JP2020059920A - ターボチャージャー用の新規オーステナイト合金 - Google Patents

ターボチャージャー用の新規オーステナイト合金 Download PDF

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Abstract

【課題】ターボチャージャーハウジング用などに適した、酸化と熱衝撃に対する優れた耐性を持ち、鋳造物の平滑性を有する鉄ベースオーステナイト合金、及びそれの製造方法を提供する。【解決手段】合金の組成は、約０．２〜約０．６重量％のＣ、約１７〜約２５重量％のＣｒ、約８〜約１３重量％のＭｎ、約２〜約６重量％のＮｉ、約０．５〜約３重量％のＳｉ、約０．２〜約１重量％のＮｂ、約０．２〜約１重量％のＶ、約０．２〜約１．５重量％のＭｏと、選択的に下記量の以下の元素のうち、１つ以上：約０．０１〜約０．６重量％、約０．０１〜約３重量％のＷ、約０．０１〜約０．１重量％のＢ、約０．０１〜約０．５重量％のＣｕ、約０．０１〜約０．３重量％のＣｅ；選択的に、総量が約３重量％未満である他の元素（不純物）及び残量としてのＦｅとする。製造は、鋳造温度を特定した砂型鋳造などと、その後の時効熱処理で行う。【選択図】図１

Description

本発明は、鉄ベースオーステナイト合金を含む内燃機関用のターボチャージャーハウジングに関する。本発明はさらに、このようなターボチャージャーハウジングを製造する工程に関する。
排気ガスターボチャージャーは、ピストンエンジンの動力を増加させることを目的とするシステムである。排気ガスターボチャージャーでは、動力を増加させるために排気ガスのエネルギーが使用される。動力の増大は、作動行程当たりの混合物の処理量の増大の結果である。ターボチャージャーは、本質的に、シャフトとコンプレッサーとを備えた排気ガスタービンで構成され、ここで、エンジンの吸気管に配置されたコンプレッサーがシャフトに接続され、排気ガスタービンのケーシングに配置されたブレードホイール及びコンプレッサーが回転する。可変タービン幾何形状を有するターボチャージャーの場合、調整ブレードがブレード軸受リングに回転可能に追加で取り付けられ、調整ブレードは、ターボチャージャーのタービンケーシングに配置された調整リングによって移動する。
ターボチャージャー構成要素に使用される材料は、極めて高い要求を満たさなければならない。さらに、これらの要求は構成要素ごとに異なり、すなわち、ブレードホイールに対する要求はタービンハウジングに対する要求と大幅に異なる。このため、現代のターボチャージャーでは、ターボチャージャーの異なる部品に使用される材料は、それぞれの作業に最適化された異なる材料から製造される。
例えば、ターボチャージャーハウジングは、高い排気ガス温度に曝されるので、その構成要素の材料は、耐熱性及び耐食性を有しなければならない。同時に、周囲温度〜最高約１０５０℃の作動温度でのターボチャージャーハウジングの寸法安全性が優れていなければならない。さらに、ハウジングは機械的負荷に曝されている間、急激な温度変化に曝されるので、熱機械的疲労に対して十分な耐性を有しなければならない。最後に、ハウジングはターボチャージャーの非常に大きな質量部分を構成するので、材料コストも重要な考慮事項である。
従来技術において、非常に高温のターボチャージャーハウジングに使用された材料には、比較的に高いニッケル含有量を有するオーステナイト鉄ベース合金が含まれていた。２０重量％以上の高いニッケル含有量は、このタイプの用途のために一般的に使用されるオーステナイト鉄ベース合金において一般的である（例えば、ドイツのＥｉｓｅｎｗｅｒｋ Ｈａｓｅｎｃｌｅｖｅｒ＆Ｓｏｈｎ ＧｍｂＨから入手可能なＤＩＮ ＥＮ １０２９５に従う鋼１．４８４８）。ニッケルはオーステナイト構造を安定化させ、そのような合金が高い熱安全性を有することを可能にする。欠点は、ニッケルの材料コストが非常に高く、さらに、変動が大きいので、長期的なコスト計画が困難になるということである。
これらの問題に対処するために、従来技術には、比較的低いニッケル含有量を有するオーステナイトタービンハウジング合金が提案された。国際公開公報ＷＯ２０１２／１５８３３２Ａ２号は、１０重量％未満、特に１重量％未満のニッケルを有する合金を含む鉄ベースターボチャージャーハウジングを開示している。このような材料から製造されたタービンハウジングは、ニッケルが含有されていないか、またはニッケルの量が比較的少ないため、価格の変動がわずかであり、材料コストが比較的低い。その例として、国際公開公報ＷＯ２０１２／１５８３３２Ａ２号は、以下の元素で構成されたターボチャージャーハウジングを提案した：０．２５〜０．３５重量％のＣ、１５〜１６．５重量％のＣｒ、１５〜１７重量％のＭｎ、０．５〜１．２重量％のＳｉ、０．５〜１．２重量％のＮｂ、２〜３重量％のＷ、０．２〜０．４重量％のＮ、残りとしてのＦｅ。国際公開公報ＷＯ２０１２／１５８３３２Ａ２号の合金は、鋼１．４８４８（ＤＩＮ ＥＮ １０２９５に従う）のような標準ニッケル含有ハウジング合金の適切な代替品を表すことができる。
一態様において、本開示は、以下の組成で構成される鉄ベースオーステナイト合金を含む内燃機関用のターボチャージャーハウジングに関するものであり、ここで、ターボチャージャーハウジングは、鉄ベースオーステナイト合金から鋳造される：
約０．２〜約０．６重量％のＣ、
約１７〜約２５重量％のＣｒ、
約８〜約１３重量％のＭｎ、
約２〜約６重量％のＮｉ、
約０．５〜約３重量％のＳｉ、
約０．２〜約１重量％のＮｂ、
約０．２〜約１重量％のＶ、
約０．２〜約１．５重量％のＭｏ、
約０．０１〜約０．６重量％のＮ；
選択的に下記量の以下の元素のうち、１つ以上：
約０．０１〜約３重量％のＷ、
約０．０１〜約０．１重量％のＢ、
約０．０１〜約０．５重量％のＣｕ、
約０．０１〜約０．３重量％のＣｅ；
選択的に、総量が約３重量％未満である他の元素（不純物）；及び
残量としてのＦｅ。
別の態様において、本開示は、先行項のいずれか一項に定義されているように、ターボチャージャーハウジングを製造する工程に関するものであり、以下を含む：ａ）以下の組成の元素を溶融混合するステップ：
約０．２〜約０．６重量％のＣ、
約１７〜約２５重量％のＣｒ、
約８〜約１３重量％のＭｎ、
約２〜約６重量％のＮｉ、
約０．５〜約３重量％のＳｉ、
約０．２〜約１重量％のＮｂ、
約０．２〜約１重量％のＶ、
約０．２〜約１．５重量％のＭｏ、
約０．０１〜約０．６重量％のＮ；
選択的に下記量の以下の元素のうち、１つ以上：
約０．０１〜約３重量％のＷ、
約０．０１〜約０．１重量％のＢ、
約０．０１〜約０．５重量％のＣｕ、
約０．０１〜約０．３重量％のＣｅ；
選択的に、総量が約３重量％未満である他の元素（不純物）；及び
残量としてのＦｅ；
並びに、ｂ）溶融物をターボチャージャーハウジングとして鋳造するステップ。
上記の合金から製造されたターボチャージャーハウジングには、非常に優れた熱機械的疲労（ＴＭＦ）性能及び非常に優れた耐酸化性が付与され得る。
さらに、これらの合金から製造されたターボチャージャーハウジングは、鋳造状態で特に滑らかな表面を有し得る。タービンハウジングの内面に滑らかな表面を提供すれば、（排気）ガスの摩擦が減少するので、ターボチャージャーの効率が向上する。また、これらは鋳造された後の処理が少なくて済む。
内燃機関用のターボチャージャーを示す。 実施例１による合金のＶ２ａエッチングされたオーステナイト形態を示す。 実施例１及び比較例１による合金の機械的性能を示す。 実施例１及び比較例１による合金の機械的性能を示す。 実施例２による合金の機械的性能を示す。
最も広い態様において、本開示は、以下の元素を以下の量で含む鉄ベースオーステナイト合金を含む内燃機関用のターボチャージャーハウジングに関するものである：
約０．２〜約０．６重量％、特に約０．３〜約０．５重量％のＣ、
約１７〜約２５重量％、特に約１９〜約２３重量％のＣｒ、
約８〜約１３重量％、特に約９〜約１２重量％のＭｎ、
約２〜約６重量％、特に約３〜約５重量％のＮｉ、
約０．５〜約３重量％、特に約１．０〜約２．２重量％のＳｉ、
約０．２〜約１重量％、特に約０．３〜約０．７重量％のＮｂ、
約０．２〜約１重量％、特に約０．２〜約０．８重量％のＶ、及び
約０．２〜約１．５重量％、特に約０．２〜約０．８重量％のＭｏ。
選択的に、鉄ベースオーステナイト合金は、以下の元素のうちの１つ以上を以下の量で含み得る：
約０．０１〜約０．６重量％、特に約０．１〜約０．５重量％のＮ、
約０．０１〜約３重量％、特に約０．５〜約２重量％のＷ、
約０．０１〜約０．１重量％、特に約０．０１〜約０．０５重量％のＢ、
約０．０１〜約０．５重量％、特に約０．１〜約０．３重量％のＣｕ、及び
約０．０１〜約０．３重量％、特に約０．１〜約０．２重量％のＣｅ。
選択的に、鉄ベースオーステナイト合金は、総量が約３重量％未満（不純物）、特に約２重量％未満、より具体的には約１重量％未満である他の元素を含み得る。総量が約３重量％未満（または以下）である他の元素（不純物）を言及する場合、Ｆｅは合金の残りを形成すると理解されるべきである。
ターボチャージャーハウジングは、鉄ベースオーステナイト合金から鋳造され得る。
本発明によるオーステナイト鉄ベース合金は、Ｆｅに加えて、元素Ｃ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、及びＮを含有するという事実を特徴とする。鉄ベース合金に添加された元素は、その内部に、または上記鉄ベース合金から形成されたターボチャージャーハウジング内に、元の形態で、すなわち元素形態で、例えば、含有物または析出相の形態で、またはその派生物の形態で、すなわち、対応する元素の化合物の形態で、例えば、鉄ベース合金の製造時、またはそれから製造されたターボチャージャーハウジングを形成するときに形成される金属炭化物または金属窒化物として存在し得る。それぞれの元素の存在は、原子吸光分析（ＡＡＯ）などの従来の分析方法により、鉄ベース合金とターボチャージャーハウジングとの両方で検出され得る。
理論に拘束されることなく、上記の元素は、本発明の合金に以下のように寄与する。以下の説明は、決して包括的及び／または限定的であることを意図しない。
炭素（Ｃ）は、機械的強度も大幅に向上させる強力なオーステナイト形成剤であり得る。これはまた、合金溶融物の流動特性を改善させることもできる。これが約０．２重量％未満の量で存在する場合、合金溶融物は低い流動性を有し得る。これにより、本開示による鉄ベース合金の製造が困難になり得る。炭素含有量が約０．６重量％を超えると、粗粒黒鉛粒子が形成され、これは、伸度特性に悪影響を与え得る。約０．２５〜約０．５重量％、具体的には、約０．３〜約０．４５重量％の量のＣを使用することが、特に有利であり得る。
クロム（Ｃｒ）は、強力な炭化物形成体であり得、そして材料の耐温度性、特に高温強度及び高温寸法安全性を増加させることができる。Ｃｒはさらに、合金の酸化に対する耐性を促進し得るＣｒ含有酸化物表面層を形成する能力を有することができる。耐酸化性は、約１７重量％を使用すれば十分であり得る。約２３重量％を超える高濃度では、クロム元素がフェライト安定剤として作用することができ、これは、オーステナイト鉄ベース合金の安全性に不利な影響を与えるか、またはオーステナイト構造の形成を妨げることができる。約１９〜約２２．５重量％、具体的には、約２０〜約２２重量％の量のＣｒを使用することが、特に有利であり得る。
マンガン（Ｍｎ）は、本開示の合金の硬化性及び引張強度を増加させることができるが、増加の程度は炭素よりも少ない。マンガンはまた、浸炭中に炭素浸透率を増加させることができ、穏やかな脱酸素剤として作用することができる。しかし、高すぎる炭素及び高すぎるマンガンを使用すると、脆化が起こり得る。したがって、Ｍｎの範囲を約８重量％〜約１３重量％、特に約８．５〜約１２重量％、具体的には約９．５〜約１１．５重量％の間に設定することが有利であり得る。
ニッケル（Ｎｉ）は、強力なオーステナイト安定剤であり得る。さらに、Ｎｉは、合金の延性、靭性、及び耐食性を増加させることができる。しかし、Ｎｉは高価であり、Ｎｉの価格変動は予測できない。したがって、Ｎｉの範囲を約２重量％〜約６重量％、特に約２．５〜約５．０重量％、具体的には約３．０〜約４．０重量％の間に設定することが有利であり得る。
ケイ素（Ｓｉ）は、合金溶融物の流動性を改善させることができ、さらに、材料の表面上に不動態化酸化物層を形成して、その耐酸化性を増加させることができる。しかし、大量に使用すると、Ｓｉは不安定化シグマ相（ｄｅｓｔａｂｉｌｉｚｉｎｇ ｓｉｇｍａ ｐｈａｓｅ）の形成を促進することができる。シグマ相は、高硬度の脆性の金属間相である。シグマ相は、原子半径がごく僅かな差で整合する体心立方金属と面心立方金属が互いに衝突するときに生じる。このタイプのシグマ相は、脆化効果を有し、Ｃｒの鉄マトリックスを枯渇させることができるので、望ましくない。したがって、Ｓｉの範囲を約０．５重量％〜約３重量％、特に約１．４〜約２．３重量％、具体的には約１．６〜約２．２重量％の間に設定することが有利であり得る。
ニオブ（Ｎｂ）は、本開示による合金のオーステナイト構造の安定化に寄与することができる炭化物形成体であり得る。しかし、ケイ素と同様に、Ｎｂの量が多くなると、オーステナイト鉄ベース合金におけるシグマ相の形成を促進することができる。したがって、Ｎｂの範囲を約０．２重量％〜約１重量％、特に約０．３〜約０．８重量％、具体的には約０．４〜約０．６重量％の間に設定することが有利であり得る。
バナジウム（Ｖ）は、表面平滑性を提供することができる。さらに、Ｖは、粒径を精密にするために使用され得る。Ｖは、熱処理工程中に結晶粒成長の速度を減少させ、結晶粒粗大化が始まる温度を上昇させることができるので、合金の強度及び靭性を向上させることができる。しかし、Ｖの量が多くなると、炭化物が過剰に形成されるので、合金の硬化性が減少し得る。したがって、Ｖの範囲を約０．２重量％〜約１重量％、特に約０．２５〜約０．８重量％、具体的には約０．３〜約０．６重量％の間に設定することが有利であり得る。
モリブデン（Ｍｏ）は、高温における合金材料の耐クリープ性を向上させることができる。しかし、Ｍｏの量が多くなると、オーステナイト鉄ベース合金におけるシグマ相の形成を促進することができる。したがって、Ｍｏの範囲を約０．２重量％〜約１．５重量％、特に約０．２５〜約１．０重量％、具体的には約０．３〜約０．６重量％の間に設定することが有利であり得る。
有利には、鉄ベースオーステナイト合金は、約０．３〜約０．５重量％のＣ、約１９〜約２３重量％のＣｒ、約９〜約１２重量％のＭｎ、約３〜約５重量％のＮｉ、約１．０〜約２．２重量％Ｓｉ、約０．３〜約０．７重量％のＮｂ、約０．２〜約０．８重量％のＶ、約０．２〜約０．８重量％のＭｏを含有することができ、Ｎを使用する場合には、約０．０１〜約０．６重量％のＮ、特に約０．１〜約０．５重量％のＮを含有することができる。
上述のように、本開示による合金は、選択的に他の元素、特にＷ、Ｂ、Ｎ、Ｃｕ、またはＣｅのうち、１つ以上も含み得る。
特に、合金にＢを約０．０１〜約０．１重量％、より具体的には約０．０１重量％〜約０．０５重量％、及び特に約０．０１〜約０．０２重量％の量で含めることが有利であり得る。このような量は、ターボチャージャーハウジング内への穴をあけるのに必要なトルクを減少させるのに有利であり得る。
選択的に使用され得るが、鉄ベースオーステナイト合金は、０．５重量％未満、より具体的には０．２重量％未満、特に約０．０５重量％未満のＷを含有することが有利であり得る。
窒素（Ｎ）も、選択的に使用され得る。Ｎは、Ｍｎがオーステナイト鉄ベース合金に対して有する安定化効果を促進させることができる。したがって、マンガンと窒素との組み合わせが特に望ましい。窒素は、ニッケルと同様に、耐熱性、特に高温酸化及び耐食性に有利な影響を与えることができる強力なガンマ生成元素である。しかし、大量に使用すると、Ｎが合金を脆化させることができ、ガス放出によって鋳造が困難になり得る。したがって、Ｎの範囲を約０．０１重量％〜約０．６重量％の間に設定することが有利であり得る。
有利には、鉄ベースオーステナイト合金は、約０．１重量％未満のＳ、より具体的には約０．０６重量％未満のＳ、特に約０．０４重量％未満のＳを含有することができる。
有利には、鉄ベースオーステナイト合金は、約０．１重量％未満のＰ、より具体的には約０．０７重量％未満のＰ、特に約０．０７重量％未満のＰを含有することができる。
有利には、鉄ベースオーステナイト合金は、約４％未満、より具体的には約３％未満、特に約２％未満のシグマ相を有し得る。当業者は、例えば、合金サンプルを形態学的に分析して、このようなシグマ相を容易に確認することができる。この場合に、％に対する言及は、形態学的サンプルの所定の表面積を占めるシグマ相の面積％を指す。
有利には、鉄ベースオーステナイト合金は、約２〜約４の平均結晶粒度を有する微細構造を有し得る（ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１２に従って測定）。代案的に、平均結晶粒度は、約２〜約４であり得る（ＩＳＯ ６４３に従って測定）。
有利には、鉄ベースオーステナイト合金は、以下の機械的特性のうち、１つ以上、特にすべてを有し得る：
Ｒｍ：＞６２０ＭＰａ
Ｒｐ０．２：＞３５０ＭＰａ
伸度：＞５％
硬度：２４０〜３００ＨＢ
熱膨張係数：１６．５〜１９．５ −１／Ｋ（２０〜９００℃）
７００℃での耐熱性：Ｒｍ＞３８５Ｍｐａ及びＲｐ０．２＞２４５ＭＰａ
８００℃での耐熱性：Ｒｍ＞２４０Ｍｐａ及びＲｐ０．２＞１７５ＭＰａ
９００℃での耐熱性：Ｒｍ＞１５０Ｍｐａ及びＲｐ０．２＞１２５ＭＰａ
１０００℃での耐熱性：Ｒｍ＞７０Ｍｐａ及びＲｐ０．２＞５０ＭＰａ
有利には、鉄ベースオーステナイト合金は、以下の組成で構成され得る：
約０．３〜約０．５重量％のＣ、
約１９〜約２３重量％のＣｒ、
約９〜約１２重量％のＭｎ、
約３〜約５重量％のＮｉ、
約１．０〜約２．２重量％のＳｉ、
約０．３〜約０．７重量％のＮｂ、
約０．２〜約０．８重量％のＶ、
約０．２〜約０．８重量％のＭｏ；
選択的に下記量の以下の元素のうち、１つ以上：
約０．１〜約０．５重量％のＮ、
約０．５〜約２重量％のＷ、
約０．０１〜約０．０５重量％のＢ、
約０．１〜約０．３重量％のＣｕ、
約０．１〜約０．２重量％のＣｅ；
選択的に、総量が約３重量％未満である他の元素（不純物）；及び
残量としてのＦｅ。
有利には、鉄ベースオーステナイト合金は、以下の組成で構成され得る：
約０．３〜約０．５重量％のＣ、
約１９〜約２３重量％のＣｒ、
約９〜約１２重量％のＭｎ、
約３〜約５重量％のＮｉ、
約１．０〜約２．２重量％のＳｉ、
約０．３〜約０．７重量％のＮｂ、
約０．２〜約０．８重量％のＶ、
約０．２〜約０．８重量％のＭｏ、
約０．１〜約０．５重量％のＮ；
選択的に下記量の以下の元素のうち、１つ以上：
約０．５〜約２重量％のＷ、
約０．０１〜約０．０５重量％のＢ、
約０．１〜約０．３重量％のＣｕ、
約０．１〜約０．２重量％のＣｅ；
選択的に、総量が約３重量％未満である他の元素（不純物）；及び
残量としてのＦｅ。
有利には、鉄ベースオーステナイト合金は、約１５５０℃未満、より具体的には約１４５０〜約１５３０℃の範囲、特に約１４５０℃〜約１５２５℃の範囲の溶融温度を有し得る。本発明者らは、驚くべきことに、本開示の合金の溶融温度が従来のニッケル含有オーステナイト鋼及び国際公開公報ＷＯ２０１２／１５８３３２ Ａ２号に開示された合金との両方の溶融温度と比較して実質的に減少し得ることを見出した。これらのオーステナイト鋼は、約１６００℃〜約１６５０℃の溶融温度を有する。したがって、本開示のこの実施形態による合金を、より低い温度で鋳造することができ、この合金は鋳造工程中により少なく酸化し得る。このため、ハウジングがこのような合金から鋳造される場合、ターボチャージャーハウジングの滑らかな表面を得ることがさらに促進され得る。
有利には、ターボチャージャーハウジングは比較的滑らかな内面を有することができ、特にターボチャージャーハウジングの内面は約１００未満、より具体的には約８０未満、特に約６０未満の表面粗度Ｒｚを有することができる。表面粗度Ｒｚは、ＤＩＮ ４７６８：１９９０−０５に従って決定され得る。
本開示の別の態様では、前述の実施形態のうち、いずれか１つで定義されたような合金を使用してターボチャージャーハウジングを製造する工程が提供される。より具体的には、当該工程に関して、ターボチャージャーハウジングを製造する工程が提供され、以下を含む
ａ）以下の組成の元素を溶融混合するステップ：
約０．２〜約０．６重量％のＣ、
約１７〜約２５重量％のＣｒ、
約８〜約１３重量％のＭｎ、
約２〜約６重量％のＮｉ、
約０．５〜約３重量％のＳｉ、
約０．２〜約１重量％のＮｂ、
約０．２〜約１重量％のＶ、
約０．２〜約１．５重量％のＭｏ；
選択的に下記量の以下の元素のうち、１つ以上：
約０．０１〜約０．６重量％、特に約０．１〜約０．５重量％のＮ、
約０．０１〜約３重量％のＷ、
約０．０１〜約０．１重量％のＢ、
約０．０１〜約０．５重量％のＣｕ、
約０．０１〜約０．３重量％のＣｅ；
選択的に、総量が約３重量％未満である他の元素（不純物）；及び
残量としてのＦｅ；
ｂ）溶融物をターボチャージャーハウジングとして鋳造するステップ。
有利には、本開示による工程は、ターボチャージャーハウジングを熱処理するステップを含み得る。このような熱処理の適切な例は、約１０００℃〜約１０６０℃、特に約１０１０℃〜約１０５０℃で、約２〜約６時間の熱老化後、最高約８０℃／ｈ、特に約６０〜約８０℃／ｈの速度で冷却させることを含む。冷却は、約５００℃〜約７００℃、特に約５５０℃〜約６５０℃の温度に到達するまで続けられ得る。その後、例えば、空冷によって、合金が周囲温度に到逹するようにすることができる。
合金材料及びそれから製造された物品を製造するための適切で例示的な工程は、以下の文献に示されており、これらのすべてはその全文が参照により組み込まれる：米国特許第４，６０８，０９４Ａ号、米国特許第４，５３２，９７４Ａ号及び米国特許第４，１９１，０９４Ａ号。
有利には、本開示による工程における鋳造は、インベストメント鋳造または砂型鋳造工程であり得る。
有利には、本開示による工程は、排気ガスまたは圧縮空気と接触しているターボチャージャーハウジングの内面が、上記内面上の酸化物層を少なくとも部分的に除去するための切除手順（ａｂｌａｔｉｎｇ ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ）を経ない工程であり得る。
図１は、本発明による排気ガスターボチャージャーの部分断面斜視図を示す。図１で言及された構成要素は以下の通りである。
１ ターボチャージャー
２ タービンケーシング
３ コンプレッサーケーシング
４ タービンロータ
５ 調整リング
６ ブレード軸受リング
７ 調整ブレード
８ 回転軸
９ 供給ダクト
１０ 軸方向接続片
１１ 作動装置
１２ 制御ケーシング
１３ 案内ブレード７用の自由空間
１４ タペット部材
１５ タービンケーシング２の環状部分
１６ スペーサ／スペーサカム
１７ コンプレッサーロータ
１８ 案内格子
２８ 軸受ケーシング
Ｒ 回転軸線
図１は、タービンケーシング２、及び軸受ケーシング２８を介してタービンケイジング２に接続されているコンプレッサーケーシング３とを有するターボチャージャー１を示している。ケーシング２、３及び２８は、回転軸線Ｒに沿って配置される。タービンケーシングは、ブレード軸受リング６及び半径方向外側の案内格子１８の配置を示すために部分的に断面で示されており、案内格子１８は、上記リングによって形成され、円周にわたって分布されかつ回転軸８を有する複数の調整ブレード７を有する。このようにして、調整ブレード７の位置に応じてより大きいか、より小さいノズル断面が形成され、エンジンからの排気ガスにより、回転軸線Ｒの中心に位置決めされたタービンロータ４に多少とも作用し、上記排気ガスは、タービンロータ４を使用して同一のシャフトに着座されたコンプレッサーロータ１７を駆動するために、供給ダクト９を介して供給されかつ中央の接続片１０を介して放出される。調整ブレード７の運動または位置を制御するために、作動装置１１が設けられる。作動装置は、任意の所望の方法で設計することができるが、１つの選択例は、制御ケーシング１２を有し、制御ケーシング１２は、それに締結されたタペット部材１４の制御運動を制御して、ブレード軸受リング６の背後に配置された調整リング５における上記タペット部材の運動を、上記調整リングの僅かな回転運動に変換する。調整ブレード７のための自由空間１３は、ブレード軸受リング６とタービンケーシング２の環状部分１５との間に形成される。この自由空間１３を確保することができるように、ブレード軸受リング６は、スペーサ１６を有する。図１において、タービンケーシング２とコンプレッサーケーシング３との両方は、独立してまたは一緒に、本開示によるタービンハウジングを表すことができる。
本開示の合金の性能特性、特に酸化及び熱衝撃に対する優れた耐性、並びに合金から製造された鋳造物の平滑性を考慮すると、本発明の合金をマニホールド、特に内燃機関用のマニホールドで使用することも考慮される。したがって、これまでターボチャージャーハウジングに関して言及した場合、その箇所は、マニホールド、特に内燃機関用のマニホールドに対して同様に適用されると理解すべきである。
ターボチャージャーハウジングは、約１４９８℃の鋳造温度を使用する従来の砂型鋳造工程によって製造された。鋳造工程に使用される鉄ベースオーステナイト合金は、不純物を除いて、以下の元素を含有した：
約０．３〜約０．４５重量％のＣ、
約２０〜約２２重量％のＣｒ、
約９．５〜約１１．５重量％のＭｎ、
約３〜約４重量％のＮｉ、
約１．２〜約２重量％のＳｉ、
約０．４〜約０．６重量％のＮｂ、
約０．３〜約０．６重量％のＶ、
約０．３〜約０．６重量％のＭｏ、
約０．１５〜約０．３５重量％のＮ；
残量としてのＦｅ。
図２は、実施例１による合金のＶ２ａエッチングされたオーステナイト形態を示す。
比較実施例１
ターボチャージャーハウジングは、約１５５０℃の鋳造温度を使用する従来の砂型鋳造工程によって製造された。鋳造工程に使用された鉄ベースオーステナイト合金は、国際公開公報ＷＯ２０１２／１５８３３２Ａ２号の実施例に開示された合金に該当する。これは、不純物を除いて、以下の元素を含有した：
約０．２５〜約０．３５重量％のＣ、
約１５〜約１６．５重量％のＣｒ、
約１５〜約１７重量％のＭｎ、
約０．５〜約１．２重量％のＳｉ、
約０．５〜約１．２重量％のＮｂ、
約２〜約３重量％のＷ、
約０．２〜約０．４重量％のＮ、
残量としてのＦｅ。
実施例１及び比較例１による合金のハウジング及び試験サンプルに対して、一連の比較試験を行った。
１．機械的性能
両方の合金の機械的性能（引張強度、降伏強度及びＥ−モジュラス）は、許容可能であり、特に９５０〜１０００℃の作動温度でターボチャージャーハウジングに適した範囲内であることがわかった。しかし、実施例１の合金は、作動温度での伸度に関して実質的に改善された性能を有していた：実施例１の伸度は、比較例１の約７０〜８０％と比較して僅か約４５％であった。作動温度での優れた伸度は、ＴＭＦ性能に肯定的に寄与すると期待できる。
図３Ａ及び図３Ｂは、機械的性能の結果を示す。
２．耐酸化性
合金のサンプルを１０００℃（約１６時間）及び１０２０℃（約８時間）の２４時間温度サイクルで、シミュレートされた排気ガス（８５％Ｎ２及び１５％ＣＯ２）に曝すことによって合金の耐酸化性を試験した。全体の曝す時間は、１５日／サイクル（３６０時間）であった。サンプルをアルゴンでフラッシングしながら、サンプルを周囲温度まで冷却させた。酸化度は、サンプルの重量変化を測定することにより決定された。
実施例１の、酸化による重量損失は、比較例１の重量損失よりも約６０％少ないことが見出された。
試験サンプルの断面切断に対するさらなる調査によって、実施例１の酸化深さは僅か約１５９μｍであり、表面は比較的平滑であることが明らかになった。比較例１は、約３４１μｍの酸化深さを示し、表面は比較的粗く見えた。
３．熱衝撃試験
実施例１による合金から製造されたターボチャージャーハウジングに対して熱衝撃試験を行った。試験条件は、以下の通りであった：温度９８０℃（９７０〜９９５℃）及び持続時間３００ｈ／１８００サイクル（サイクル時間３００秒）。その後、ハウジングの酸化、スケーリング及び微細亀裂に関して検査した。ハウジングは、試験に合格し、承認された市販のターボチャージャーハウジングに匹敵するレベルで行われた。
４．表面平滑性
実施例１及び２によるターボチャージャーハウジングは、鋳造状態での表面平滑性に関して比較された。比較例１によるハウジングと比較して、実施例１によるハウジングでは、ターボチャージャーハウジングの表面平滑性が実質的に改善された。
ターボチャージャーハウジングは、実施例１のものと類似の鋳造温度を使用する従来の砂型鋳造工程によって製造された。鋳造工程に使用される鉄ベースオーステナイト合金は、不純物を除いて、以下の元素を含有した：
約０．３〜約０．４５重量％のＣ、
約２０〜約２２重量％のＣｒ、
約９．５〜約１１．５重量％のＭｎ、
約３〜約４重量％のＮｉ、
約１．６〜約２．１重量％のＳｉ、
約０．４〜約０．６重量％のＮｂ、
約０．３〜約０．６重量％のＶ、
約０．３〜約０．６重量％のＭｏ、
約０．１〜約０．２５重量％のＮ；
残量としてのＦｅ。
同様に、合金はよく機能し、かつ部分的には実施例１の合金よりも良好した（図４に示した特性を参照されたい）。
本発明は、例示的に説明されており、使用された用語は限定するよりも説明する性格を持つものと意図していることを理解すべきであろう。現在、当業者に明らかであるように、上記の教示に照らして、本発明の多くの修正及び変更が可能である。したがって、添付の特許請求の範囲内で、本発明は、具体的に説明したものとは別の方法で実施できることを理解すべきである。

Claims (15)

  1. 以下の組成で構成される鉄ベースオーステナイト合金を含む内燃機関用のターボチャージャーハウジングであって、前記ターボチャージャーハウジングは、鉄ベースオーステナイト合金から鋳造される、ターボチャージャーハウジング：
    約０．２〜約０．６重量％のＣ、
    約１７〜約２５重量％のＣｒ、
    約８〜約１３重量％のＭｎ、
    約２〜約６重量％のＮｉ、
    約０．５〜約３重量％のＳｉ、
    約０．２〜約１重量％のＮｂ、
    約０．２〜約１重量％のＶ、
    約０．２〜約１．５重量％のＭｏ；
    選択的に下記量の以下の元素のうち、１つ以上：
    約０．０１〜約０．６重量％、特に約０．１〜約０．５重量％のＮ、
    約０．０１〜約３重量％のＷ、
    約０．０１〜約０．１重量％のＢ、
    約０．０１〜約０．５重量％のＣｕ、
    約０．０１〜約０．３重量％のＣｅ；
    選択的に、総量が約３重量％未満である他の元素（不純物）；及び
    残量としてのＦｅ。
  2. 前記鉄ベースオーステナイト合金は：
    約０．３〜約０．５重量％のＣ、
    約１９〜約２３重量％のＣｒ、
    約９〜約１２重量％のＭｎ、
    約３〜約５重量％のＮｉ、
    約１．０〜約２．２重量％のＳｉ、
    約０．３〜約０．７重量％のＮｂ、
    約０．２〜約０．８重量％のＶ、及び
    約０．２〜約０．８重量％のＭｏを含有する、請求項１に記載のターボチャージャーハウジング。
  3. 前記鉄ベースオーステナイト合金は、以下の元素のうちの１つ以上を以下の量で含有する、請求項１または２に記載のターボチャージャーハウジング：
    約０．０１〜約０．６重量％、特に約０．１〜約０．５重量％のＮ、
    約０．５〜約２重量％のＷ、
    約０．０１〜約０．０５重量％のＢ、
    約０．１〜約０．３重量％のＣｕ、
    約０．１〜約０．２重量％のＣｅ。
  4. 前記鉄ベースオーステナイト合金は、約１５５０℃未満、特に約１４５０℃〜約１５２０℃の範囲の溶融温度を有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載のターボチャージャーハウジング。
  5. 前記鉄ベースオーステナイト合金は、約０．０１〜約０．０５重量％のＢを含む、請求項１〜４のいずれか一項に記載のターボチャージャーハウジング。
  6. 前記鉄ベースオーステナイト合金は、０．５重量％未満のＷを含む、請求項１〜５のいずれか一項に記載のターボチャージャーハウジング。
  7. 排気ガスまたは圧縮空気と接触する前記ターボチャージャーハウジングの内面は、１００未満の表面粗度Ｒｚを有する、請求項１〜６のいずれか一項に記載のターボチャージャーハウジング。
  8. 前記鉄ベースオーステナイト合金は、樹枝状炭化物析出物を含む、請求項１〜７のいずれか一項に記載のターボチャージャーハウジング。
  9. 前記鉄ベースオーステナイト合金は、約４％未満、特に約２％未満のシグマ相を有する、請求項１〜８のいずれか一項に記載のターボチャージャーハウジング。
  10. 前記鉄ベースオーステナイト合金の微細構造は、約２〜約４の平均粒径（ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１２に従って測定）を有する、請求項１〜９のいずれか一項に記載のターボチャージャーハウジング。
  11. 前記鉄ベースオーステナイト合金は、以下の組成で構成され、前記鉄ベースオーステナイト合金は、約１５５０℃未満、特に、約１４５０℃〜約１５５０℃の範囲の溶融温度を有する、請求項１〜１０のいずれか一項に記載のターボチャージャーハウジング：
    約０．３〜約０．５重量％のＣ、
    約１９〜約２３重量％のＣｒ、
    約９〜約１２重量％のＭｎ、
    約３〜約５重量％のＮｉ、
    約１．０〜約２．２重量％のＳｉ、
    約０．３〜約０．７重量％のＮｂ、
    約０．２〜約０．８重量％のＶ、
    約０．２〜約０．８重量％のＭｏ、
    約０．１〜約０．５重量％のＮ；
    選択的に下記量の以下の元素のうち、１つ以上：
    約０．５〜約２重量％のＷ、
    約０．０１〜約０．０５重量％のＢ、
    約０．１〜約０．３重量％のＣｕ、
    約０．１〜約０．２重量％のＣｅ；
    選択的に、総量が約３重量％未満である他の元素（不純物）；及び
    残量としてのＦｅ。
  12. 請求項１〜１１のいずれか一項に記載のターボチャージャーハウジングを製造する工程であって、
    ａ）以下の組成の元素を溶融混合するステップ：
    約０．２〜約０．６重量％のＣ、
    約１７〜約２５重量％のＣｒ、
    約８〜約１３重量％のＭｎ、
    約２〜約６重量％のＮｉ、
    約０．５〜約３重量％のＳｉ、
    約０．２〜約１重量％のＮｂ、
    約０．２〜約１重量％のＶ、
    約０．２〜約１．５重量％のＭｏ；
    選択的に下記量の以下の元素のうち、１つ以上：
    約０．０１〜約０．６重量％、特に約０．１〜約０．５重量％のＮ、
    約０．０１〜約３重量％のＷ、
    約０．０１〜約０．１重量％のＢ、
    約０．０１〜約０．５重量％のＣｕ、
    約０．０１〜約０．３重量％のＣｅ；
    選択的に、総量が約３重量％未満である他の元素（不純物）；及び
    残量としてのＦｅ；
    ｂ）溶融物をターボチャージャーハウジングとして鋳造するステップを含む、方法。
  13. 前記ターボチャージャーハウジングは、熱処理、特に約１０００℃〜約１０６０℃で熱老化を少なくとも約１時間行った後、最高約８０℃／ｈの速度で冷却する、請求項１２に記載の工程。
  14. 鋳造がインベストメント鋳造または砂型鋳造工程である、請求項１２または１３に記載の方法。
  15. 排気ガスまたは圧縮空気と接触している前記ターボチャージャーハウジングの内面は、前記内面上の酸化物層を少なくとも部分的に除去するための切除手順（ａｂｌａｔｉｎｇ ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ）を経ない、請求項１２〜１４のいずれか一項に記載の工程。
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