CN114058934A - 球墨铸铁和由其形成的发动机排气系统部件 - Google Patents

球墨铸铁和由其形成的发动机排气系统部件 Download PDF

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Abstract

本发明涉及球墨铸铁以及由其形成的发动机排气系统部件，所述球墨铸铁，以整体重量为基准，其包含2.5～3.0重量％的碳(C)、4.1～5.5重量％的硅(Si)、0.8～1.0重量％的锰(Mn)、21.0～25.0重量％的镍(Ni)、1.4～1.6重量％的铬(Cr)、0.03～0.10重量％的镁(Mg)以及用于满足100重量％的余量的铁(Fe)，镍当量Nieq为24～30范围。本发明的球墨铸铁不仅铸造性、流动性、常温以及高温的机械物性、不同温度下的相稳定性和耐热性优异，成本竞争力也优异。因此，本发明能够以经济的方式制造暴露在约810℃以上的废气中的发动机排气系统部件。

Description

球墨铸铁和由其形成的发动机排气系统部件
技术领域
本发明涉及球墨铸铁和由其形成的发动机排气系统部件，具体而言，铸造性、流动性、常温以及高温的机械物性、不同温度下的相稳定性和耐热性优异而能够用于发动机排气系统部件的球墨铸铁和由其形成的发动机排气系统部件。
背景技术
排气歧管(exhaust manifold)作为收集发动机的各气缸中因燃烧而排出的废气，并将其输送至催化剂侧的排气管部件，由于废气最先通过，因此是反复暴露在高温环境且热和机械载荷反复作用的部件。因此，应用于排气歧管的材质要求高温强度、不同温度下的相稳定性、抗氧化性以及耐热性等特性。
因此，以往使用硅(Si)和钼(Mo)的含量分别为4～4.5重量％和0.8～1.2重量％的高Si-Mo系球墨铸铁之类的铁素体系耐热球墨铸铁作为排气歧管的材质。铁素体系耐热球墨铸铁一直到750℃没有基于温度上升的相变化，铸造性优异，制造成本低，但在抗氧化性、耐热裂性等耐热性方面存在局限。特别是，随着汽车发动机的高性能化、燃油经济性提高以及废气管制的深入，废气的温度上升，因此排气系统部件的温度有时超过800℃。但是，铁素体系耐热球墨铸铁会在约800℃附近因铁素体-奥氏体相变而发生收缩和膨胀，因此作为在约800℃以上的高温使用的发动机排气系统部件的材质来使用是不合适的。
为此，在超过约800℃的排气系统部件中使用耐热性更为优异的耐蚀高镍铸铁(Ni-resist)D5S等奥氏体系球墨铸铁来代替铁素体系耐热球墨铸铁。耐蚀高镍铸铁D5S包含34～37重量％的镍(Ni)，从而即使在常温也维持奥氏体组织，并且分别包含4.9～5.5重量％、1.75～2.25重量％的硅(Si)和铬(Cr)，从而在提高高温强度的同时也提高耐热性。但是，耐蚀高镍铸铁D5S含有大量作为高价材料的镍，因此成本竞争力低。此外，耐蚀高镍铸铁D5S为过共晶组成，因此熔融金属(Molten Metal)的流动性低而铸造性降低，且石墨以初晶相结晶化，因此石墨漂浮以及异常石墨等铸造缺陷发生的概率高。这样，耐蚀高镍铸铁D5S作为排气系统部件的材质来应用时存在限制。
发明内容
所要解决的课题
本发明的目的在于，提供成本竞争力乃至铸造性、流动性、常温以及高温的机械物性、不同温度下的相稳定性和耐热性均优异的球墨铸铁。
此外，本发明的另一目的在于，利用上述球墨铸铁来提供即使在约810℃以上的废气中也能够使用的发动机排气系统部件。
解决课题的方法
为了实现上述目的，本发明提供一种球墨铸铁，以整体重量为基准，包含2.5～3.0重量％的碳(C)、4.1～5.5重量％的硅(Si)、0.8～1.0重量％的锰(Mn)、21.0～25.0重量％的镍(Ni)、1.4～1.6重量％的铬(Cr)、0.03～0.10重量％的镁(Mg)以及铁(Fe)，镍当量(nickel equivalent，Nieq)为24～30范围。
这里，上述球墨铸铁可以进一步包含大于0重量％且0.3重量％以下的铜(Cu)。这样的球墨铸铁的碳当量(carbon equivalent，C.E)可以为4.5～5.0范围。
此外，上述球墨铸铁未经热处理。
此外，本发明提供由上述球墨铸铁形成的发动机排气系统部件。这样的发动机排气系统部件可以在810℃以上的温度使用。
发明效果
本发明的球墨铸铁不仅铸造性、流动性、常温以及高温的机械物性、不同温度下的相稳定性和耐热性优异，成本竞争力也优异。因此，本发明能够以经济的方式制造暴露在约810℃以上的废气中的发动机排气系统部件。
附图说明
图1a～图1c分别是对实施例3、比较例1、7中制造的熔融金属的铸造性进行热力学模拟的结果图表。
图2是示出实施例2～4和比较例1～4、7中制造的熔融金属的流动性的图表。
图3a和图3b分别是示出用于制作实验例1的流动性测定中所使用的螺旋试片的金属模具的俯视图和截面图。
图4示出了实施例3和比较例7中制造的球墨铸铁的不同部位的基于热处理的微观组织变化。
图5是示出实施例1～5和比较例1～8中制造的球墨铸铁的常温拉伸强度的图表。
图6是示出实施例1～5和比较例1～8中制造的球墨铸铁的常温屈服强度的图表。
图7是示出实施例1～5和比较例1～8中制造的球墨铸铁的常温伸长率的图表。
图8是示出实施例3和比较例8中制造的球墨铸铁的高温拉伸强度和屈服强度的图表。
图9是示出实施例3和比较例8中制造的球墨铸铁的高温伸长率的图表。
图10a～图10e分别是实施例3和比较例8中制造的球墨铸铁的不同温度的低周疲劳寿命的图表。
具体实施方式
以下，对本发明进行说明。
本发明想要构成与以往耐蚀高镍铸铁D5S相比能够降低镍的含量而提高竞争力，同时能够用于暴露在约810℃以上的废气中的发动机排气系统部件的奥氏体系球墨铸铁。但是，由于降低了铸铁内镍的含量，出现了奥氏体相的稳定性降低的问题。
为此，本发明中，为了在将镍(Ni)的含量调节至21～25重量％范围的同时，碳(C)、硅(Si)、锰(Mn)和铜(Cu)的含量也调节至各自特定含量范围，以将镍当量调节至特定范围内为特征。由此，本发明的球墨铸铁在不降低奥氏体相的稳定性的情况下不仅常温以及高温的机械物性和耐热性优异，流动性和铸造性也优异。因此，本发明的球墨铸铁与以往耐蚀高镍铸铁D5S相比，不仅发挥成本削减效果，也能够用作使用温度为约810℃以上的发动机排气系统部件的材质。
<球墨铸铁及其制造方法>
本发明的球墨铸铁以整体重量为基准包含2.5～3.0重量％的碳(C)、4.1～5.5重量％的硅(Si)、0.8～1.0重量％的锰(Mn)、21.0～25.0重量％的镍(Ni)、1.4～1.6重量％的铬(Cr)、0.03～0.10重量％的镁(Mg)以及用于满足100重量％的余量的铁(Fe)，并且具有镍当量(nickel equivalent，Nieq)为24～30范围的化学组成，包含奥氏体系基质(austenite-based matrix)和分散在上述基质内的球状石墨。选择性地，本发明的球墨铸铁可以进一步包含大于0重量％且0.3重量％以下的铜(Cu)。这种本发明的球墨铸铁可以包含磷(P)、硫(S)之类的不可避免的杂质。
以下，对本发明的球墨铸铁中所含有的各成分进行说明。
(1)碳(C)：2.5～3.0重量％
碳是在提高熔融金属的流动性的同时在铸造时使石墨结晶化(crystallization)的元素。这样的碳的含量以上述球墨铸铁的总量为基准优选为约2.5～3.0重量％范围。如果碳的含量小于2.5重量％，则熔融金属的流动性可能降低。另一方面，如果碳的含量大于3.0重量％，则会因过共晶组成而结晶出初晶石墨(primary crystal)或形成碎块状(chunky)石墨，从而难以获得含有均匀球状石墨的球墨铸铁。根据一例，本发明的球墨铸铁以总量为基准碳的含量可以为约2.6～2.8重量％范围。
(2)硅(Si)：4.1～5.5重量％
硅作为石墨化促进元素，是在凝固时使奥氏体相中的碳固溶度降低而使其作为石墨析出的元素。即，硅的添加提供与增加碳量相同的效果。此外，硅使存在于铸铁内的微小的石墨组织粗大地生长。这样的石墨生长过程中，借助镁或球化剂等而生成为球状石墨。但是，在硅的含量大于5.5重量％的情况下，铸造性可能下降，而且由于过共晶组成，发生初晶石墨、石墨漂浮以及爆炸状石墨等缺陷的概率高。另一方面，在硅的含量小于4.1重量％的情况下，高温强度和高温抗氧化性可能下降。因此，硅的含量以上述球墨铸铁的总量为基准优选为约4.1～5.5重量％范围。根据一例，本发明的球墨铸铁以总量为基准硅的含量可以为约4.4～4.6重量％范围。
(3)锰(Mn)：0.8～1.0重量％
锰作为使奥氏体基质稳定化的元素，在含量增加时能够在凝固中组织内部形成微小分散相(dispersoid(弥散体))而提高强度。但是，在锰的含量大于1重量％的情况下，延展性、耐蚀性和耐热性可能降低。另一方面，在锰的含量小于0.8重量％的情况下，添加锰的效果不足而无法期待强度提高效果。因此，锰的含量以上述球墨铸铁的总量为基准优选为约0.8～1.0重量％范围。
(4)镍(Ni)：21～25重量％
镍是促进基质组织的奥氏体化的元素。这样的镍在其含量小于21重量％的情况下，奥氏体相的稳定性下降，实际凝固条件下可能形成铁素体。另一方面，在镍的含量大于25重量％的情况下，是奥氏体化效果饱和的状态，只会导致材料费用的提高。因此，镍的含量以上述球墨铸铁的总量为基准优选为约21.0～25.0重量％范围。根据一例，本发明的球墨铸铁以总量为基准镍的含量可以为约22～24重量％范围。
(5)铬(Cr)：1.4～1.6重量％
铬是有助于抗氧化性的成分，能够在高温下在排气系统部件的表面生成由铬氧化物(Cr2O3)形成的钝化膜，与以往铸铁材料的FeO系氧化物相比能够抑制氧化增量，形成致密的氧化组织而抑制氧化膜的增加。在这样的铬的含量小于1.4重量％的情况下，氧化膜的增加抑制力可能下降。另一方面，在铬的含量大于1.6重量％的情况下，奥氏体相的稳定性降低，过度形成M7C3碳化物，加工性可能下降。因此，铬的含量以上述球墨铸铁的总量为基准优选为约1.4～1.6重量％范围。
(6)镁(Mg)：0.03～0.1重量％
镁是与作为阻碍球化的元素的硫(S)和氧(O)反应而将它们去除从而促进球状石墨的形成的元素。如果这样的镁的含量小于0.03重量％，则可能导致蠕虫状石墨(Vermicular Graphite)或片状石墨的形成。另一方面，如果镁的含量大于0.1重量％，则发生冷硬(Chill)的可能性变高而脆性可能增大。因此，镁的含量以上述球墨铸铁的总量为基准优选为约0.03～0.1重量％范围。
(7)铁(Fe)：余量
铁是本发明的球墨铸铁的主材。这样的铁的含量可以为满足使上述球墨铸铁的总量成为100重量％的余量。所谓的“余量”是指，在除了上述成分(例如C、Si、Mn、Ni、Cr、Mg)之外还包含其他成分的情况下，将这些成分的量除外的可变的量。
(8)铜(Cu)：0.3重量％以下
本发明的球墨铸铁可以进一步包含铜(Cu)。铜与镍相似，能够使固溶于基质的奥氏体组织稳定化，同时将基质组织的结晶粒子微小化，防止薄的部分的冷硬(chill)而提高耐高温能力，而且能够提高抗氧化性和耐蚀性。这样的铜的含量没有特别限定，比如，以上述球墨铸铁的总量为基准，可以调节至约0.3重量％以下，具体可以调节至大于0重量％且0.3重量％以下的范围。如果铜的含量为上述范围，则能够进一步提高成本竞争力。
(7)不可避免的杂质
本发明的球墨铸铁可以包含一部分不可避免的杂质。作为这样的不可避免的杂质，有磷(P)、硫(S)等。
磷(P)是球墨铸铁的制造过程中自然被添加的杂质，虽在基质组织内固溶，但大部分以磷化物、即所谓的斯氏体(steadite)的Fe-Fe3C-Fe3P的3元共晶相存在。这样的斯氏体不仅能够增强基质组织，还能够降低铸铁的熔点而提高熔融金属的流动性和铸造性。这样的磷的含量没有特别限定。但是，如果磷的含量大于0.06重量％，则由于形成过量的磷化物而脆性急剧增大，从而加工性可能降低。因此，磷的含量以上述球墨铸铁的总量为基准优选调节至约0.06重量％以下，具体优选调节至大于0重量％且0.03重量％以下的范围。
硫(S)是使熔铁中碳溶解度减小而提高碳活度的元素，其含量没有特别限定。但是，本发明的球墨铸铁中，在硫的含量大于0.01重量％的情况下，石墨的球化可能受到阻碍而导致片状石墨的形成。因此，硫的含量以上述球墨铸铁的总量为基准优选调节至约0.01重量％以下，具体优选调节至0.002～0.01重量％范围。
(8)本发明的球墨铸铁实质上不包含钼(Mo)。一般而言，已知钼在铸铁基质中与碳结合而使碳化物析出，且提高铸铁的高温强度。但是，钼阻碍石墨的球化而在排气系统部件中诱发裂纹(crack)等缺陷，降低加工性的倾向大。为此，本发明中实质上不包含钼。这里，“实质上不包含”的含义是，完全不包含钼，或者即使包含钼，所包含的量也为不发生如高温强度的提高效果那样由钼带来的效果的程度，是非常少的量。根据一例，本发明的球墨铸铁不包含钼。根据另一例，本发明的球墨铸铁可以按照约0.01重量％以下、具体约0.001重量％以下的含量来包含钼。
本发明的球墨铸铁按照镍当量(nickel equivalent，Nieq)成为24～30范围、具体成为25～28范围的方式调节。这里，镍当量根据以下数学式1来计算。作为参考，镍当量的单位为重量％，本领域中通常省略单位进行表示。
[数学式1]
Nieq＝0.32C+0.13Si+Ni+2.48Mn+0.53Cu
(上述式中，
C表示碳相对于上述球墨铸铁的总量的含量(wt％)，
Si表示硅相对于上述球墨铸铁的总量的含量(wt％)，
Ni表示镍相对于上述球墨铸铁的总量的含量(wt％)，
Mn表示锰相对于上述球墨铸铁的总量的含量(wt％)，
Cu表示铜相对于上述球墨铸铁的总量的含量(wt％))。
如果镍当量小于24，则由于奥氏体相的稳定性降低，无法充分固溶赋予耐热性和抗氧化性的Cr、Si，且过量形成Cr碳化物或Ni与Si的金属间化合物等而耐热性和抗氧化性可能降低。另一方面，在镍当量大于30的情况下，由于Ni、Cu等之类的合金元素的添加量提高，可能导致材料费用提高。因此，本发明的球墨铸铁通过将镍当量的范围调节至24～30范围，从而不仅奥氏体相的稳定性优异，常温以及高温机械物性、耐热性等也优异。
根据一例，本发明的球墨铸铁包含全奥氏体基质组织(full-austenite matrix)以及分布在上述基质组织内的球状石墨，此时，球化率可以为约70％以上。
根据另一例，本发明的球墨铸铁在约1462～1485℃的熔融金属注入温度下的流动长度(fluidity length)可以为约900～1400mm范围。
根据又一例，本发明的球墨铸铁在约常温(20±5℃)下，(ⅰ)拉伸强度(tensilestrength)可以为约424～480MPa范围，(ⅱ)屈服强度(yield strength)可以为约210～220MPa范围，(ⅲ)伸长率(elongation)可以为约18～35％范围。
根据又一例，本发明的球墨铸铁在约750～900℃下，(ⅰ)拉伸强度(tensilestrength)可以为约42～100MPa范围，(ⅱ)屈服强度(yield strength)可以为约40～95MPa范围，(ⅲ)伸长率(elongation)可以为约23～35％范围。具体而言，本发明的球墨铸铁a)在约750℃下，拉伸强度可以为约95～100MPa范围，屈服强度可以为约90～95MPa范围，伸长率可以为31～35％，b)在约800℃下，拉伸强度可以为约70～76MPa范围，屈服强度可以为约68～73MPa范围，伸长率可以为约23～28％，c)在约850℃下，拉伸强度可以为约50～60MPa范围，屈服强度可以为约50～56MPa范围，伸长率可以为30～35％，d)在约900℃下，拉伸强度可以为约42～48MPa范围，屈服强度可以为约40～45MPa范围，伸长率可以为28～30％。
根据又一例，本发明的球墨铸铁ⅰ)在约650℃的温度和0.1％/s的应变速率下，总应变振幅为0.2％时的低周疲劳寿命可以为约9380～9385个循环(cycle)(例如，9382个循环)，ⅱ)在约750℃的温度和0.1％/s的应变速率下，总应变振幅为0.15％时的低周疲劳寿命可以为约14970～15000个循环(例如，14974个循环)，ⅲ)在约850℃的温度和0.1％/s的应变速率下，总应变振幅为0.1％时的低周疲劳寿命可以为约36294～36300个循环(例如，36297个循环)。
此外，本发明的球墨铸铁通过将碳当量(carbon equivalent，CE)调节至4.5～5.0范围，从而接近于工艺组成而能够确保铸造性。如果碳当量大于5.0，则由于过共晶组成，不仅铸造性下降，石墨过量生长导致的石墨漂浮以及初晶石墨形成等异常石墨的产生可能性变高。另一方面，在碳当量小于4.5的情况下，不仅铸造性由于亚共晶组成而降低，熔融金属的流动性也会因树枝状晶的形成而降低，从而可能发生浇铸不满(misrun)或表面缺陷等铸造不良。这里，碳当量根据以下数学式2来计算。作为参考，碳当量的单位为重量％，本领域中通常省略单位进行表示。
[数学式2]
Figure BDA0003174683510000081
(上述式中，
C表示碳相对于上述球墨铸铁的总量的含量(wt％)，
Si表示硅相对于上述球墨铸铁的总量的含量(wt)，
Ni表示镍相对于上述球墨铸铁的总量的含量(wt％))。
具有上述化学组成的本发明的球墨铸铁与以往耐蚀高镍铸铁D5S相比，能够使镍的使用量减少而发挥成本竞争力提高效果，同时能够用于暴露在约810℃以上的废气中的发动机排气系统部件。
此外，本发明的球墨铸铁通过如上调节化学组成以满足以下关系式1，从而能够抑制铸铁内碳化物(例如，M7C3)的过量形成，因此可以具有优异的加工性和高温机械物性。此外，本发明的球墨铸铁与以往耐蚀高镍铸铁D5S不同，即使不实施热处理工序，碳化物体积分数也低，且含有具有70％以上的球化率的全奥氏体基质组织(full-austenite matrix)。
[关系式1]
Figure BDA0003174683510000091
(式中，
CF1作为上述球墨铸铁的碳化物体积分数，是未进行热处理的上述球墨铸铁的碳化物体积分数，
CF2是将上述球墨铸铁热处理后的碳化物体积分数，
上述热处理中，按照单位时间升温50～100℃的方式升温至900℃后，维持2小时升温温度，然后进行空气冷却)。
根据一例，本发明的球墨铸铁具有约6～7％范围的碳化物体积分数(CF1)。这样的本发明的球墨铸铁即使不进行热处理，碳化物体积分数也低，而且上述热处理后的碳化物体积分数(CF2)高达约21～26％范围，因此与以往耐蚀高镍铸铁D5S不同，制造时无需实施热处理工序，由此能够提高工序简化带来的效率。
具有上述化学组成的本发明的球墨铸铁可以利用本领域一般已知的多种方法来制造。但是，本发明与以往耐蚀高镍铸铁D5S不同，即使在铸造(casting)工序后不实施热处理工序，也能够制造具有低碳化物体积分数的球墨铸铁。因此，本发明不仅能够将制造工序简化而提高效率，而且由于工序时间缩短而能够提高生产率，可以削减制造费用。
根据一例，本发明的球墨铸铁的制造方法包括原料熔融金属的制造步骤；球化处理以及接种步骤；铸造步骤；以及加工步骤，但在上述铸造步骤后不包括热处理步骤。但是，不仅限于上述制造方法，根据需要可以将各工序的步骤变形或选择性混用来实施。
1)原料熔融金属的制造
首先，以成为目标化学组成的方式称量原料后，将其装入高频感应熔炼炉中，加热以使原料全部熔融，从而制造原料熔融金属。此时，以整体重量为基准，以使原料熔融金属包含2.5～3.0重量％的碳(C)、4.1～5.5重量％的硅(Si)、0.8～1.0重量％的锰(Mn)、21.0～25.0重量％的镍(Ni)、1.4～1.6重量％的铬(Cr)、0.03～0.10重量％的镁(Mg)以及用于满足100重量％的余量的铁(Fe)的方式调节各原料的含量。特别是，将镍、碳、硅、锰和铜调节至上述含量范围而添加，且以镍当量达到23～30范围的方式进行调节而添加。选择性地，可以以整体重量为基准进一步包含大于0重量％且0.3重量％以下的铜(Cu)的方式调节铜的含量而将其进一步添加于上述原料熔融金属中。
如上制造的原料熔融金属在出铁之前利用发光分析仪(EmissionSpectrometer)、碳/硫分析仪(carbon/sulfur determinator)、镍当量测定仪、碳当量测定仪等完成熔融金属的成分分析。
2)球化处理以及接种(inoculation)
上述制造的原料熔融金属中添加用于石墨的球化的球化剂和接种剂。比如，将上述原料熔融金属出铁至盛铁桶(ladle)后，可以在上述盛铁桶中按照三明治(sandwich)法装入球化剂和接种剂进行球化以及接种处理。
作为本发明中可使用的球化剂，可以利用包含作为已知促进石墨球化的元素的Mg、Ca、稀土类(RE)的球化剂，作为其例子，有Ni-Mg等。这样的球化剂的含量没有特别限定，比如，在添加含Mg球化剂(例如，Ni-Mg等)的情况下，上述球化剂的含量可以考虑球墨铸铁所包含的镁的含量具有上述特定含量的方式来调节。
此外，上述接种剂只要在本领域中能够产生石墨核而促进石墨化且能够使石墨的分布均匀就可以没有限制地使用。作为这样的接种剂的例子，有Ba系接种剂，具体有Si-Ba-13等。这样的球化剂和接种剂的含量没有特别限定，比如，相对于原料熔融金属的总量，可以为约0.3±0.05重量％。
3)铸造(casting)
将在上述球化处理以及接种步骤中经球化和接种的熔融金属注入至以具有一定形态的空腔的方式事先制作的铸造模具中。此时，熔融金属的温度利用附着有R型热电偶的浸入式温度计来测定，如果所测定的熔融金属的温度为约1470℃以上，则将上述经球化和接种的熔融金属注入至铸造模具中。
4)然后，从铸造模具脱砂处理而获得铸造品后，在无退火(annealing)处理的情况下，通过研磨(grinding)等之类的机械加工，从而可以获得具有最终形状和所需表面品质的球墨铸铁制品。
上述球墨铸铁的制造方法可以制造以下发动机排气系统部件时使用。
<发动机排气系统部件>
本发明提供利用上述球墨铸铁制造的发动机排气系统部件。这样的发动机排气系统部件与以往利用耐蚀高镍铸铁D5S制造的排气系统部件不同，是在无热处理的情况下制造的，能够在约810℃以上的温度使用。
根据一例，发动机排气系统部件具有约810℃以上、具体约810～900℃、更具体约810～890℃的使用温度，并且由包含奥氏体系基质组织(matrix)和分散在上述基质组织内的球状石墨的球墨铸铁构成。此时，上述球墨铸铁与上述相同，具体而言，具有以下化学组成：以整体重量为基准，包含2.5～3.0重量％的碳(C)、4.1～5.5重量％的硅(Si)、0.8～1.0重量％的锰(Mn)、21.0～25.0重量％的镍(Ni)、1.4～1.6重量％的铬(Cr)、0.03～0.10重量％的镁(Mg)以及用于满足100重量％的余量的铁(Fe)，并且镍当量(nickel equivalent，Nieq)为24～30范围。选择性地，上述球墨铸铁可以进一步包含大于0重量％且0.3重量％以下的铜(Cu)。
作为这样的排气系统部件，有排气歧管、涡轮增压器壳体,涡轮增压器壳体一体型排气歧管、催化剂盒、催化剂盒一体型排气歧管、排气出口等，但不限定于此。本发明的发动机排气系统部件能够用于高温的废气。具体而言，由本发明的球墨铸铁形成的发动机排气系统部件即使暴露在700℃以上、尤其900℃附近的废气而在常温至超过约810℃的温度之间反复加热、冷却也具有优异的寿命特性。
以上对汽车发动机用排气系统部件进行了说明，但铸造性、流动性、常温以及高温的机械物性、不同温度下的相稳定性和耐热性优异的本发明的球墨铸铁除了上述部件以外也可以用于气缸体、气缸盖、活塞、活塞环等发动机部件、焚烧炉或热处理炉的炉底、或者推车等燃烧炉用部件，此外，还可以用于盘式制动器转子等滑动部件等。
以下，例举实施例和比较例来更详细说明本发明。但是，本发明不受此限定。
<实施例1>
按照以下表1的组成，称量QIT生铁、电解镍、高铬合金铁、废钢料(scrap)等原料后，装入至高频感应熔炼炉中使其熔融，从而制造含有碳(C)、硅(Si)、锰(Mn)、磷(P)、硫(S)、镍(Ni)、铬(Cr)、铜(Cu)、铁(Fe)等的原料熔融金属。在出铁之前，依照KS D 1652的标准，利用发光分析仪(Emission Spectrometer)对各熔融金属的化学组成进行分析而调节至以下表1的组成，对于碳(C)和硫(S)的含量，依照KS D 1803和1804的标准，利用C/S分析仪(carbon/sulfur determinator)调节至以下表1的含量，特别是，以镍当量达到24～30范围内的方式调节各元素的含量。
之后，如果上述熔融金属的温度达到约1600℃，则对上述熔融金属实施向盛铁桶(ladle)的出铁。在与这样的出铁同时，利用三明治(sandwich)法将Mg系球化剂(例如：Ni-Mg)和Ba系接种剂(例如：Si-Ba-13)分别装入至上述盛铁桶(ladle)中而进行球化以及接种处理。在完成向盛铁桶出铁后，当熔融金属的温度为约1470℃以上时，将上述熔融金属注入至准备的铸造模具中，然后冷却至常温，之后进行脱砂处理而制造由球墨铸铁形成的铸造品。然后，在对上述铸造品不实施热处理的条件下，进行机械加工而制造排气歧管。上述熔融金属的温度利用附着有R型热电偶的浸入式温度计来测定。以下表1中，各成分的含量单位为重量％，以上述球墨铸铁的总量为基准。
[表1]
Figure BDA0003174683510000131
<实施例2～5和比较例1～7>
按照上述表1的组成调节各成分的含量，除此以外，与实施例1同样地实施而制造由球墨铸铁形成的实施例2～5和比较例1～7的铸造品以及排气歧管。
<比较例8>
按照上述表1的组成调节各成分的含量而制造由球墨铸铁形成的铸造品后，按照单位时间升温100℃的方式升温至900℃后，维持2小时升温温度，进行空气冷却后，进行机械加工，除此以外，与比较例7同样地实施而制造比较例8的铸造品以及排气歧管。
<实验例1>-球墨铸铁的铸造性和流动性
为了确认本发明的球墨铸铁的铸造性和流动性，如下进行测定，然后将测定结果示于以下表2、图1a～图1c以及图2中。
(1)熔融金属的铸造性
利用JmatPro软件对实施例2～4和比较例1～4、7的熔融金属进行热力学模拟，将结果分别示于图1a～图1c。
(2)熔融金属的流动性
在制作美国铸造学会(American Foundry Society，AFS)指定的标准流动度螺旋(Standard Fluidity Spiral)试片用铸模(mold)(参照图3a和图3b)后，将实施例2～4和比较例1～4、7中制造的各个熔融金属(温度：约1470℃)注入至上述铸模而制作试片。此时，利用试片上以50mm间隔规则地标记的点(point)测定流动长度(fluidity length)，将测定结果示于以下表2和图2中。
[表2]
浇注温度(Pouring Temp.，℃) 流动长度(mm)
实施例2 1485 945
实施例3 1468 1350
实施例4 1462 900
比较例1 1400 100
比较例2 1474 650
比较例3 1447 450
比较例4 1449 650
比较例7 1443 900
根据图1a，实施例3的熔融金属由于接近于共晶(eutectic)组成，因此预测铸造性优异。然而，比较例1的熔融金属为亚共晶组成，预测铸造性低(参照图1b)。推测这是因为随着固液共存区域变长，形成树枝状晶(dendrite)，因此熔融金属的流动性减小。另一方面，比较例7的熔融金属为过共晶组成，预测铸造性低，并且由于形成初晶石墨(primarygraphite)，产生异常石墨的可能性也高(参照图1c)。
根据表2和图2，实施例2～4的熔融金属与作为以往耐蚀高镍铸铁D5S的比较例7的熔融金属相比，尽管包含更少的镍，但平均流动长度为约1065mm，流动性优异(参照表2和图1)。特别是，Ni当量为27～30范围内的实施例3的熔融金属的流动长度为约1350mm，流动性非常优异。然而，比较例1～4的熔融金属的平均流动长度为约463mm，与流动长度为约100～650mm同样流动性非常低。
如此，具有本发明的化学组成的球墨铸铁的流动性优异，进而铸造性也优异。因此，可以确认到利用本发明的球墨铸铁制造发动机排气系统部件时，能够制造浇铸不满(misrun)、表面缺陷等之类的铸造缺陷产生少、完好的铸造物。
<实验例2>-球墨铸铁的基于热处理的微观组织(microstructure)变化
如下确认本发明的球墨铸铁的基于热处理的微观组织变化，将结果示于图4中。
将实施例3和比较例7中制造的铸造品使用研磨剂进行研磨后，利用5％的硝酸酒精(Nital)溶液腐蚀5～8秒后，利用光学显微镜以50、100、200倍反复观察铸造品的表面，通过图像分析仪(Image Analyzer)分析微观组织内碳化物比率。另一方面，作为热处理后的试片，将实施例3和比较例7的铸造品进行退火(annealing)处理后使用。关于上述退火处理，按照单位时间升温100℃的方式升温至900℃而进行热处理后，维持2小时约900℃的升温温度，然后进行空气冷却。
从图4可知，实施例3的球墨铸铁中，球状石墨在全奥氏体基质(full-austenitematrix)内均匀分布。特别是，实施例3的球墨铸铁的球化率为约70％以上。此外，实施例3几乎没有发现对加工性和高温强度具有不良影响的碳化物(M7C3)。但是，实施例3的球墨铸铁在退火(annealing)处理后，包含碳化物的析出物的区域变得更广。
然而，比较例7的情况也是在奥氏体基质内分布有球状石墨，但比较例7的基质组织的氧化度高，与实施例3相比，形成有粗大的碳化物。之后，比较例7在热处理时，与热处理前相比，碳化物被更细小地球化。
如此，可知本发明的球墨铸铁与以往耐蚀高镍铸铁D5S不同，即使不实施热处理，球状石墨在奥氏体基质内也均匀分布，并且几乎不生成碳化物(M7C3)。
<实验例3>-球墨铸铁的基于热处理的碳化物体积分数测定
如下测定对于本发明的球墨铸铁的基于热处理的碳化物体积分数，将结果示于表3中。
将实施例3和比较例7中制造的铸造品使用研磨剂进行研磨后，利用硝酸酒精溶液腐蚀5～8秒后，对于经腐蚀的铸造品，利用图像分析仪反复测定5次碳化物体积分数，将结果示于表3中。另一方面，作为热处理后的试片，将实施例3和比较例7的铸造品进行退火(annealing)处理后使用。关于上述退火处理，按照单位时间升温100℃的方式升温至900℃而进行热处理后，维持2小时约900℃的升温温度，然后进行空气冷却。
[表3]
Figure BDA0003174683510000161
热处理前，实施例3的碳化物体积分数低至平均6.58％，然而，比较例7的碳化物体积分数高达平均约33.70％。
另一方面，实施例3在热处理时平均碳化物体积分数从约6.58％变高至23.96％，然而，比较例7在热处理时平均碳化物体积分数从约33.7％降低至23.37％。即，热处理前和后的碳化物体积分数的变化率(参照上述关系式1)，比较例7为-0.3，而实施例3为约2.64。
如此，可以确认到本发明的球墨铸铁与以往耐蚀高镍铸铁D5S不同，即使不实施热处理，碳化物体积分数也低。
<实验例4>-球墨铸铁的常温机械物性评价
如下评价本发明的球墨铸铁的常温机械物性后，将结果示于表4和图5～7。
利用实施例1～5和比较例1～8的熔融金属制造KS B 0801的“金属材料拉伸试片”标准的4号试片，然后依照KS B 0802标准，利用万能材料试验机分别测定常温(20±5℃)下的拉伸强度(Tensile Strength)、屈服强度(Yield Strength)以及伸长率(Elongation)。
[表4]
Figure BDA0003174683510000171
实验结果，实施例1～5的常温拉伸强度和屈服强度与比较例1～6相比更高，与比较例7～8相比稍低。另一方面，实施例3～5的情况下，伸长率不仅与比较例1～6相比更高，与比较例7～8相比也更高。
<实验例5>-球墨铸铁的高温机械物性评价
如下评价本发明的球墨铸铁的高温机械物性后，将结果示于表5和图8～9中。
利用实施例3和比较例8的熔融金属制造KS B 0801的“金属材料拉伸试片”标准的4号试片，然后根据KS D 0026标准利用高温拉伸试验机(岛津(Shimazu)AG-1(250kN))分别测定高温下的拉伸强度(Tensile Strength)、屈服强度(Yield Strength)以及伸长率(Elongation)。此时，常温下的拉伸强度、屈服强度以及伸长率如实验例4中记载的那样实施。关于上述试验温度，考虑到废气温度上升，按照不同温度区间[常温(约23℃)、350℃、650℃、750℃、800℃、850℃、900℃]来实施。
[表5]
Figure BDA0003174683510000181
实施例3的常温和800℃时的拉伸强度满足所有目标数值(常温：400MPa以上，800℃：60MPa以上)。此外，实施例3的拉伸强度和屈服强度在常温至650℃区间与比较例8相比是稍低或类似的水平，但在750℃以上的高温，拉伸强度和屈服强度与比较例8相比显示得更高。
如此，可知本发明的球墨铸铁与以往耐蚀高镍铸铁D5S不同，即使不实施热处理，高温机械物性也优异。
<实验例6>-球墨铸铁的常温和高温低周疲劳(LCF)试验
为了确认本发明的排气歧管的寿命特性，如下评价常温和高温低周疲劳(LowCycle Fatigue，LCF)，将结果示于以下表7和图10a～10e中。
依照ASTM E606标准，利用实施例3和比较例8的熔融金属制作试片后，利用疲劳试验机(MTS Landmark 100kN)依照KS B ISO 12106标准在常温(约23℃)、350℃、650℃、750℃、850℃以0.1～0.7％的应变(strain)评价各材质的寿命。低周疲劳的试验条件如以下表6所示。
[表6]
测试环境(Test Environment) 大气(Atmosphere)
测试温度(Test Temperature) R.T、350℃、650℃、750℃、850℃
负载方向(Load Direction) 轴向(Axial)
控制模式(Control Mode) 应变(Strain)
波形(Waveform) 三角波(Triangular wave)
应变比(Strain Ratio) Rε＝-1
应变速率(Strain Rate) 0.1％/sec
计算长度(Gage Length) 12.7mm
[表7]
Figure BDA0003174683510000191
Figure BDA0003174683510000201
实施例3的低周疲劳寿命在整个温度区间与比较例8等同或更高。特别是，在850℃和0.1％应变速率条件下，在总应变振幅为0.1％时，实施例3的低周疲劳寿命为36297个循环，与比较例8相比，高达约3倍以上。此外，关于650℃以上的高温区间，在低应变领域(0.2～0.3％应变)，实施例3与比较例8的低周疲劳寿命彼此交叉，实施例3的疲劳寿命更高。此外，在低应变领域，考虑到伸长率对于低周疲劳寿命起到支配因子的作用，预测拉伸强度高的实施例3的低周疲劳寿命更优异。
如此，可知本发明的球墨铸铁在作为排气歧管使用基准的小于0.2％的低应变领域与以往耐蚀高镍铸铁D5S相比低周疲劳寿命更优异。

Claims (12)

1.一种球墨铸铁，以整体重量为基准，其包含2.5～3.0重量％的碳(C)、4.1～5.5重量％的硅(Si)、0.8～1.0重量％的锰(Mn)、21.0～25.0重量％的镍(Ni)、1.4～1.6重量％的铬(Cr)、0.03～0.10重量％的镁(Mg)以及铁(Fe)，
镍当量Nieq为24～30范围。
2.根据权利要求1所述的球墨铸铁，其进一步包含大于0重量％且0.3重量％以下的铜(Cu)。
3.根据权利要求2所述的球墨铸铁，碳当量C.E为4.5～5.0范围。
4.根据权利要求1所述的球墨铸铁，其满足以下关系式1，
关系式1
Figure FDA0003174683500000011
式中，
CF1为所述球墨铸铁的碳化物体积分数，
CF2为将所述球墨铸铁热处理后的碳化物体积分数，
所述热处理中，按照单位时间升温50～100℃的方式升温至900℃后，维持2小时升温温度，然后进行空气冷却。
5.根据权利要求1所述的球墨铸铁，所述碳化物体积分数为6～7％范围。
6.根据权利要求1所述的球墨铸铁，1462～1485℃的熔融金属注入温度下的流动长度为900～1400mm范围。
7.根据权利要求1所述的球墨铸铁，在20±5℃下，满足以下条件(ⅰ)～(ⅲ)：
(ⅰ)拉伸强度为424～480MPa范围，
(ⅱ)屈服强度为210～220MPa范围，
(ⅲ)伸长率为18～35％范围。
8.根据权利要求1所述的球墨铸铁，在750～900℃下，满足以下条件(ⅰ)～(ⅲ)：
(ⅰ)拉伸强度为42～100MPa范围，
(ⅱ)屈服强度为40～95MPa范围，
(ⅲ)伸长率为23～35％范围。
9.根据权利要求1所述的球墨铸铁，
(ⅰ)在650℃的温度和0.1％/s的应变速率下，总应变振幅为0.2％时的低周疲劳寿命为9380～9385个循环，
(ⅱ)在750℃的温度和0.1％/s的应变速率下，总应变振幅为0.15％时的低周疲劳寿命为14970～15000个循环，
(ⅲ)在850℃的温度和0.1％/s的应变速率下，总应变振幅为0.1％时的低周疲劳寿命为36294～36300个循环。
10.根据权利要求1所述的球墨铸铁，其未经热处理。
11.一种发动机排气系统部件，其由权利要求1～10中任一项所述的球墨铸铁形成。
12.根据权利要求11所述的发动机排气系统部件，其能够在810℃以上的温度下使用。
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