珍珠岩(pearlite)的形成中所需的元素。但是，如果碳(C)含量约小于3.0重量％，则每个单位面积的球墨的数量减少，因此在常温及高温中的抗拉强度下降，而如果碳(C)含量约超过3.4重量％，则在超级共析中由于超精石墨的过度的晶化，出现收缩缺陷，并导致游动性下降，因此无法获得完整的球墨铸铁。因此，为了获得在保持常温及高温抗拉强度的同时，没有收缩缺陷的游动性优异的球墨铸铁，在本发明中，优选将碳(C)的含量限定为约3.0～3.4重量％。

2)约4.2～4.5重量％的硅(Si)

硅(Si)是增加高温强度并提高高温耐氧化性的最优异的合金元素。在本发明的球墨铸铁中，如果硅(Si)含量为约小于4.2重量％，则导致高温强度及高温耐氧化性的下降，如果其含量约超过4.5重量％，则由于碎块(Chunky)石墨的过多的晶化而导致常温抗拉强度下降，由此无法获得完整的球墨铸铁，并且导致游动性下降。更具体地，在添加约4.2重量％以上的硅(Si)的情况下，在表面的FeO氧化层内形成Fe₂SiO₄层。该层非常微细而能够减少氧化，因此在以约4.2～4.5重量％的范围添加硅(Si)的情况下，具有能够缓和由高温氧化层导致的催化攻击性。因此，在本发明中，优选将硅(Si)的含量限定为约4.2～4.5重量％。

3)约0.1～0.3重量％的锰(Mn)

锰(Mn)是代表性的珍珠岩助长元素，其与硫(S)反应而助长石墨成核点。在本发明的球墨铸铁中，如果锰(Mn)含量为约小于0.1重量％，则导致成核点减少，加大产生粗大的球墨或冷气(Chill)的倾向，难以获得完整的球墨铸铁，而如果约超过0.3重量％，则在基地助长珍珠岩，因此在高温中强度下降，另外导致生成不精细的氧化层。因此，在本发明中，优选将锰(Mn)的含量限定为约0.1～0.3重量％。

4)约0.002～0.01重量％的硫(S)

硫(S)在球墨铸铁中是代表性的石墨的球状化阻碍元素，因此最大程度地去除它，有利于确保完整的球墨铸铁。另外，微量的硫(S)与锰(Mn)反应而助长石墨成核点。在本发明的球墨铸铁中，如果硫(S)的含量为约小于0.002重量％，则导致成核点减少，每个单位面积的球墨数量减少，可能导致球墨的粗大化。如果硫(S)的含量为约0.01重量％以上，则石墨不能生长为球状，导致片状石墨，因此在本发明中，优选将硫(S)的含量限定为约0.002～0.01重量％。

5)约0.05重量％以下的磷(P)

磷是在空气中的铸铁制造工序中自然地添加的一种杂质。这样的磷(P)与包括在溶液中的微量元素反应而形成磷化物(磷化物共晶体)，由此起到强化基地及提高耐磨性的作用，但是如果上述磷(P)的含量约超过0.05重量％，则使珍珠岩稳定化，另外使脆性急剧增加。因此，在本发明中，优选将磷(P)的含量限定为约0.05重量％以下。此时，磷(P)含量的下限值可超过0重量％，无需特别限定。

6)约0.035～0.055重量％的镁(Mg)

镁(Mg)是与球状化阻碍元素即磷硫(S)及氧(O)反应而以MgS及MgO的形态去除溶液中的硫(S)和氧(O)来促进球墨晶化的元素。在本发明的球墨铸铁中，如果镁(Mg)含量为约小于0.035重量％，则导致片状的石墨晶化，而如果镁(Mg)含量为约0.055重量％以上，则发生冷气(Chill)的可能性大，导致脆性增加，因此在本发明中，优选将镁(Mg)的含量限定为约0.035～0.055重量％。

7)约0.9～1.2重量％的钼(Mo)

钼(Mo)是强化球墨铸铁的基地，由此提高材料的强度，另外提高高温中的强度的元素。在本发明的球墨铸铁中，如果钼(Mo)的含量为约小于0.9重量％，则导致本发明所需的高温抗拉强度不足。相反地，如果钼(Mo)的含量约超过1.2重量％，则由于高温中的基地强化效果而使得高温抗拉强度少量上升，但由于相对于进一步添加的钼(Mo)而实现的高温抗拉强度上升率微弱，因此存在材料费上升的问题。因此，在本发明中，优选将钼(Mo)的含量限定为约0.9～1.20重量％。

8)约0.2～0.5重量％的镍(Ni)

镍(Ni)将球墨铸铁微细化，容易被奥氏体及铁氧体固溶，因此可强化基地。另外，由于它是奥氏体稳定化元素，因此在高温中由相变实现的热冲击特性优异。在本发明的球墨铸铁中，如果镍(Ni)的含量约小于0.2重量％，则由于奥氏体稳定化效果微弱，因此导致高温氧化特性下降。在镍(Ni)的含量约超过0.5重量％的情况下，奥氏体稳定化、热冲击特性、高温氧化特性均得到提高，但由于价格昂贵，存在材料费上升的问题。因此，在本发明中，优选将镍(Ni)的含量限定为约0.2～0.5重量％。

9)约0.4～0.6重量％的钒(V)

钒(V)在从室温到约850℃程度的高温中提高强度。钒(V)在铁氧体基地内析出高熔点的微细的钒碳化物(VC)而提高高温强度。在本发明的球墨铸铁中，如果钒(V)含量为约小于0.4重量％，则由于钒碳化物(VC)的分量少，因此导致本发明所需的高温强度及耐氧化性不足的问题。在钒(V)的含量约超过0.6重量％的情况下，粗大钒碳化物(VC)在工序单元之间被偏析，由此不但未改善高温强度，还因硬度上升而导致加工性下降。因此，在本发明中，优选将钒(V)的含量旋转为约0.4～0.6重量％。

10)约0.1～0.4重量％的铌(Nb)

铌(Nb)将晶粒微细化，提高抗拉强度、冲击强度等机械性质。特别是，由于与碳或氮之间的亲和力大，在铸铁中析出碳化物，通过析出铌碳化物而实现析出强化效果，并且还起到抑制奥氏体和铁氧体的相变的作用。在本发明的球墨铸铁中，如果铌(Nb)的含量为约小于0.1重量％，则不会产生由铌碳化物析出而实现的析出强化效果，而在铌(Nb)含量约超过0.4重量％的情况下，铌(Nb)碳化物在工序单元之间被偏析，导致高温强度及耐氧化性下降，并且因硬度上升而导致加工性下降。因此，在本发明中，优选将铌(Nb)的含量限定为约0.1～0.4重量％。

11)约0.003～0.007重量％的铝(Al)

铝(Al)的耐氧化性优异，特别是，在铸铁中添加微量的铝(Al)时，还助长成核点，并提高游动性。但是，如果添加适当量以上，则由于与氧的反应性良好，因此与铸膜、插芯、涂型剂等中包含的水分反应而导致针孔(Pin hole)不良。在本发明的球墨铸铁中，如果铝(Al)的含量为约小于0.003重量％，则不能实现助长成核点及提高游动性的效果，并且如果铝(Al)含量约超过0.007重量％，则引起针孔(Pin hole)不良。因此，在本发明中，优选将铝(Al)的含量限定为约0.003～0.007重量％。

12)约0.005～0.01重量％的铈(Ce)

铈(Ce)与硫(S)反应而形成铈硫化物(CeS)，并且不仅强烈助长石墨成核点，而且还助长球墨的成长。在本发明的球墨铸铁中，如果铈(Ce)的含量为约小于0.005重量％，则不能实现成核点的助长及石墨球状化的效果，而在铈(Ce)的含量约超过0.01重量％的情况下，助长超精石墨的过度的晶化，因此产生碎块(Chunky)石墨及收缩缺陷，导致游动性下降。因此，在本发明中，优选将铈(Ce)的含量限定为约0.005～0.01重量％。

13)铁(Fe)

铁是本发明的铸铁的主要材料。除了上述成分之外，余量的成分为铁(Fe)，并且不可避免地包括一部分杂质。

下面，对本发明的实施例进行更详细的说明。但是，下述实施例是为了帮助理解本发明而例示的，本发明的范围不限于此，在不脱离本发明的思想的情况下，可由下述的实施例进行各种变形及变更。

<实施例1-8及比较例1-8>

根据下述表1的组成而制造了实施例1～8及比较例1～8的球墨铸铁。

【表1】

划分	C	Si	Mn	S	P	Mg	Mo	V	Nb	Ni	Al	Ce	Ni/Al
														实施例1	3.311	4.246	0.212	0.004	0.039	0.039	0.947	0.494	0.350	0.313	0.0041	0.0095	76.34
实施例2	3.290	4.415	0.206	0.008	0.038	0.051	0.911	0.540	0.301	0.300	0.0055	0.0091	54.54
														实施例3	3.357	4.491	0.204	0.006	0.038	0.046	0.956	0.485	0.338	0.330	0.0067	0.0055	49.25
实施例4	3.383	4.338	0.291	0.002	0.040	0.054	1.172	0.410	0.118	0.483	0.0035	0.0075	138.00
														实施例5	3.219	4.374	0.189	0.009	0.041	0.042	0.984	0.524	0.248	0.498	0.0030	0.0089	166
实施例6	3.091	4.293	0.202	0.004	0.029	0.051	0.995	0.591	0.391	0.258	0.0065	0.0088	39.69
														实施例7	3.195	4.405	0.288	0.003	0.046	0.035	1.092	0.584	0.299	0.203	0.0070	0.0090	29.00
实施例8	3.272	4.315	0.260	0.006	0.041	0.045	0.962	0.441	0.310	0.432	0.0041	0.0076	105.36
														比较例1	3.327	4.294	0.288	0.007	0.039	0.042	1.102	0.512	0.307	0.188	0.0067	0.0069	28.05
比较例2	3.225	4.310	0.194	0.005	0.031	0.037	0.998	0.483	0.299	0.610	0.0036	0.0061	169.44
														比较例3	3.311	4.452	0.254	0.007	0.046	0.045	0.971	0.483	0.302	0.337	-	0.0073	-
比较例4	3.472	3.99	0.224	0.008	0.032	0.041	1.082	-	-	-	-	-	-
														比较例5	3.251	4.724	0.237	0.013	0.037	0.038	1.294	0.87	-	0.547	-	-	-
比较例6	3.166	4.282	0.209	0.008	0.038	0.041	0.943	-	0.312	0.298	-	-	-
														比较例7	2.982	4.295	0.377	0.007	0.041	0.055	0.921	-	-	0.612	-	-	-
比较例8	3.59	4.291	0.802	0.009	0.049	0.071	0.699	0.597	-	-	-	-	-

首先，按照表1的组成，准备了包含有碳(C)、硅(Si)、锰(Mn)、硫(S)、磷(P)的原液。关于磷(P)，作为包含在铸造用原材料的杂质，未另外添加，仅将其含量调整为约0.05重量％以下。

在出炉之前，利用光谱分析仪(Spectrometer)对硅(Si)、钼(Mo)、锰(Mn)、镍(Ni)、钒(V)、铌(Nb)等的合金铁的组成进行了调整。在添加铝(Al)及铈(Ce)而完成熔融之后，出炉。此时，在出炉的同时投入Fe-Si基接种剂而实施了1次接种。在出炉而盛到盛铁桶之后测量溶液的温度，并向准备的铸膜注入溶液。此时，在注入溶液的同时投入Fe-Si基接种剂而实施2次接种，从而制造出具备如表1这样的组成的高温耐氧化特性和游动性优异的球墨铸铁。

对按照上述表1的组成而制造的实施例1～8及比较例1～8的常温抗拉强度、高温抗拉强度、氧化层厚度及游动度分别进行测量而记载于表2中。

利用图2所示的螺旋形试验片，对实施例1～8及比较例1～8的球墨铸铁的游动度进行了评价。

利用图3所示的试验片，以图4所示的试验条件，对实施例1～8及比较例1～8的球墨铸铁的高温耐氧化特性进行了评价。

图5是表示实施例1～8及比较例1～8的球墨铸铁及形成在其表面上的氧化层的图像。

【表2】

如上述表2所示，将Ni/Al之比调整为29～166范围的实施例1～8的铸铁的氧化层厚度小于190μm，游动度试验片的螺旋的长度为750mm以上。另外，在800℃中进行的高温抗拉强度超过50MPa。

比较例1和2是与实施例1～8相比，所添加的合金元素相同，但镍(Ni)的含量和Ni/Al之比超过本发明的组成范围的例子。

比较例3是与实施例1～8相比，所添加的元素相同，但去除了本发明的核心合金元素即铝(Al)的例子。

比较例4是仅添加具备800℃以下的燃烧温度，并适用于发动机的排气歧管的耐热球墨铸铁的合金元素的例子。

比较例5～8是为了制造具备800℃以上的燃烧温度的发动机的排气系统部件用球墨铸铁而以往研发的材料的例子。

作为参考得知，在比较例1、2、5及6中，高温(800℃)抗拉强度(High TemperatureTensile Strength)满足本发明所要求的目标值，但不能满足剩余项目的目标值。

作为参考得知，比较例3、4、7及8不能满足本发明所要求的所有项目的目标值。

特别是，在未添加铝的比较例3中，具备较低的游动度。另外，在与镍相比，添加过多的铝的比较例1的情况下，与本发明相比，具备较厚的氧化层厚度及较低的游动度。

其结果可知，本发明的高温耐氧化特性和游动性优异的球墨铸铁具备稳定的氧化层厚度和游动性及高温抗拉强度，因此能够有效地适用于具备800℃以上的燃烧温度的发动机的排气系统部件用材料。

参照图6，上述发动机排气系统部件包括：排气歧管(110)，其针对发动机的每个汽缸，独立地连接到燃烧室的排气口(未图示)；前管(120)，其结合到排气歧管(110)的后尾；及振动缓冲装置(130)，其设于前管(120)的外周而吸收由排气时的冲击波而产生的振动。

特别是，排气歧管(110)与从发动机的燃烧室排气的高温的排气接触，因此需要具备优异的耐热特性。在例示的实施例中，排气歧管(110)可包括上述所说明的本发明的例示性的实施例中的球墨铸铁。

Claims

1.一种发动机排气系统部件用球墨铸铁，其相对于整体重量包括3.0～3.4重量％的碳(C)、4.2～4.5重量％的硅(Si)、0.1～0.3重量％的锰(Mn)、0.002～0.01重量％的硫(S)、0.05重量％以下的磷(P)、0.035～0.055重量％的镁(Mg)、0.9～1.2重量％的钼(Mo)、0.4～0.6重量％的钒(V)、0.1～0.4重量％的铌(Nb)、镍(Ni)、铝(Al)及余量的铁(Fe)，

上述镍(Ni)的含量相对于上述铝(Al)的含量之比(Ni/Al)为29～166的范围。

2.根据权利要求1所述的发动机排气系统部件用球墨铸铁，其特征在于，

相对于整体重量，上述铝(Al)的含量为0.003～0.007重量％的范围，相对于整体重量，上述镍(Ni)的含量为0.2～0.5重量％的范围。

3.根据权利要求1所述的发动机排气系统部件用球墨铸铁，其特征在于，

该发动机排气系统部件用球墨铸铁还包括铈(Ce)，相对于整体重量，上述铈(Ce)的添加量为0.005～0.01重量％的范围。

4.根据权利要求1所述的发动机排气系统部件用球墨铸铁，其特征在于，

在900℃以下的温度下进行热处理时，表面氧化层的厚度小于190μm。

5.根据权利要求4所述的发动机排气系统部件用球墨铸铁，其特征在于，

上述表面氧化层包括Fe₂SiO₄。

6.根据权利要求1所述的发动机排气系统部件用球墨铸铁，其特征在于，

游动度试验片的螺旋的长度为750mm以上。

7.根据权利要求1所述的发动机排气系统部件用球墨铸铁，其特征在于，

800℃的高温抗拉强度(High Temperature，Tensile Strength)为50MPa以上。

8.根据权利要求1所述的发动机排气系统部件用球墨铸铁，其特征在于，

上述发动机排气部件为排气歧管。

9.一种发动机排气系统部件，其包括将权利要求1至3中的任意一项所述的球墨铸铁作为材料而构成的发动机排气歧管或它们全部。

10.根据权利要求9所述的发动机排气系统部件，其特征在于，

在表面上具备氧化层，该氧化层具备小于190μm的厚度，并包括Fe₂SiO₄，且通过上述球墨铸铁被氧化而形成。