KR20200042430A

KR20200042430A - 터보차저용 신규 오스테나이트 합금

Info

Publication number: KR20200042430A
Application number: KR1020190127356A
Authority: KR
Inventors: 제럴드 샬; 인고 디트리히; 안드레아스 키퍼; 러셀 피쉬
Original assignee: 보르그워너 인코퍼레이티드
Priority date: 2018-10-12
Filing date: 2019-10-14
Publication date: 2020-04-23
Also published as: EP3636792A1; US20200115784A1; JP2020059920A; US11434556B2; CN111041386A; JP7477278B2; CN111041386B

Abstract

본 개시는 터보차저 하우징용의 신규한 철 베이스 오스테나이트 합금 및 이의 제조 방법에 관한 것이다.

Description

터보차저용 신규 오스테나이트 합금{NOVEL AUSTENITIC ALLOYS FOR TURBOCHARGERS}

본 발명은 철 베이스 오스테나이트 합금을 포함하는 내연 기관용 터보차저 하우징에 관한 것이다. 본 발명은 또한 이러한 터보차저 하우징을 제조하는 공정에 관한 것이다.

배기 가스 터보차저는 피스톤 엔진의 동력을 증가시키는 것을 목적으로 하는 시스템이다. 배기 가스 터보차저에서는 동력을 증가시키기 위해 배기 가스의 에너지가 사용된다. 동력의 증가는 작동 행정 당 혼합물의 처리량의 증가의 결과이다. 터보차저는 본질적으로 샤프트 및 컴프레서를 구비한 배기 가스 터빈으로 구성되며, 여기서 엔진의 흡기관에 배치된 컴프레서가 샤프트에 연결되고, 배기 가스 터빈의 케이싱에 배치된 블레이드 휠 및 컴프레서가 회전한다. 가변 터빈 기하 형상을 갖는 터보차저에서는, 조정 블레이드가 블레이드 베어링 링에 회전 가능하게 추가로 장착되며, 조정 블레이드는 터보차저의 터빈 케이싱에 배치된 조정 링에 의해 이동된다.

터보차저 구성요소에 사용되는 재료는 극히 높은 요구를 충족시켜야 한다. 또한, 이들 요구는 구성요소마다 다르며, 즉 블레이드 휠에 대한 요구는 터빈 하우징에 대한 요구와 상당히 다르다. 이 때문에, 현대의 터보차저에서는, 터보차저의 상이한 부품에 사용되는 재료는 각각 작업에 최적화된 상이한 재료로부터 제조된다.

예를 들어, 터보차저 하우징은 높은 배기 가스 온도에 노출되므로, 그 구성요소의 재료는 내열성 및 내식성을 가져야 한다. 동시에, 주위 온도 내지 최대 약 1050℃의 작동 온도에서 터보차저 하우징의 치수 안정성이 우수해야 한다. 또한, 하우징은 기계적 부하에 노출되어 있는 동안 급격한 온도 변화에 노출되므로, 열 기계적 피로에 대해 충분한 내성을 가져야 한다. 마지막으로, 하우징은 터보차저의 매우 큰 질량 부분을 구성하므로, 재료 비용도 중요한 고려 사항이다.

종래 기술에서, 매우 고온의 터보차저 하우징에 사용된 재료에는 비교적 높은 니켈 함량을 갖는 오스테나이트 철 베이스 합금이 포함되었다. 20 중량% 이상의 높은 니켈 함량은 이러한 유형의 용도를 위해 일반적으로 사용되는 오스테나이트 철 베이스 합금에서 일반적이다 (예를 들어, 독일의 Eisenwerk Hasenclever & Sohn GmbH로부터 입수 가능한 DIN EN 10295에 따른 강철 1.4848). 니켈은 오스테나이트 구조를 안정화시키고 그러한 합금이 높은 열 안정성을 갖는 것을 가능하게 한다. 단점은 니켈의 재료 비용이 매우 높고 또한 변동이 크기 때문에 장기적인 비용 계획이 어렵게 된다는 점이다.

이러한 문제에 대처하기 위해, 종래 기술은 비교적 낮은 니켈 함량을 갖는 오스테나이트 터빈 하우징 합금을 제안하였다. 국제공개공보WO 2012/158332 A2호는 10 중량% 미만, 특히 1 중량% 미만의 니켈을 갖는 합금을 포함하는 철 베이스 터보차저 하우징을 개시하고 있다. 이러한 재료로부터 제조된 터빈 하우징은, 니켈이 함유되어 있지 않거나 니켈의 양이 비교적 적기 때문에, 가격 변동이 적고 재료 비용이 비교적 낮다. 그의 예로서, 국제공개공보 WO 2012/158332 A2호는 하기 원소들로 구성되는 터보차저 하우징을 제안하였다: 0.25 내지 0.35 중량%의 C, 15 내지 16.5 중량%의 Cr, 15 내지 17 중량%의 Mn, 0.5 내지 1.2 중량%의 Si, 0.5 내지 1.2 중량%의 Nb, 2 내지 3 중량%의 W, 0.2 내지 0.4 중량%의 N, 잔량으로서의 Fe. 국제공개공보 WO 2012/158332 A2호의 합금은 강철 1.4848(DIN EN 10295에 따름)과 같은 표준 니켈 함유 하우징 합금의 적절한 대체품을 나타낼 수 있다.

일 양태에서, 본 개시는 하기 조성으로 구성되는 철 베이스 오스테나이트 합금을 포함하는 내연 기관용 터보차저 하우징에 관한 것이고, 여기서 터보차저 하우징은 철 베이스 오스테나이트 합금으로 주조된다:

약 0.2 내지 약 0.6 중량%의 C,

약 17 내지 약 25 중량%의 Cr,

약 8 내지 약 13 중량%의 Mn,

약 2 내지 약 6 중량%의 Ni,

약 0.5 내지 약 3 중량%의 Si,

약 0.2 내지 약 1 중량%의 Nb,

약 0.2 내지 약 1 중량%의 V,

약 0.2 내지 약 1.5 중량%의 Mo,

약 0.01 내지 약 0.6 중량%의 N;

선택적으로 하기 양의 하기 원소 중 하나 이상:

약 0.01 내지 약 3 중량%의 W,

약 0.01 내지 약 0.1 중량%의 B,

약 0.01 내지 약 0.5 중량%의 Cu,

약 0.01 내지 약 0.3 중량%의 Ce;

선택적으로, 총량이 약 3 중량% 미만인 다른 원소 (불순물); 및

잔량으로서의 Fe.

다른 양태에서, 본 개시는 선행항 중 어느 하나에 정의된 바와 같이 터보차저 하우징을 제조하는 공정에 관한 것이며, 이하를 포함한다: a) 하기 조성의 원소를 용융 혼합하는 단계:

약 0.2 내지 약 0.6 중량%의 C,

약 17 내지 약 25 중량%의 Cr,

약 8 내지 약 13 중량%의 Mn,

약 2 내지 약 6 중량%의 Ni,

약 0.5 내지 약 3 중량%의 Si,

약 0.2 내지 약 1 중량%의 Nb,

약 0.2 내지 약 1 중량%의 V,

약 0.2 내지 약 1.5 중량%의 Mo,

약 0.01 내지 약 0.6 중량%의 N;

선택적으로 하기 양의 하기 원소 중 하나 이상:

약 0.01 내지 약 3 중량%의 W,

약 0.01 내지 약 0.1 중량%의 B,

약 0.01 내지 약 0.5 중량%의 Cu,

약 0.01 내지 약 0.3 중량%의 Ce;

잔량으로서의 Fe;

그리고, b) 용융물을 터보차저 하우징으로 주조하는 단계.

상술한 합금으로 제조된 터보차저 하우징에는 매우 우수한 열기계적 피로(TMF) 성능 및 매우 우수한 내산화성이 부여될 수 있다.

또한, 이들 합금으로 제조된 터보차저 하우징은 주조 상태에서 특히 매끄러운 표면을 가질 수 있다. 터빈 하우징의 내면에 매끄러운 표면을 제공하면 (배기) 가스 마찰이 감소되므로 터보차저의 효율이 향상된다. 또한 이들은 주조된 후의 처리가 덜 필요할 수 있다.

도 1은 내연 기관용 터보차저를 나타낸다.
도 2는 실시예 1에 따른 합금의 V2a 에칭된 오스테나이트 형태를 나타낸다.
도 3a 및 도 3b는 실시예 1 및 비교예 1에 따른 합금의 기계적 성능을 나타낸다.
도 4는 실시예 2에 따른 합금의 기계적 성능을 나타낸다.

가장 광의의 양태에서, 본 개시는 하기 원소들을 하기의 양으로 포함하는 철 베이스 오스테나이트 합금을 포함하는 내연 기관용 터보차저 하우징에 관한 것이다:

약 0.2 내지 약 0.6 중량%, 특히 약 0.3 내지 약 0.5 중량%의 C,

약 17 내지 약 25 중량%, 특히 약 19 내지 약 23 중량%의 Cr,

약 8 내지 약 13 중량%, 특히 약 9 내지 약 12 중량%의 Mn,

약 2 내지 약 6 중량%, 특히 약 3 내지 약 5 중량%의 Ni,

약 0.5 내지 약 3 중량%, 특히 약 1.0 내지 약 2.2 중량%의 Si,

약 0.2 내지 약 1 중량%, 특히 약 0.3 내지 약 0.7 중량%의 Nb,

약 0.2 내지 약 1 중량%, 특히 약 0.2 내지 약 0.8 중량%의 V, 및

약 0.2 내지 약 1.5 중량%, 특히 약 0.2 내지 약 0.8 중량%의 Mo.

선택적으로, 철 베이스 오스테나이트 합금은 하기 원소들 중 하나 이상을 하기의 양으로 포함할 수 있다:

약 0.01 내지 약 0.6 중량%, 특히 약 0.1 내지 약 0.5 중량%의 N,

약 0.01 내지 약 3 중량%, 특히 약 0.5 내지 약 2 중량%의 W,

약 0.01 내지 약 0.1 중량%, 특히 약 0.01 내지 약 0.05 중량%의 B,

약 0.01 내지 약 0.5 중량%, 특히 약 0.1 내지 약 0.3 중량%의 Cu, 및

약 0.01 내지 약 0.3 중량%, 특히 약 0.1 내지 약 0.2 중량%의 Ce.

선택적으로, 철 베이스 오스테나이트 합금은 총량이 약 3 중량% 미만 (불순물), 특히 약 2 중량% 미만, 보다 구체적으로 약 1 중량% 미만인 다른 원소를 포함할 수 있다. 총량이 약 3 중량% 미만 (또는 이하)인 다른 원소 (불순물)를 언급하는 경우, Fe는 합금의 나머지를 형성하는 것으로 이해되어야 한다.

터보차저 하우징은 철 베이스 오스테나이트 합금으로 주조될 수 있다.

본 발명에 따른 오스테나이트 철 베이스 합금은 Fe 외에도, 원소 C, Cr, Mn, Ni, Si, Nb, V, Mo 및 N을 함유한다는 사실을 특징으로 한다. 철 베이스 합금에 첨가된 원소는 그 내부에, 또는 상기 철 베이스 합금으로 형성된 터보차저 하우징 내에, 원래의 형태로, 즉 원소 형태로, 예를 들어 포함물 또는 석출상의 형태로 또는 그의 파생물 형태로, 즉, 대응하는 원소의 화합물 형태로, 예를 들어 철 베이스 합금의 제조 동안 또는 그로부터 제조된 터보차저 하우징을 형성할 때 형성되는 금속 탄화물 또는 금속 질화물로서, 존재할 수 있다. 각 원소의 존재는 원자 흡광 분석(AAO) 등의 종래의 분석 방법에 의해, 철 베이스 합금 및 터보차저 하우징 둘 모두에서 검출될 수 있다.

이론에 구속되지 않지만, 상기 원소는 본 발명의 합금에 다음과 같이 기여한다. 이하의 설명은 결코 포괄적 및/또는 한정적인 것을 의도하지 않는다.

탄소(C)는 기계적 강도도 크게 향상시키는 강력한 오스테나이트 형성제일 수 있다. 이것은 또한 합금 용융물의 유동 특성을 개선시킬 수도 있다. 이것이 약 0.2 중량% 미만의 양으로 존재하는 경우, 합금 용융물은 낮은 유동성을 가질 수 있다. 이것은 본 개시에 따른 철 베이스 합금의 제조를 어렵게 할 수 있다. 탄소 함량이 약 0.6 중량%를 초과하면, 거친 입자의 흑연 입자가 형성될 수 있으며, 이는 신도 특성에 부정적인 영향을 미칠 수 있다. 약 0.25 내지 약 0.5 중량%, 구체적으로는 약 0.3 내지 약 0.45 중량%의 양의 C를 사용하는 것이 특히 유리할 수 있다.

크롬(Cr)은 강력한 탄화물 형성체일 수 있으며, 재료의 내온도성, 특히 고온 강도 및 고온 치수 안정성을 증가시킬 수 있다. Cr은 또한 합금의 산화에 대한 내성을 촉진할 수 있는 Cr 함유 산화물 표면층을 형성하는 능력을 가질 수 있다. 내산화성은 약 17 중량%를 사용하면 충분할 수 있다. 약 23 중량% 초과의 고농도에서는, 원소 크롬이 페라이트 안정제로서 작용할 수 있으며, 이는 오스테나이트 철 베이스 합금의 안정성에 불리한 영향을 미칠 수 있거나 오스테나이트 구조의 형성을 방해할 수 있다. 약 19 내지 약 22.5 중량%, 구체적으로는 약 20 내지 약 22 중량%의 양의 Cr을 사용하는 것이 특히 유리할 수 있다.

망간(Mn)은 본 개시의 합금의 경화성 및 인장 강도를 증가시킬 수 있지만, 증가의 정도는 탄소보다 적다. 망간은 또한 침탄 중에 탄소 침투율을 증가시킬 수 있고 온화한 탈산소제로서 작용할 수 있다. 그러나, 너무 높은 탄소 및 너무 높은 망간을 사용하면 취화가 일어날 수 있다. 따라서, Mn의 범위를 약 8 중량% 내지 약 13 중량%, 특히 약 8.5 내지 약 12 중량%, 구체적으로는 약 9.5 내지 약 11.5 중량%로 설정하는 것이 유리할 수 있다.

니켈(Ni)은 강력한 오스테나이트 안정제일 수 있다. 또한, Ni은 합금의 연성, 인성 및 내식성을 증가시킬 수 있다. 그러나, Ni는 고가이고, Ni의 가격 변동은 예측할 수 없다. 따라서, Ni의 범위를 약 2 중량% 내지 약 6 중량%, 특히 약 2.5 내지 약 5.0 중량%, 구체적으로는 약 3.0 내지 약 4.0 중량%로 설정하는 것이 유리할 수 있다.

실리콘(Si)은 합금 용융물의 유동성을 개선시킬 수 있고, 또한 재료의 표면상에 부동태화 산화물 층을 형성하여, 그의 내산화성을 증가시킬 수 있다. 그러나, 대량으로 사용하면, Si는 탈안정화 시그마상(destabilizing sigma phase)의 형성을 촉진할 수 있다. 시그마상은 고경도의 취성의 금속 간 상이다. 시그마상은 원자 반경이 단지 근소한 차이로 정합하는 체심 입방 금속과 면심 입방 금속이 서로 충돌할 때 생긴다. 이러한 유형의 시그마상은 취성화 효과를 가지며 Cr의 철 매트릭스를 고갈시킬 수 있기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, Si의 범위를 약 0.5 중량% 내지 약 3 중량%, 특히 약 1.4 내지 약 2.3 중량%, 구체적으로는 약 1.6 내지 약 2.2 중량%로 설정하는 것이 유리할 수 있다.

니오븀(Nb)은 본 개시에 따른 합금의 오스테나이트 구조의 안정화에 기여할 수 있는 탄화물 형성체일 수 있다. 그러나, 규소와 마찬가지로, Nb의 양이 많아지면 오스테나이트 철 베이스 합금에서 시그마상의 형성을 촉진할 수 있다. 따라서, Nb의 범위를 약 0.2 중량% 내지 약 1 중량%, 특히 약 0.3 내지 약 0.8 중량%, 구체적으로는 약 0.4 내지 약 0.6 중량%로 설정하는 것이 유리할 수 있다.

바나듐(V)은 표면 평활성을 제공할 수 있다. 또한, V는 입경을 정밀하게 하는 데 사용될 수 있다. V는 열처리 공정 중에 결정립 성장 속도를 감소시키고 결정립 조대화가 시작되는 온도를 상승시킬 수 있으므로, 합금의 강도 및 인성을 향상시킬 수 있다. 그러나, V의 양이 많아지면 탄화물이 과도하게 형성되기 때문에 합금의 경화성이 감소할 수 있다. 따라서, V의 범위를 약 0.2 중량% 내지 약 1 중량%, 특히 약 0.25 내지 약 0.8 중량%, 구체적으로는 약 0.3 내지 약 0.6 중량%로 설정하는 것이 유리할 수 있다.

몰리브덴(Mo)은 고온에서 합금 재료의 내 크리프성을 향상시킬 수 있다. 그러나, Mo의 양이 많아지면 오스테나이트 철 베이스 합금에서 시그마상의 형성을 촉진할 수 있다. 따라서, Mo의 범위를 약 0.2 중량% 내지 약 1.5 중량%, 특히 약 0.25 내지 약 1.0 중량%, 구체적으로는 약 0.3 내지 약 0.6 중량%로 설정하는 것이 유리할 수 있다.

유리하게는, 철 베이스 오스테나이트 합금은 약 0.3 내지 약 0.5 중량%의 C, 약 19 내지 약 23 중량%의 Cr, 약 9 내지 약 12 중량%의 Mn, 약 3 내지 약 5 중량%의 Ni, 약 1.0 내지 약 2.2 중량% Si, 약 0.3 내지 약 0.7 중량%의 Nb, 약 0.2 내지 약 0.8 중량%의 V, 약 0.2 내지 약 0.8 중량%의 Mo를 함유할 수 있고, N을 사용할 경우 약 0.01 내지 약 0.6 중량%의 N, 특히 약 0.1 내지 약 0.5 중량%의 N을 함유할 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 개시에 따른 합금은 선택적으로 다른 원소, 특히 W, B, N, Cu 또는 Ce 중 하나 이상도 포함할 수 있다.

특히, 합금에 B를 약 0.01 내지 약 0.1 중량%, 보다 구체적으로 약 0.01 중량% 내지 약 0.05 중량%, 및 특히 약 0.01 내지 약 0.02 중량%의 양으로 포함시키는 것이 유리할 수 있다. 이러한 양은 터보차저 하우징 내로 구멍을 뚫는 데 필요한 토크를 감소시키는 데 유리할 수 있다.

선택적으로 사용될 수 있지만, 철 베이스 오스테나이트 합금은 0.5 중량% 미만, 보다 구체적으로 0.2 중량% 미만, 특히 약 0.05 중량% 미만의 W를 함유하는 것이 유리할 수 있다.

질소(N)도 선택적으로 사용될 수 있다. N은 Mn이 오스테나이트 철 베이스 합금에 대하여 갖는 안정화 효과를 촉진시킬 수 있다. 따라서 망간과 질소의 조합이 특히 바람직하다. 질소는 니켈과 마찬가지로 내열성, 특히 고온 산화 및 내식성에 유리한 영향을 줄 수 있는 강력한 감마 생성 원소이다. 그러나, 대량으로 사용하면, N이 합금을 취화시킬 수 있고 가스 방출로 인해 주조가 어려워질 수 있다. 따라서 N의 범위를 약 0.01 중량% 내지 약 0.6 중량%로 설정하는 것이 유리할 수 있다.

유리하게는, 철 베이스 오스테나이트 합금은 약 0.1 중량% 미만의 S, 보다 구체적으로 약 0.06 중량% 미만의 S, 특히 약 0.04 중량% 미만의 S를 함유할 수 있다.

유리하게는, 철 베이스 오스테나이트 합금은 약 0.1 중량% 미만의 P, 보다 구체적으로 약 0.07 중량% 미만의 P, 특히 약 0.07 중량% 미만의 P를 함유할 수 있다.

유리하게는, 철 베이스 오스테나이트 합금은 약 4% 미만, 보다 구체적으로 약 3% 미만, 특히 약 2% 미만의 시그마상을 가질 수 있다. 당업자는 예를 들어 합금 샘플을 형태학적으로 분석함으로써 이러한 시그마상을 용이하게 확인할 수 있다. 이 경우에, %에 대한 언급은 형태학적 샘플의 소정의 표면적을 차지하는 시그마상의 면적%를 지칭한다.

유리하게는, 철 베이스 오스테나이트 합금은 약 2 내지 약 4의 평균 결정 입도를 갖는 미세구조를 가질 수 있다(ASTM E112-12에 따라 측정됨). 대안적으로, 평균 결정 입도는 약 2 내지 약 4일 수 있다(ISO 643에 따라 측정됨).

유리하게는, 철 베이스 오스테나이트 합금은 이하의 기계적 특성 중 하나 이상, 특히 모두를 가질 수 있다:

Rm: > 620 MPa

R_p0.2: > 350 MPa

신도: > 5%

경도: 240 내지 300 HB

열팽창계수: 16.5-19.5 -1/K (20-900℃)

700℃에서의 내열성: Rm > 385 Mpa 및 R_p0.2 > 245 MPa

800℃에서의 내열성: Rm > 240 Mpa 및 R_p0.2 > 175 MPa

900℃에서의 내열성: Rm > 150 Mpa 및 R_p0.2 > 125 MPa

1000℃에서의 내열성: Rm > 70 Mpa 및 R_p0.2 > 50 MPa

유리하게는, 철 베이스 오스테나이트 합금은 하기 조성으로 구성될 수 있다:

약 0.3 내지 약 0.5 중량%의 C,

약 19 내지 약 23 중량%의 Cr,

약 9 내지 약 12 중량%의 Mn,

약 3 내지 약 5 중량%의 Ni,

약 1.0 내지 약 2.2 중량%의 Si,

약 0.3 내지 약 0.7 중량%의 Nb,

약 0.2 내지 약 0.8 중량%의 V,

약 0.2 내지 약 0.8 중량%의 Mo;

선택적으로 하기 양의 하기 원소 중 하나 이상:

약 0.1 내지 약 0.5 중량%의 N,

약 0.5 내지 약 2 중량%의 W,

약 0.01 내지 약 0.05 중량%의 B,

약 0.1 내지 약 0.3 중량%의 Cu,

약 0.1 내지 약 0.2 중량%의 Ce;

잔량으로서의 Fe.

약 0.3 내지 약 0.5 중량%의 C,

약 19 내지 약 23 중량%의 Cr,

약 9 내지 약 12 중량%의 Mn,

약 3 내지 약 5 중량%의 Ni,

약 1.0 내지 약 2.2 중량%의 Si,

약 0.3 내지 약 0.7 중량%의 Nb,

약 0.2 내지 약 0.8 중량%의 V,

약 0.2 내지 약 0.8 중량%의 Mo;

약 0.1 내지 약 0.5 중량%의 N;

선택적으로 하기 양의 하기 원소 중 하나 이상:

약 0.5 내지 약 2 중량%의 W,

약 0.01 내지 약 0.05 중량%의 B,

약 0.1 내지 약 0.3 중량%의 Cu,

약 0.1 내지 약 0.2 중량%의 Ce;

잔량으로서의 Fe.

유리하게는, 철 베이스 오스테나이트 합금은 약 1550℃ 미만, 보다 구체적으로 약 1450 내지 약 1530℃의 범위, 특히 약 1450℃ 내지 약 1525℃ 범위의 용융 온도를 가질 수 있다. 본 발명자들은 놀랍게도 본 개시의 합금의 용융 온도가 종래의 니켈 함유 오스테나이트 강 및 국제공개공보 WO 2012/158332 A2호에 개시된 합금 둘 모두의 용융 온도와 비교하여 실질적으로 감소될 수 있음을 발견하였다. 이들 오스테나이트 강은 약 1600℃ 내지 약 1650℃의 용융 온도를 갖는다. 따라서, 본 개시의 이 실시형태에 따른 합금은 더 낮은 온도에서 주조될 수 있고 주조 공정 중에 더 적게 산화될 수 있다. 이 때문에, 하우징이 이러한 합금으로 주조될 경우 터보차저 하우징의 매끄러운 표면을 얻는 것이 더욱 촉진될 수 있다.

유리하게는, 터보차저 하우징은 비교적 매끄러운 내면을 가질 수 있고, 특히 터보차저 하우징의 내면은 약 100 미만, 보다 구체적으로 약 80 미만, 특히 약 60 미만의 표면 조도 Rz를 가질 수 있다. 표면 조도 Rz는 DIN 4768: 1990-05에 따라 결정될 수 있다.

본 개시의 다른 양태에서는, 전술한 실시형태 중 어느 하나에 정의된 바와 같은 합금을 사용하여 터보차저 하우징을 제조하는 공정이 제공된다. 보다 구체적으로는, 당해 공정과 관련하여 터보차저 하우징을 제조하는 공정이 제공되며, 이하를 포함한다

a) 하기 조성의 원소를 용융 혼합하는 단계:

약 0.2 내지 약 0.6 중량%의 C,

약 17 내지 약 25 중량%의 Cr,

약 8 내지 약 13 중량%의 Mn,

약 2 내지 약 6 중량%의 Ni,

약 0.5 내지 약 3 중량%의 Si,

약 0.2 내지 약 1 중량%의 Nb,

약 0.2 내지 약 1 중량%의 V,

약 0.2 내지 약 1.5 중량%의 Mo;

선택적으로 하기 양의 하기 원소 중 하나 이상:

약 0.01 내지 약 0.6 중량%, 특히 약 0.1 내지 약 0.5 중량%의 N,

약 0.01 내지 약 3 중량%의 W,

약 0.01 내지 약 0.1 중량%의 B,

약 0.01 내지 약 0.5 중량%의 Cu,

약 0.01 내지 약 0.3 중량%의 Ce;

잔량으로서의 Fe;

b) 용융물을 터보차저 하우징으로 주조하는 단계.

유리하게는, 본 개시에 따른 공정은 터보차저 하우징을 열 처리하는 단계를 포함할 수 있다. 이러한 열 처리의 적합한 예는 약 1000℃ 내지 약 1060℃, 특히 약 1010℃ 내지 약 1050℃에서, 약 2 내지 약 6시간 열 노화 후, 최대 약 80℃/h, 특히 약 60 내지 약 80℃/h의 속도로 냉각시키는 것을 포함한다. 냉각은 약 500℃ 내지 약 700℃, 특히 약 550℃ 내지 약 650℃의 온도에 도달할 때까지 계속될 수 있다. 그 후, 예를 들어 공냉에 의해, 합금이 주변 온도에 도달하도록 할 수 있다.

합금 재료 및 이로부터 제조된 물품을 제조하기 위한 적합한 예시적인 공정은 이하의 문헌에 나타나 있으며, 이들 모두는 그 전문이 참조로 포함된다: 미국특허 제4,608,094 A호, 미국특허 제4,532,974 A호 및 미국특허 제4,191,094 A호.

유리하게는, 본 개시에 따른 공정에서 주조는 인베스트먼트 주조 또는 사형 주조 공정일 수 있다.

유리하게는, 본 개시에 따른 공정은, 배기 가스 또는 압축 공기와 접촉하고 있는 터보차저 하우징의 내면이 상기 내면 상의 산화물 층을 적어도 부분적으로 제거하기 위한 절제 절차(ablating procedure)를 거치지 않는 공정일 수 있다.

도 1은 본 발명에 따른 배기 가스 터보차저의 부분 단면 사시도를 나타낸다. 도 1에 언급된 구성요소들은 다음과 같다.

1 터보차저

2 터빈 케이싱

3 컴프레서 케이싱

4 터빈 로터

5 조정 링

6 블레이드 베어링 링

7 조정 블레이드

8 회전 축

9 공급 덕트

10 축방향 연결편

11 작동 장치

12 제어 케이싱

13 안내 블레이드 7용의 자유 공간

14 타페트 부재

15 터빈 케이싱 2의 환상 부분

16 스페이서/스페이서 캠

17 컴프레서 로터

18 안내 격자

28 베어링 케이싱

R 회전 축선

도 1은 터빈 케이싱(2), 및 베어링 케이싱(28)을 통해 터빈 케이징(2)에 연결되어 있는 컴프레서 케이싱(3)을 갖는 터보차저(1)를 나타낸다. 케이싱(2, 3 및 28)은 회전 축선(R)을 따라 배치된다. 터빈 케이싱은 블레이드 베어링 링(6) 및 반경방향 외측 안내 격자(18)의 배치를 나타내기 위해 부분적으로 단면으로 나타나 있으며, 안내 격자(18)은 상기 링에 의해 형성되며, 원주에 걸쳐 분포되고 회전축(8)을 갖는 복수의 조정 블레이드(7)를 가진다. 이러한 방식으로, 조정 블레이드(7)의 위치에 따라 더 크거나 더 작은 노즐 단면이 형성되어, 엔진으로부터의 배기 가스에 의해, 회전 축선(R)의 중심에 위치 결정된 터빈 로터에 다소라도 작용하며, 상기 배기 가스는 터빈 로터(4)를 사용하여 동일 샤프트에 안착된 컴프레서 로터(17)를 구동하기 위해, 공급 덕트(9)를 통해 공급되고 중앙의 연결편(10)을 통해 방출된다. 조정 블레이드(7)의 운동 또는 위치를 제어하기 위해서, 작동 장치(11)이 설치된다. 작동 장치는 임의의 원하는 방법으로 설계할 수 있지만, 하나의 선택예는 제어 케이싱(12)을 가지며, 제어 케이싱(12)은 이에 체결된 타페트 부재(14)의 제어 운동을 제어하여, 블레이드 베어링 링(6)의 배후에 배치된 조정 링(5)에서의 상기 타페트 부재의 운동을, 상기 조정 링의 약간의 회전 운동으로 변환한다. 조정 블레이드(7)를 위한 자유 공간(13)은 블레이드 베어링 링(6)과 터빈 케이싱(2)의 환상 부분(15) 사이에 형성된다. 자유공간(13)을 확보할 수 있도록, 블레이드 베어링 링(6)은 스페이서(16)를 가진다. 도 1에서, 터빈 케이싱(2) 및 컴프레서 케이싱(3) 둘 모두는 독립적으로 또는 함께 본 개시에 따른 터빈 하우징을 나타낼 수 있다.

본 개시의 합금의 성능 특성, 특히 산화와 열 충격에 대한 우수한 내성 및 합금으로 제조된 주조물의 평활성을 고려하면, 본 발명의 합금을 매니폴드, 특히 내연 기관용 매니폴드에 사용하는 것도 고려된다. 따라서, 지금까지 터보차저 하우징에 관해 언급한 경우, 그 문구는 매니폴드, 특히 내연기관용 매니폴드에 동일하게 적용되는 것으로 이해해야 한다.

실시예 1

터보차저 하우징은 약 1498℃의 주조 온도를 사용하는 종래의 사형 주조 공정에 의해 제조되었다. 주조 공정에 사용되는 철 베이스 오스테나이트 합금은 불순물을 제외하고 하기 원소들을 함유했다:

약 0.3 내지 약 0.45 중량%의 C,

약 20 내지 약 22 중량%의 Cr,

약 9.5 내지 약 11.5 중량%의 Mn,

약 3 내지 약 4 중량%의 Ni,

약 1.2 내지 약 2 중량%의 Si,

약 0.4 내지 약 0.6 중량%의 Nb,

약 0.3 내지 약 0.6 중량%의 V,

약 0.3 내지 약 0.6 중량%의 Mo,

약 0.15 내지 약 0.35 중량%의 N;

잔량으로서의 Fe.

도 2는 실시예 1에 따른 합금의 V2a 에칭된 오스테나이트 형태를 나타낸다.

비교 실시예 1

터보차저 하우징은 약 1550℃의 주조 온도를 사용하는 종래의 사형 주조 공정에 의해 제조되었다. 주조 공정에 사용된 철 베이스 오스테나이트 합금은 국제공개공보 WO 2012/158332 A2호의 실시예에 개시된 합금에 해당한다. 이는 불순물을 제외하고 이하의 원소들을 함유했다:

약 0.25 내지 약 0.35 중량%의 C,

약 15 내지 약 16.5 중량%의 Cr,

약 15 내지 약 17 중량%의 Mn,

약 0.5 내지 약 1.2 중량%의 Si,

약 0.5 내지 약 1.2 중량%의 Nb,

약 2 내지 약 3 중량%의 W,

약 0.2 내지 약 0.4 중량%의 N,

잔량으로서의 Fe.

실시예 1 및 비교예 1에 따른 합금의 하우징 및 시험 샘플에 대해 일련의 비교 시험을 수행하였다.

1. 기계적 성능

두 합금의 기계적 성능(인장 강도, 항복 강도 및 E-모듈러스)은 허용 가능하며, 특히 950 내지 1000℃의 작동 온도에서 터보차저 하우징에 적합한 범위 내에 있다는 것이 확인되었다. 그러나, 실시예 1의 합금은 작동 온도에서의 신도와 관련하여 실질적으로 개선된 성능을 가지고 있었다: 실시예 1의 신도는 비교예 1의 약 70 내지 80%과 비교하여 단지 약 45%였다. 작동 온도에서의 우수한 신도는 TMF 성능에 긍정적으로 기여할 것으로 기대할 수 있다.

도 3a 및 도 3b는 기계적 성능의 결과를 나타낸다.

2. 내산화성

합금의 샘플을 1000℃(약 16시간) 및 1020℃(약 8시간)의 24시간 온도 사이클에서 시뮬레이션된 배기 가스(85% N₂ 및 15% CO₂)에 노출시킴으로써 합금의 내산화성을 시험하였다. 전체 노출 시간은 15일/사이클(360시간)이었다. 샘플을 아르곤으로 플러싱하면서 샘플을 주위 온도까지 냉각시켰다. 산화도는 샘플의 중량 변화를 측정함으로써 결정되었다.

실시예 1의, 산화에 의한 중량 손실은 비교예 1의 중량 손실보다 약 60% 적다는 것을 발견하였다.

시험 샘플의 단면 절단에 대한 추가 조사에 의해, 실시예 1의 산화 깊이는 단지 약 159 ㎛이고 표면은 비교적 평활한 것으로 드러났다. 비교예 1은 약 341 ㎛의 산화 깊이를 나타내었고, 표면은 비교적 거칠게 보였다.

3. 열 충격 시험

실시예 1에 따른 합금으로 제조된 터보차저 하우징에 대해 열 충격 시험을 수행하였다. 시험 조건은 다음과 같았다: 온도 980℃ (970 내지 995℃) 및 지속 시간 300 h/1800 사이클 (사이클 시간 300초). 그 후, 하우징의 산화, 스케일링 및 미세 균열에 관해 검사하였다. 하우징은 시험에 합격하였으며, 승인된 시판의 터보차저 하우징과 필적할 만한 수준으로 수행되었다.

4. 표면 평활성

실시예 1 및 2에 따른 터보차저 하우징은 주조 상태에서의 표면 평활성에 관하여 비교되었다. 비교예 1에 따른 하우징과 비교하여, 실시예 1에 따른 하우징에서는 터보차저 하우징의 표면 평활성이 실질적으로 개선되었다.

실시예 2

터보차저 하우징은 실시예 1의 주조 온도와 유사한 주조 온도를 사용하는 종래의 사형 주조 공정에 의해 제조되었다. 주조 공정에 사용되는 철 베이스 오스테나이트 합금은 불순물을 제외하고 하기 원소들을 함유했다:

약 0.3 내지 약 0.45 중량%의 C,

약 20 내지 약 22 중량%의 Cr,

약 9.5 내지 약 11.5 중량%의 Mn,

약 3 내지 약 4 중량%의 Ni,

약 1.6 내지 약 2.1 중량%의 Si,

약 0.4 내지 약 0.6 중량%의 Nb,

약 0.3 내지 약 0.6 중량%의 V,

약 0.3 내지 약 0.6 중량%의 Mo,

약 0.1 내지 약 0.25 중량%의 N;

잔량으로서의 Fe.

마찬가지로, 합금은 잘 기능하였고, 실시예 1의 합금보다 부분적으로는 더 좋았으며, 도 4에 나타낸 특성을 참조한다.

본 발명은 예시적으로 설명되었으며, 사용된 용어는 한정하는 것보다는 설명하는 성격을 갖는 것을 의도하고 있다고 이해해야 할 것이다. 현재 당업자에게 분명한 바와 같이, 상기 교시에 비추어 본 발명의 많은 수정 및 변경이 가능하다. 따라서, 첨부된 특허청구의 범위 내에서, 구체적으로 설명된 것 이외의 방법으로 본 발명을 실시할 수 있음을 이해해야 한다.

Claims

하기 조성으로 구성된 철 베이스 오스테나이트 합금을 포함하는 내연 기관용 터보차저 하우징으로서, 상기 터보차저 하우징은 철 베이스 오스테나이트 합금으로 주조되는, 터보차저 하우징:
약 0.2 내지 약 0.6 중량%의 C,
약 17 내지 약 25 중량%의 Cr,
약 8 내지 약 13 중량%의 Mn,
약 2 내지 약 6 중량%의 Ni,
약 0.5 내지 약 3 중량%의 Si,
약 0.2 내지 약 1 중량%의 Nb,
약 0.2 내지 약 1 중량%의 V,
약 0.2 내지 약 1.5 중량%의 Mo;
선택적으로 하기 양의 하기 원소 중 하나 이상:
약 0.01 내지 약 0.6 중량%, 특히 약 0.1 내지 약 0.5 중량%의 N,
약 0.01 내지 약 3 중량%의 W,
약 0.01 내지 약 0.1 중량%의 B,
약 0.01 내지 약 0.5 중량%의 Cu,
약 0.01 내지 약 0.3 중량%의 Ce;
선택적으로, 총량이 약 3 중량% 미만인 다른 원소 (불순물); 및
잔량으로서의 Fe.
제1항에 있어서, 상기 철 베이스 오스테나이트 합금은:
약 0.3 내지 약 0.5 중량%의 C,
약 19 내지 약 23 중량%의 Cr,
약 9 내지 약 12 중량%의 Mn,
약 3 내지 약 5 중량%의 Ni,
약 1.0 내지 약 2.2 중량%의 Si,
약 0.3 내지 약 0.7 중량%의 Nb,
약 0.2 내지 약 0.8 중량%의 V, 및
약 0.2 내지 약 0.8 중량%의 Mo를 함유하는, 터보차저 하우징.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 철 베이스 오스테나이트 합금은 하기 원소들 중 하나 이상을 하기의 양으로 함유하는, 터보차저 하우징:
약 0.01 내지 약 0.6 중량%, 특히 약 0.1 내지 약 0.5 중량%의 N,
약 0.5 내지 약 2 중량%의 W,
약 0.01 내지 약 0.05 중량%의 B,
약 0.1 내지 약 0.3 중량%의 Cu,
약 0.1 내지 약 0.2 중량%의 Ce.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 철 베이스 오스테나이트 합금은 약 1550℃ 미만, 특히 약 1450℃ 내지 약 1520℃ 범위의 용융 온도를 갖는, 터보차저 하우징.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 철 베이스 오스테나이트 합금은 약 0.01 내지 약 0.05 중량%의 B를 포함하는, 터보차저 하우징.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 철 베이스 오스테나이트 합금은 0.5 중량% 미만의 W를 함유하는, 터보차저 하우징.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서, 배기 가스 또는 압축 공기와 접촉하는 상기 터보차저 하우징의 내면은 100 미만의 표면 조도 Rz를 갖는, 터보차저 하우징.
제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 철 베이스 오스테나이트 합금은 수지상 탄화물 석출물을 포함하는, 터보차저 하우징.
제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 철 베이스 오스테나이트 합금은 약 4% 미만, 특히 약 2% 미만의 시그마상을 갖는, 터보차저 하우징.
제1항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 철 베이스 오스테나이트 합금의 미세구조는 약 2 내지 약 4의 평균 입경(ASTM E112-12에 따라 측정됨)을 갖는, 터보차저 하우징.
제1항 내지 제10항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 철 베이스 오스테나이트 합금은 하기 조성으로 구성되고, 상기 철 베이스 오스테나이트 합금은 약 1550℃ 미만, 특히 약 1450℃ 내지 약 1550℃ 범위의 용융 온도를 갖는, 터보차저 하우징:
약 0.3 내지 약 0.5 중량%의 C,
약 19 내지 약 23 중량%의 Cr,
약 9 내지 약 12 중량%의 Mn,
약 3 내지 약 5 중량%의 Ni,
약 1.0 내지 약 2.2 중량%의 Si,
약 0.3 내지 약 0.7 중량%의 Nb,
약 0.2 내지 약 0.8 중량%의 V,
약 0.2 내지 약 0.8 중량%의 Mo,
약 0.1 내지 약 0.5 중량%의 N;
선택적으로 하기 양의 하기 원소 중 하나 이상:
약 0.5 내지 약 2 중량%의 W,
약 0.01 내지 약 0.05 중량%의 B,
약 0.1 내지 약 0.3 중량%의 Cu,
약 0.1 내지 약 0.2 중량%의 Ce;
선택적으로, 총량이 약 3 중량% 미만인 다른 원소 (불순물); 및
잔량으로서의 Fe.
제1항 내지 제11항 중 어느 한 항의 터보차저 하우징을 제조하는 공정으로서,
a) 하기 조성의 원소를 용융 혼합하는 단계:
약 0.2 내지 약 0.6 중량%의 C,
약 17 내지 약 25 중량%의 Cr,
약 8 내지 약 13 중량%의 Mn,
약 2 내지 약 6 중량%의 Ni,
약 0.5 내지 약 3 중량%의 Si,
약 0.2 내지 약 1 중량%의 Nb,
약 0.2 내지 약 1 중량%의 V,
약 0.2 내지 약 1.5 중량%의 Mo;
선택적으로 하기 양의 하기 원소 중 하나 이상:
약 0.01 내지 약 0.6 중량%, 특히 약 0.1 내지 약 0.5 중량%의 N,
약 0.01 내지 약 3 중량%의 W,
약 0.01 내지 약 0.1 중량%의 B,
약 0.01 내지 약 0.5 중량%의 Cu,
약 0.01 내지 약 0.3 중량%의 Ce;
선택적으로, 총량이 약 3 중량% 미만인 다른 원소 (불순물); 및
잔량으로서의 Fe;
b) 용융물을 터보차저 하우징으로 주조하는 단계를 포함하는, 공정.
제12항에 있어서, 상기 터보차저 하우징은 열 처리, 특히 약 1000℃ 내지 약 1060℃에서 적어도 약 1시간 열 노화를 행한 후, 최대 약 80℃/h의 속도로 냉각되는, 공정.
제12항 또는 제13항에 있어서, 주조는 인베스트먼트 주조 또는 사형 주조 공정인, 공정.
제12항 내지 제14항 중 어느 한 항에 있어서, 배기 가스 또는 압축 공기와 접촉하고 있는 상기 터보차저 하우징의 내면은 상기 내면 상의 산화물 층을 적어도 부분적으로 제거하기 위한 절제 절차(ablating procedure)를 거치지 않는, 공정.