WO2015137627A1 - 내열 구상흑연주철, 이의 제조 방법 및 이를 포함하는 엔진 배기계 - Google Patents

내열 구상흑연주철, 이의 제조 방법 및 이를 포함하는 엔진 배기계 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a heat-resistant spheroidal graphite iron, a method for manufacturing the same, and an engine exhaust system including the same. More specifically, the present invention relates to a heat-resistant spheroidal graphite iron having a specific composition and controlling precipitates, thereby exhibiting improved high temperature properties (for example, transformation temperature and high temperature tensile strength), and a method for manufacturing the same and an engine exhaust system including the same. .
  • heat-resistant spheroidal graphite iron in which silicon (Si) and molybdenum (Mo) are added in a large amount.
  • Heat-resistant nodular cast iron shows large shrinkage / expansion due to vacancy transformation, which increases Si content to increase vacancy transformation temperature, and precipitates carbide at high temperature to form carbides such as Mo to maintain high strength. Add ingredient.
  • One object of the present invention is to provide a heat resistant spherical graphite iron having excellent heat resistance characteristics.
  • Another object of the present invention is to provide a method for producing heat-resistant spheroidal graphite iron having excellent heat resistance.
  • Still another object of the present invention is to provide an engine component and an exhaust system including heat-resistant spheroidal graphite iron having excellent heat resistance.
  • barium (Ba) may be added to the cast iron molten metal before the pouring of the tapped molten iron into the prepared mold.
  • the content ratio (Cr / Ba) of the chromium (Cr) and the barium (Ba) may be adjusted to be in the range of about 26 to 89.
  • the amount of barium (Ba) added may be about 0.0045-0.0075 wt% based on the total weight.
  • the manufacturing of the molten cast iron may include about 3.2-3.4 wt% of carbon (C), about 4.3-4.4 wt% of silicon (Si), and about 0.2-0.3 wt% of the total weight.
  • C carbon
  • Si silicon
  • tapping the cast iron melt on the ladle may include adding a first inoculant to the cast iron melt.
  • Injecting the hot cast iron melt into the prepared mold may include adding a second inoculant to the cast iron melt.
  • the preparing of the molten iron may include preparing a preliminary melt, analyzing a component of the preliminary melt using a thermal analyzer or spectrometer, and additionally adding an insufficient component to the preliminary melt. It may include the step.
  • Heat-resistant spherical graphite iron for realizing another object of the present invention described above is about 3.2-3.4 wt% of carbon (C), about 4.3-4.8 wt% of silicon (Si), about 0.2-0.3 wt% Manganese (Mn), about 0.8-1.0 wt% molybdenum (Mo), about 0.4-0.6 wt% vanadium (V), about 0.2-0.4 wt% chromium (Cr), about 0.2-0.4 wt% niobium (Nb), unavoidable impurities and residual iron (Fe).
  • the room temperature tensile strength may be about 670 MPa or more
  • the High Temperature Tensile Strength may be about 100 MPa or more at about 700 ° C., and about 60 MPa or more at about 800 ° C.
  • the coefficient of expansion of the nodular graphite cast iron (coefficient of expansion) is less than about 13.5 ⁇ m / m ⁇ °C and the vacancy transformation temperature (eutectoid transformation temperature) is 920 °C to 940 °C most preferred for the engine exhaust system parts.
  • the method may further include about 0.0045-0.0075 wt% of barium (Ba) based on the total weight, and the content ratio (Cr / Ba) of the chromium (Cr) and the barium (Ba) may be about 26 to about 26 wt%. It may be in the range of 89.
  • the high temperature tensile strength may be about 59 MPa to 70 MPa at about 800 ° C.
  • the heat resistant nodular cast iron may be composed of 50% or more of ferritic matrix.
  • An engine exhaust system for realizing another object of the present invention described above includes an exhaust manifold composed of the above-mentioned heat-resistant spherical graphite iron.
  • the heat-resistant spheroidal graphite iron may further include vanadium (V), chromium (Cr), and niobium (Nb), which may form carbide.
  • V vanadium
  • Cr chromium
  • Nb niobium
  • the heat-resistant spheroidal graphite iron may further include barium (Ba) as well as vanadium (V), chromium (Cr) and niobium (Nb).
  • the content ratio of chromium (Cr) and barium (Ba) it inhibits the production of chromium carbide that can cause brittleness at room temperature, promotes graphite nucleation, heat-resistant spheroidal graphite iron having stable physical properties and structure Can be provided. Since the heat-resistant spheroidal graphite iron has high temperature properties such as improved high temperature tensile strength, it may be used in an exhaust manifold of an engine exhaust system operated at a high temperature.
  • FIG. 1 is a process flowchart illustrating a method of manufacturing heat-resistant nodular cast iron according to exemplary embodiments.
  • FIG. 2 is a process schematic diagram illustrating a method of manufacturing heat-resistant spheroidal graphite iron according to exemplary embodiments.
  • FIG. 2 is a process schematic diagram illustrating a method of manufacturing heat-resistant spheroidal graphite iron according to exemplary embodiments.
  • 3 and 4 are optical microscope images showing the microstructure of the heat-resistant spheroidal graphite iron in accordance with exemplary embodiments.
  • FIG. 5 shows the high temperature tensile strength at 800 ° C. of heat-resistant spheroidal graphite cast iron according to exemplary and comparative examples.
  • FIG. 6 illustrates an engine exhaust system including heat-resistant spheroidal graphite cast iron according to exemplary embodiments.
  • the heat-resistant spheroidal graphite cast iron of Si-Mo series which is generally used, vanadium (V), chromium (Cr) and niobium (Nb) are added, and their contents are finely controlled to have excellent high temperature properties.
  • Heat-resistant nodular cast iron can be provided.
  • barium (Ba) may be additionally added to the heat-resistant spheroidal graphite iron, and high temperature properties such as high temperature tensile strength may be improved by adjusting the content ratio of barium and chromium.
  • the first composition of the heat resistant spheroidal graphite iron may include additional components for achieving improved heat resistance characteristics based on the conventional Si-Mo heat resistant spherical graphite iron.
  • the conventional Si-Mo heat-resistant spheroidal graphite cast iron may include iron (Fe), carbon (C), silicon (Si), molybdenum (Mo), phosphorus (P), and sulfur (S). .
  • the Si content may be limited.
  • additional components may include, for example, vanadium (V), chromium (Cr), niobium (Nb), and the like.
  • the content of vanadium (V), chromium (Cr), niobium (Nb) may be determined in consideration of the effect of improving heat resistance characteristics and the degree of solid solution of each element. That is, the content of vanadium (V), chromium (Cr) and niobium (Nb) may be an element for determining the heat resistance characteristics of the heat-resistant spheroidal graphite iron.
  • each element is expressed in wt% based on the total weight of the heat-resistant spheroidal graphite cast iron.
  • the heat-resistant spheroidal graphite cast iron has about 3.2-3.3wt% of carbon (C), about 4.3-4.8wt% of silicon (Si), about 0.2-0.3wt% of manganese (Mn), Residual content satisfying about 0.8-1.0wt% of molybdenum (Mo), about 0.4-0.6wt% of vanadium (V), about 0.2-0.4wt% of chromium (Cr), about 0.2-0.4wt% of niobium (Nb) and 100% It may include iron (Fe).
  • phosphorus (P) and sulfur (S) contained in the raw material of the heat-resistant spheroidal graphite iron may remain in the trace amount in the heat-resistant spheroidal graphite iron, even if not added separately.
  • magnesium (Mg) may be added by an Mg treatment process (ie, a spheroidization treatment process) in the process of producing the heat-resistant spheroidal graphite iron.
  • the reason for addition of each component contained in the heat-resistant spheroidal graphite iron and the reason for limiting the range of the added content are as follows.
  • Silicon (Si) increases the amount of graphite crystallized out of carbon (C), and is effective in forming a known ferrite.
  • heat resistance and oxidation resistance may be improved as silicon (Si) content is increased in heat-resistant spheroidal graphite iron.
  • the silicon (Si) content is lower than about 4.3 wt%, the vacancy transformation temperature decreases, and when it is added in excess of about 4.8 wt%, castability and fluidity may decrease. have.
  • Manganese (Mn) is an indispensable element of heat-resistant spheroidal graphite iron because the sulfur (S) inevitably contained in the material of heat-resistant spheroidal graphite iron is immobilized in the form of MnS to suppress the effect of sulfur. In addition, it is possible to enhance the ferrite formation of the matrix by strengthening the solid solution, and to promote the formation of carbides and to promote the precipitation of the known pearlite. In heat-resistant spheroidal graphite cast iron of low oxygen (O) and low sulfur (S), even if the content of manganese (Mn) is large, the decrease in toughness may be small.
  • OF oxygen
  • S sulfur
  • Molybdenum (Mo), such as nickel (Ni) can improve the thermal crack resistance by strengthening the tensile strength and strength at high temperatures. In addition, it is possible to improve mechanical properties, in particular, strength at high temperatures, such as vanadium (V).
  • Molybdenum (Mo) when the content of molybdenum (Mo) is lower than about 0.8 wt%, it may not have a sufficient heat resistance improving effect.
  • the content of molybdenum (Mo) is excessively added in excess of about 1.0wt%, elongation is lowered and hardness is increased due to the increase of carbide and pearlite ratio, which may worsen machinability.
  • Chromium (Cr) can improve the thermal cracking resistance by improving oxidation resistance and strengthening of known ferrite. That is, for the purpose of high temperature use, it may be added to improve oxidation resistance and high temperature strength.
  • Cr chromium
  • Vanadium (V) can improve the strength from room temperature to a high temperature of about 850 ° C. Vanadium (V) precipitates high-melting fine vanadium carbide (VC) in ferrite, and can prevent deformation and movement due to stress generated at high temperatures, thereby greatly improving the high temperature strength. In particular, it is possible to improve the high temperature strength without reducing the ductility at the content of about 0.4-0.6wt% as defined above. However, when the vanadium (V) content exceeds about 0.6 wt%, coarse vanadium carbide may cause segregation between process cells when excessively added. Accordingly, the high temperature strength may not be improved, and on the contrary, the increase in hardness or weakening may be promoted.
  • Niobium (Nb) refines grains and improves mechanical properties such as tensile strength and impact strength.
  • carbides may be precipitated in heat-resistant spheroidal graphite iron, and precipitation strengthening may be achieved by niobium carbonitride precipitation.
  • the vacancy transformation of austenite and ferrite ( ⁇ / ⁇ ) can be suppressed.
  • Heat-resistant spheroidal graphite cast iron may further include vanadium (V), chromium (Cr) and niobium (Nb) as compared with cast iron according to the prior art.
  • Vanadium (V), chromium (Cr) and niobium (Nb) may precipitate carbides or carbonitrides to improve the heat resistance characteristics of the heat-resistant spheroidal graphite iron.
  • the second composition of the heat resistant nodular cast iron may include additional components for achieving improved heat resistance characteristics based on the first composition of the heat resistant nodular cast iron described above.
  • the additional component may be barium (Ba).
  • the second composition of the heat-resistant spheroidal graphite iron is about 3.2-3.3wt% of carbon (C), about 4.3-4.8wt% of silicon (Si), about 0.2-0.3wt% of manganese (Mn), and molybdenum (Mo) about 0.8-1.0wt%, vanadium (V) about 0.4-0.6wt%, chromium (Cr) about 0.2-0.4wt%, niobium (Nb) about 0.2-0.4wt%, barium (Ba) about 0.0045- It may include a balance of iron (Fe) to satisfy 0.0075wt% and 100%.
  • barium (Ba) is used as a component of cast iron, and the content ratio (Cr / Ba) of the chromium (Cr) and the barium (Ba) may have a range of about 26 to about 89.
  • the barium content was measured by ICP chemical analysis.
  • the reason for adding Ba (barium) contained in the heat-resistant spheroidal graphite iron and the reason for precisely limiting the range of the added content are as follows.
  • Ba (barium) delays the fading that occurs during the production of nodular cast iron, and crystallizes a high number of nodular graphite.
  • the content of Ba (barium) is less than about 0.0045 wt%, it is mainly consumed as an oxide, and the graphite forming ability is lowered to promote chilling.
  • the excess amount exceeds 0.0075wt%, the process cell number and the inoculation effect are similarly reduced and the fading prevention effect is reduced.
  • Ba (barium) can improve the thermal cracking resistance by improving oxidation resistance and strengthening of known ferrite. That is, for the purpose of high temperature use, it may be added to improve oxidation resistance and high temperature strength.
  • chromium (Cr) when the content of chromium (Cr) is lower than about 0.2 wt%, it may not have an effect of improving heat resistance and oxidation resistance.
  • the content ratio (Cr / Ba) of the chromium (Cr) and the barium (Ba) needs to be limited to about 26 to about 89.
  • Cr / Ba ratio is out of 26-89, high temperature strength is lowered, and workability and fluidity are reduced due to supersaturation of chromium carbide.
  • phosphorus (P) and sulfur (S) contained in the raw material of the heat-resistant spheroidal graphite iron may remain in the trace amount in the heat-resistant spheroidal graphite iron, even if not added separately.
  • magnesium (Mg) may be added by the Mg treatment process in the process of producing the heat-resistant spheroidal graphite iron.
  • Heat-resistant spheroidal graphite iron may further include barium (Ba) as well as vanadium (V), chromium (Cr) and niobium (Nb), which may form carbide.
  • barium (Ba) as well as vanadium (V), chromium (Cr) and niobium (Nb), which may form carbide.
  • V vanadium
  • Cr chromium
  • Nb niobium
  • by controlling the content ratio of chromium (Cr) and barium (Ba) it inhibits the production of chromium carbide that can cause brittleness at room temperature, promotes graphite nucleation, heat-resistant spheroidal graphite iron having stable physical properties and structure Can be provided.
  • FIG. 1 is a process flowchart illustrating a method of manufacturing heat-resistant nodular cast iron according to exemplary embodiments.
  • FIG. 2 is a process schematic diagram illustrating a method of manufacturing heat-resistant spheroidal graphite iron according to exemplary embodiments.
  • FIG. 1 is a process flowchart illustrating a method of manufacturing heat-resistant nodular cast iron according to exemplary embodiments.
  • FIG. 2 is a process schematic diagram illustrating a method of manufacturing heat-resistant spheroidal graphite iron according to exemplary embodiments.
  • the cast iron material is melted in the melting furnace 100 to prepare a first molten metal 110 (step S10).
  • the first molten metal 110 may include a cast iron component including carbon (C), silicon (Si), manganese (Mn), phosphorus (P), and sulfur (S).
  • the cast iron component may be manufactured in a weight ratio of about 3.2 -3.4 wt% of carbon (C), about 4.3 -4.8 wt% of silicon (Si), and 0.2 -0.3 wt% of manganese (Mn) to the total weight of the heat-resistant spheroidal graphite cast iron after manufacture.
  • the molten metal 110 may be contained, and sulfur (S) and phosphorus (P) may be inevitably included in the raw material of the first molten metal 110.
  • the first molten metal 110 may further include vanadium (V), chromium (Cr), and niobium (Nb) as additional components.
  • the additional component is about 0.4-0.6 wt% of vanadium (V), about 0.2-0.4 wt% of chromium (Cr), and about 0.2-0.4 of niobium (Nb) relative to the total weight of the heat-resistant spheroidal graphite cast iron after manufacture. It may be contained in the first melt 110 in a weight ratio of wt%.
  • the first molten metal 110 may include the cast iron component and the additional component in the weight ratio described above, and may include a residual amount of iron.
  • the cast iron components and the additional components may be manufactured together with the first molten metal 110.
  • the wontang may be manufactured using the cast iron component, and the first molten metal 110 may be manufactured by separately adding the additional component to the wontang.
  • the first molten metal 110 is tapped into the ladle 200 (step S20).
  • Mg treatment ie, spheroidization treatment
  • a first inoculation process may be performed by the first inoculating agent 210 simultaneously with the tapping.
  • the first inoculum 210 may include an iron-silicon (Fe-Si) based inoculum.
  • Fe-Si iron-silicon
  • a small amount of barium (Ba) may be added in the first inoculation process.
  • the content of the barium (Ba) may be about 0.0045-0.0075wt% of the total weight of the heat-resistant spheroidal graphite iron after manufacture.
  • the second molten metal 120 may be obtained by performing the first inoculation process on the first molten metal 110 in the ladle 200.
  • a component analysis using a thermal analyzer or a spectrometer component analyzer may be performed on the second molten metal 120 inside the ladle 200 to further add to the insufficient components. Accordingly, replenishment of the components lost in the tapping process can be performed.
  • the content of chromium (Cr) and barium (Ba) can be precisely controlled. That is, the content ratio (Cr / Ba) of chromium (Cr) and barium (Ba) of the second molten metal 120 may be about 26 to about 89.
  • the second molten metal 120 inside the ladle 200 is injected into the mold 300 (step S30).
  • a second inoculation process by the second inoculant 220 may be performed together with an injection process into the mold 300.
  • the mold 300 may include an injection part 310 and a mold body 320 into which the second molten metal 120 is injected.
  • the injection unit 310 and the mold body 320 may be integrally formed.
  • the second inoculation process may be performed using a pouring basin 315.
  • the injection parts 310 of the mold 300 may be provided with the melts 315 in which the second molten metal 120 remains temporarily, and the second inoculant 220 is disposed inside the melts 315. Can be.
  • an inoculant substantially the same as or similar to the first inoculant 210 may be used.
  • a Fe-Si based inoculant may be used as the second inoculant 220.
  • the second molten metal 120 may be converted into a cast iron melt by performing the second inoculation process through the second inoculator 220.
  • the mold 300 may be provided with an injection passage 330 for fluidly connecting the water flow 315 and the mold body 320 inside.
  • the cast iron melt may be introduced into the mold body 320 through the injection passage 330.
  • the final heat-resistant spheroidal graphite cast iron can be manufactured through a cooling process (step S40).
  • the heat resistant nodular cast iron can be used, for example, in engine exhaust system components such as exhaust manifolds.
  • magnesium (Mg) treatment was performed at the time of tapping, and at the same time, Fe-Si-based inoculum was added at the same time of tapping.
  • Fe-Si-based inoculum was added at the same time of tapping.
  • the heat-resistant spherical graphite cast iron according to the prior art was prepared according to the composition of Table 1.
  • vanadium (V), chromium (Cr) and niobium (Nb) were not added, they were prepared by a substantially similar method as compared with the heat-resistant spheroidal graphite iron according to the present invention.
  • the room temperature tensile strength and the high temperature tensile strength (700 ° C. and 800 ° C.) of the heat-resistant nodular cast iron according to the present invention and the heat-resistant nodular cast iron according to the prior art were measured.
  • the heat-resistant nodular cast iron material according to the present invention has improved room temperature and high temperature tensile strength compared with the heat-resistant nodular cast iron according to the prior art due to the appropriate alloy design technology.
  • the heat-resistant spheroidal graphite cast iron for exhaust system according to the present invention using the Dilatometer measurement results of the coefficient of thermal expansion and vacancy transformation temperature are shown in Table 3 below.
  • the main element for increasing the vacancy transformation temperature is silicon (Si), and other carbide elements such as chromium (Cr) and molybdenum (Mo) also contribute to raising the vacancy transformation temperature. That is, it was confirmed that the first composition of the heat-resistant spheroidal graphite iron according to the present invention had an improved vacancy transformation temperature and a low coefficient of thermal expansion compared to the prior art.
  • Table 4 shows the composition and high temperature tensile strength of the heat-resistant spheroidal graphite iron of Examples 1 to 7 and Comparative Examples 1 to 6 according to the present invention. That is, the heat-resistant spheroidal graphite iron of Examples and Comparative Examples according to the present invention is carbon (C), silicon (Si), manganese (Mn), phosphorus (P), sulfur (S), magnesium (Mg), molybdenum ( Mo), vanadium (V), chromium (Cr), niobium (Nb) and barium (Ba). However, the content ratio of chromium (Cr) and barium (Ba) was changed.
  • the content of chromium (Cr) is about 0.2-0.4 wt%, and the content ratio (Cr / Ba) of chromium (Cr) and barium (Ba) is about 26 to about Between 89.
  • Spheroidal graphite cast iron having the same composition as Comparative Examples 4 and 5 had a significantly lower high temperature tensile strength than the present invention.
  • 3 and 4 are images showing the microstructure of the heat-resistant spheroidal graphite iron in accordance with exemplary embodiments.
  • the heat-resistant nodular cast iron occupies an area of about 50% or more in the images, and has an area of about 40% or less in the ferrite tissue A and the images shown in white. And the pearlite tissue (B) indicated in black.
  • graphite (C) precipitated in the ferrite structure precipitated in the pearlite structure and graphite (C) having a spherical shape was observed.
  • the carbides were identified as chromium carbide, vanadium carbide and niobium carbide, and it was confirmed that the high temperature properties of the heat-resistant spheroidal graphite cast iron were improved by these carbides.
  • the content of chromium (Cr) is about 0.2-0.4wt%
  • the content ratio (Cr / Ba) of chromium (Cr) and barium (Ba) is between about 26 to about 89
  • the heat-resistant spheroidal graphite iron may have a high tensile strength of about 59 MPa or more at about 800 ° C.
  • the heat-resistant spheroidal graphite cast iron according to Comparative Examples 1 to 3 may have a high temperature tensile strength of less than about 49MPa at about 800 °C.
  • FIG. 6 illustrates an engine exhaust system including heat-resistant spheroidal graphite cast iron according to exemplary embodiments.
  • Components for the engine exhaust system include an exhaust manifold 410 individually connected to an exhaust port (not shown) of the combustion chamber for each cylinder of the engine, a front pipe 420 and a front pipe 420 coupled to the rear of the exhaust manifold 410.
  • the vibration absorber 430 may be installed at an outer circumference to absorb vibration caused by shock waves generated during exhaust.
  • the exhaust manifold 410 since the exhaust manifold 410 is in contact with the high temperature exhaust gas exhausted from the combustion chamber of the engine, it is necessary to have excellent heat resistance characteristics.
  • the exhaust manifold 410 may include heat-resistant spheroidal graphite cast iron according to the exemplary embodiment of the present invention described above.
  • Heat-resistant spheroidal graphite iron may further include barium (Ba) as well as vanadium (V), chromium (Cr) and niobium (Nb), which may form carbide.
  • barium (Ba) as well as vanadium (V), chromium (Cr) and niobium (Nb), which may form carbide.
  • V vanadium
  • Cr chromium
  • Nb niobium
  • the heat resistant nodular cast iron has an improved high temperature tensile strength, and thus can be used in an exhaust manifold of an engine exhaust system operated at a high temperature.
  • melting furnace 110 first molten metal
  • first inoculum 220 second inoculum
  • melt flow 320 mold body
  • injection furnace 410 exhaust manifold

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Abstract

내열 구상흑연주철은 전체 중량 대비 3.2-3.4 wt%의 탄소(C), 4.3-4.8 wt%의 실리콘(Si), 0.2-0.3 wt%의 망간(Mn), 0.8-1.0 wt%의 몰리브덴(Mo), 0.4-0.6 wt%의 바나듐(V), 0.2-0.4 wt%의 크롬(Cr), 0.2-0.4 wt%의 니오븀(Nb), 불가피한 불순물 및 잔량의 철(Fe)을 포함한다. 또한, 상기 내열 구상흑연주철은 전체 중량 대비 0.0045-0.0075wt%의 바륨(Ba)을 더 포함하고, 상기 크롬(Cr) 및 상기 바륨(Ba)의 함량비(Cr/Ba)가 26 내지 89의 범위일 수 있다. 상기 내열 구상흑연주철은 향상된 고온 인장강도를 가질 수 있다.

Description

내열 구상흑연주철, 이의 제조 방법 및 이를 포함하는 엔진 배기계
본 발명은 내열 구상흑연주철, 이의 제조 방법 및 이를 포함하는 엔진 배기계에 관한 것이다. 보다 상세하게는 특정한 조성을 가지며, 석출물을 제어하여, 종래보다 향상된 고온물성(예를 들어, 변태 온도 및 고온 인장강도)을 발휘하는 내열 구상흑연주철, 이의 제조 방법 및 이를 포함하는 엔진 배기계에 관한 것이다.
최근 연비 향상에 대한 요구가 증가하고 전세계적으로 환경규제가 강화됨에 따라 엔진의 고출력화가 이루어지고, 이로 인해 배기계부품의 연소온도가 필연적으로 상승하고 있다. 이처럼 내열부품의 지속적인 온도상승 요구에 대응하기 위해 기존 소재보다 내열특성이 우수한 내열소재 개발은 필수적이다.
현재에는 자동차 배기계 부품과 같이 고온에서 높은 특성을 필요로 하는 부품에 적용되어 사용되고 있는 소재는 실리콘(이하, Si)과 몰리브덴(이하, Mo)이 다량 첨가된 내열 구상흑연주철이다. 내열 구상흑연주철은 공석변태에 의한 큰 수축/팽창이 나타나기 때문에 공석변태 변태온도 상승을 위해 Si 함량을 증가시키고, 고온에서 탄화물을 석출시켜 높은 강도를 유지하기 위해 Mo과 같은 탄화물을 형성할 수 있는 성분을 첨가시킨다.
특히, 800℃에 이르는 배기계 연소온도에 견디기 위해서는 일반 Si-Mo 내열구상흑연 주철보다 높은 고온 물성과 변태온도, 낮은 열팽창을 갖는 내열특성이 요구된다.
Si-Mo계 내열 구상흑연주철을 바탕으로 하는 소재의 내열성을 향상시키는 연구가 많이 이루어져 왔다. 종래의 기술은 탄화물 생성 촉진원소 및 기타 합금원소를 투입하여 내열특성을 향상시키고자 하였으나, 합금원소 선정 및 첨가비율에 대한 합금설계 시 석출상 예측에 대한 정량적 검토가 부족하였다. 이로 인해, Si-Mo계 내열 구상흑연주철 소재의 특허 및 개발 수준은 700℃에서 약 80-90MPa의 고온 인장강도를 가지고, 800℃에서 약 45-58 MPa의 고온 인장강도를 가지는 것에 그쳤다. 종래의 기술에서는 고온 인장강도와 같은 고온 물성의 상승에 한계가 있었고, 기타 기지조직 불안정 등과 같은 문제로 양산 적용에는 어려움이 있었다. 고온 인장강도의 상승은 작동소재 안정성에 크게 영향을 미치므로, 고온 물성의 상승을 위해 다양하게 연구 중이다.
본 발명의 일 과제는 우수한 내열특성을 갖는 내열 구상흑연주철을 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 과제는 우수한 내열특성을 갖는 내열 구상흑연주철의 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 또 다른 과제는 우수한 내열특성을 갖는 내열 구상흑연주철을 포함하는 엔진 부품 및 배기계를 제공하는 것이다.
상술한 본 발명의 일 과제를 실현하기 위한 내열 구상흑연주철의 제조 방법에 있어서, 전체 중량 대비 약 3.2-3.4 wt%의 탄소(C), 약 4.3-4.8 wt%의 실리콘(Si), 약 0.2-0.3 wt%의 망간(Mn), 약 0.8-1.0 wt%의 몰리브덴(Mo), 약 0.4-0.6 wt%의 바나듐(V), 약 0.2-0.4 wt%의 크롬(Cr), 약 0.2-0.4 wt%의 니오븀(Nb), 불가피한 불순물 및 잔량의 철(F)을 포함하는 주철 용탕을 제조한다. 상기 주철 용탕을 레이들에 출탕한다. 상기 출탕된 주철 용탕을 준비된 주형에 주입한다.
예시적인 실시예들에 있어서, 상기 출탕된 주철 용탕을 준비된 주형에 주입하는 단계 전에, 상기 주철 용탕에 바륨(Ba)을 첨가할 수 있다. 이때, 상기 크롬(Cr) 및 상기 바륨(Ba)의 함량비(Cr/Ba)가 약 26 내지 89의 범위가 되도록 조절할 수 있다.
예시적인 실시예들에 있어서, 상기 바륨(Ba)의 첨가량은 전체 중량 대비 약 0.0045-0.0075wt%일 수 있다.
예시적인 실시예들에 있어서, 상기 주철 용탕을 제조하는 단계는 전체 중량 대비 약 3.2-3.4 wt%의 탄소(C), 약 4.3-4.4 wt%의 실리콘(Si), 약 0.2-0.3 wt%의 망간(Mn), 불가피한 불순물 및 잔량의 철을 포함하는 주철 원탕을 제조하는 단계 및 상기 주철 원탕에 약 0.8-1.0 wt%의 몰리브덴(Mo), 약 0.4-0.6 wt%의 바나듐(V), 약 0.2-0.4 wt%의 크롬(Cr) 및 약 0.2-0.4 wt%의 니오븀(Nb)을 첨가하는 단계를 포함할 수 있다.
예시적인 실시예들에 있어서, 상기 주철 용탕을 상기 레이들에 출탕하는 단계는 상기 주철 용탕에 제1 접종제를 첨가하는 단계를 포함할 수 있다. 상기 출탕된 주철 용탕을 준비된 주형에 주입하는 단계는 상기 주철 용탕에 제2 접종제를 첨가하는 단계를 포함할 수 있다.
예시적인 실시예들에 있어서, 상기 주철 용탕을 제조하는 단계는 예비 용탕을 제조하는 단계, 상기 예비 용탕의 성분을 열분석기 또는 스펙트로미터 성분측정기로 분석하는 단계 및 상기 예비 용탕에 부족한 성분을 추가적으로 첨가하는 단계를 포함할 수 있다.
상술한 본 발명의 다른 일 과제를 실현하기 위한 내열 구상흑연주철은 전체 중량 대비 약 3.2-3.4 wt%의 탄소(C), 약 4.3-4.8 wt%의 실리콘(Si), 약 0.2-0.3 wt%의 망간(Mn), 약 0.8-1.0 wt%의 몰리브덴(Mo), 약 0.4-0.6 wt%의 바나듐(V), 약 0.2-0.4 wt%의 크롬(Cr), 약 0.2-0.4 wt%의 니오븀(Nb), 불가피한 불순물 및 잔량의 철(Fe)을 포함한다.
예시적인 실시예들에 있어서, 상온 인장강도가 약 670MPa 이상이고, 고온 인장강도(High Temperature Tensile Strength)가 약 700℃에서 약 100 MPa이상이며, 약 800℃에서 약 60 MPa 이상일 수 있다.
또한, 구상흑연주철의 열팽창계수(coefficient of expansion)가 약 13.5㎛/mㆍ℃이하이고, 공석변태온도 (eutectoid transformation temperature)가 920 ℃ 내지 940 ℃ 일 때 엔진 배기계통 부품에 가장 바람직하다.
예시적인 실시예들에 있어서, 전체 중량 대비 약 0.0045-0.0075wt%의 바륨(Ba)을 더 포함하고, 상기 크롬(Cr) 및 상기 바륨(Ba)의 함량비(Cr/Ba)가 약 26 내지 89의 범위일 수 있다.
예시적인 실시예들에 있어서, 고온 인장강도가 약 800℃에서 약 59MPa 내지 70MPa일 수 있다.
예시적인 실시예들에 있어서, 상기 내열 구상흑연주철은 50% 이상의 페라이트화된 기지조직으로 구성될 수 있다.
상술한 본 발명의 또 다른 과제를 실현하기 위한 엔진 배기계는 앞서 언급한 내열 구상흑연주철로 구성된 배기 매니폴드를 포함한다.
전술한 바와 같이 본 발명의 예시적인 실시예들에 따르면, 내열 구상흑연주철은 탄화물을 형성할 수 있는 바나듐(V), 크롬(Cr) 및 니오븀(Nb)을 추가적으로 포함할 수 있다. 상기 추가적인 성분의 함량을 정밀하게 제어함으로써, 연성을 감소시키지 않고, 고온 인장강도와 같은 고온 물성을 개선할 수 있다. 또한, 상기 내열 구상흑연주철은 바나듐(V), 크롬(Cr) 및 니오븀(Nb)뿐만 아니라, 추가적으로 바륨(Ba)을 더 포함할 수 있다. 특히, 크롬(Cr)과 바륨(Ba)의 함량비를 조절하여, 상온에서 취성을 유발할 수 있는 크롬 탄화물의 생성을 억제하고, 흑연 핵생성을 촉진하여, 안정적인 물성 및 조직을 갖는 내열 구상흑연주철을 제공할 수 있다. 상기 내열 구상흑연주철은 향상된 고온 인장강도와 같은 고온 물성을 가지므로, 고온에서 작동되는 엔진 배기계의 배기 매니폴드에 사용될 수 있다.
도 1은 예시적인 실시예들에 따른 내열 구상흑연주철의 제조 방법을 설명하기 위한 공정 흐름도이다.
도 2는 예시적인 실시예들에 따른 내열 구상흑연주철의 제조 방법을 설명하기 위한 공정 모식도이다.
도 3 및 도 4는 예시적인 실시예들에 따른 내열 구상흑연주철의 미세 조직을 나타내는 광학 현미경 이미지들이다.
도 5는 예시적인 실시예들 및 비교 실시예들에 따른 내열 구상흑연주철의 800℃에서의 고온인장강도를 나타낸 것이다.
도 6은 예시적인 실시예들에 따른 내열 구상흑연주철을 포함하는 엔진 배기계를 나타낸 것이다.
본문에 개시되어 있는 본 발명의 실시예들에 대해서, 특정한 구조적 내지 기능적 설명들은 단지 본 발명의 실시예를 설명하기 위한 목적으로 예시된 것으로, 본 발명의 실시예들은 다양한 형태로 실시될 수 있으며 본문에 설명된 실시예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 아니 된다.
본 발명은 다양한 변경을 가할 수 있고 여러 가지 형태를 가질 수 있는바, 특정 실시예들을 도면에 예시하고 본문에 상세하게 설명하고자 한다. 그러나 이는 본 발명을 특정한 개시 형태에 대해 한정하려는 것이 아니며, 본 발명의 사상 및 기술 범위에 포함되는 모든 변경, 균등물 내지 대체물을 포함하는 것으로 이해되어야 한다.
본 발명에서는 일반적으로 사용되는 Si-Mo계열의 내열 구상흑연주철에 있어서, 바나듐(V), 크롬(Cr) 및 니오븀(Nb)을 추가하고, 이들의 함량을 미세하게 조절하여 우수한 고온 물성을 갖는 내열 구상흑연주철을 제공할 수 있다. 또한, 상기 내열 구상흑연주철에 바륨(Ba)을 추가적 첨가할 수 있으며, 이때 바륨과 크롬의 함량비를 조절함으로써 고온 인장 강도와 같은 고온 물성을 향상시킬 수 있다.
이하, 본 발명에 따른 내열 구상흑연주철의 화학 조성 및 이의 제조방법에 대해 설명한다.
내열 구상흑연주철의 제1 조성
예시적인 실시예들에 따르면, 내열 구상흑연주철의 제1 조성은 종래의 Si-Mo계 내열 구상흑연주철을 바탕으로, 향상된 내열특성을 달성하기 위한 추가적인 성분들을 포함할 수 있다.
예를 들어, 상기 종래의 Si-Mo계 내열 구상흑연주철은 철(Fe), 탄소(C), 실리콘(Si), 몰리브덴(Mo), 인(P) 및 황(S)을 포함할 수 있다. 이때, 높은 Si함량에 의한 흑연형상 불량을 방지하기 위해서, Si 함량은 제한될 수 있다.
한편, 추가적인 성분들은, 예를 들어, 바나듐(V), 크롬(Cr) 및 니오븀(Nb) 등을 포함할 수 있다. 이때, 바나듐(V), 크롬(Cr), 니오븀(Nb)의 함량은 내열특성 향상 효과 및 각 원소의 고용도 등을 고려하여 결정될 수 있다. 즉, 바나듐(V), 크롬(Cr), 니오븀(Nb)의 함량이 상기 내열 구상흑연주철의 내열특성을 결정하는 요소일 수 있다.
아래에서, 각 원소의 함량은, 상기 내열 구상흑연주철의 전체 중량을 기준으로 wt%로 표시한다.
예시적인 실시예들에 따르면, 상기 내열 구상흑연주철은 전체 중량 대비 탄소(C) 약 3.2-3.3wt%, 실리콘(Si) 약 4.3-4.8wt%, 망간(Mn) 약 0.2-0.3wt%, 몰리브덴(Mo) 약 0.8-1.0wt%, 바나듐(V) 약 0.4-0.6wt%, 크롬(Cr) 약 0.2-0.4wt%, 니오븀(Nb) 약 0.2-0.4wt% 및 100%를 만족시키는 잔량의 철(Fe)을 포함할 수 있다.
한편, 상기 내열 구상흑연주철의 원재료에 포함된 인(P) 및 황(S)은 별도로 첨가하지 않더라도, 상기 내열 구상흑연주철에 미량으로 남아있을 수 있다. 또한, 마그네슘(Mg)은 상기 내열 구상흑연주철을 제조하는 과정에서 Mg처리 공정(즉, 구상화 처리 공정)에 의해서 첨가될 수 있다.
이하, 본 발명에서 상기 내열 구상흑연주철에 함유된 각 성분의 첨가 이유 및 첨가된 함량의 범위를 한정하는 이유는 다음과 같다.
1) Si(실리콘) 4.3-4.8wt%
실리콘(Si)은 탄소(C)의 흑연 정출량을 증가시키고, 기지의 페라이트(ferrite)화에 효과가 있다. 또한, 내열 구상흑연주철에서 실리콘(Si)함량이 증가됨에 따라 내열성 및 내산화성을 향상될 수 있다. 본 발명에 따른 내열 구상흑연주철에서 실리콘(Si) 함량이 약 4.3wt% 미만으로 낮을 경우, 공석변태온도가 저하되며, 약 4.8wt%를 초과하여 과다 첨가될 경우 주조성 및 유동성이 감소할 수 있다.
2) Mn(망간) 0.2-0.3wt%
망간(Mn)는 내열 구상흑연주철의 재료에 불가피적으로 포함되는 황(S)을 MnS의 형태로 고정화하여, 황의 효과를 억제하므로, 내열 구상흑연주철의 필요 불가결한 원소이다. 또한, 고용 강화에 의해서 기지의 페라이트화를 강화할 수 있는 한편, 탄화물의 생성을 촉진하여, 기지의 펄라이트(pearlite) 석출을 촉진하는 작용을 가진다. 저산소(O) 및 저유황(S)의 내열 구상흑연주철에 있어서는, 망간(Mn) 함유량이 많아도 인성의 저하가 적을 수 있다. 본 발명에 따른 내열 구상흑연주철에서, 망간(Mn)이 약 0.3wt% 초과하여 과잉 첨가되면, 기지의 펄라이트 석출이 지나치게 촉진되어 취성이 증가되고 가공성이 저하될 수 있다.
3) Mo(몰리브덴) 0.8-1.0wt%
몰리브덴(Mo)는 니켈(Ni)과 같이 고온에서 인장강도 및 내력을 강화해 내열 균열성을 향상시킬 수 있다. 또한, 바나듐(V)과 같이 고온에서 기계적 성질, 특히, 내력을 향상시킬 수 있다. 본 발명에 따른 내열 구상흑연주철에서, 몰리브덴(Mo)의 함량이 약 0.8wt% 미만으로 낮은 경우, 충분한 내열성 향상 효과를 가질 수 없다. 반면에 몰리브덴(Mo)의 함량이 약 1.0wt% 초과하여 과잉 첨가될 경우, 탄화물 및 펄라이트 비율의 증가 등에 의해 신율 저하와 경도가 높아져 피삭성이 나빠질 수 있다.
4) Cr(크롬) 0.2-0.4wt%
크롬(Cr)은 내산화성의 향상 및 기지의 페라이트화 강화에 의한 내열 균열성을 향상시킬 수 있다. 즉, 고온 사용을 목적으로 하여, 내산화성 및 고온강도 향상을 위해 첨가될 수 있다. 다만, 본 발명에 따른 내열 구상흑연주철에서, 크롬(Cr)의 함량이 약 0.2wt% 미만으로 낮은 경우에는 내열성 및 내산화성 향상 효과를 가질 수 없다. 반면에, 본 발명에 따른 내열 구상흑연주철에서, 크롬(Cr)의 함량이 약 0.4wt% 초과하여, 과잉 첨가될 경우, 탄화물의 증가 등에 의해 경도가 높아져 피삭성이 나빠지고, 유동성도 저하될 수 있다.
5) V(바나듐) 0.4-0.6wt%
바나듐(V)은 실온으로부터 약 850℃정도의 고온까지 강도를 향상시킬 수 있다. 바나듐(V)은, 고융점의 미세한 바나듐 탄화물(VC)을 페라이트 내에 석출시켜, 고온에서 발생하는 응력에 의한 변형과 이동을 방지할 수 있으므로, 고온 강도를 크게 개선할 수 있다. 특히, 위에서 정해진 약 0.4-0.6wt%의 함유량에서 연성을 감소시키지 않고, 고온강도를 개선할 수 있다. 다만, 바나듐(V) 함유량이 약 0.6wt% 초과하여 과잉 첨가시 조대 바나듐 탄화물이 공정 셀간에 편석을 일으킬 수 있다. 이에 따라, 고온강도는 개선되지 않을 수 있으며, 반대로 경도상승이나 취약화를 촉진될 수 있다.
6) Nb(니오븀) 0.2-0.4wt%
니오븀(Nb)은 결정립을 미세화시키고, 인장강도, 충격강도 등의 기계적 성질을 향상시킨다. 특히 탄소나 질소와의 친화력이 커서 내열 구상흑연주철 중에서 탄화물을 석출시키고, 니오븀 탄질화물 석출에 의한 석출강화 효과를 가질 수 있다. 또한, 오스테나이트와 페라이트(γ/α)의 공석변태를 억제할 수 있다.
본 발명의 예시적인 실시예들에 따른 내열 구상흑연주철은 종래기술에 따른 주철과 비교하여, 바나듐(V), 크롬(Cr) 및 니오븀(Nb)을 추가적으로 포함할 수 있다. 바나듐(V), 크롬(Cr) 및 니오븀(Nb)은 탄화물 또는 탄질화물의 석출하여, 상기 내열 구상흑연주철의 내열특성을 향상시킬 수 있다.
내열 구상흑연주철의 제2 조성
예시적인 실시예들에 따르면, 내열 구상흑연주철의 제2 조성은 앞서 언급한 내열 구상흑연주철의 제1 조성을 바탕으로 하여, 향상된 내열특성을 달성하기 위한 추가적인 성분을 포함할 수 있다. 예를 들어, 상기 추가적인 성분은 바륨(Ba)일 수 있다.
이에 따라, 상기 내열 구상흑연주철의 제2 조성은 전체 중량 대비 탄소(C) 약 3.2-3.3wt%, 실리콘(Si) 약 4.3-4.8wt%, 망간(Mn) 약 0.2-0.3wt%, 몰리브덴(Mo) 약 0.8-1.0wt%, 바나듐(V) 약 0.4-0.6wt%, 크롬(Cr) 약 0.2-0.4wt%, 니오븀(Nb) 약 0.2-0.4wt%, 바륨(Ba) 약 0.0045-0.0075wt% 및 100%를 만족시키는 잔량의 철(Fe)을 포함할 수 있다. 이때, 주철의 성분으로 미량의 바륨(Ba)을 사용하되, 상기 크롬(Cr)과 상기 바륨(Ba)의 함량비(Cr/Ba)는 약 26 내지 약 89 사이의 범위를 가질 수 있다. 그리고, 바륨의 함량은 ICP 화학분석으로 측정하였다.
주철 내 크롬(Cr)과 바륨(Ba)의 함량을 특정 범위로 제어하면, 접종능이 최대가 되어, 구상흑연의 핵 생성 사이트 역할을 하여 칠(Chill)화를 억제하고 건전한 흑연의 생성 및 정출을 보조하여 고온강도와 우수한 가공성을 동시에 도모할 수 있음을 착안하였다.
이하, 본 발명에서 상기 내열 구상흑연주철에 함유된 Ba(바륨) 첨가 이유 및 첨가된 함량의 범위를 정밀하게 한정하는 이유는 다음과 같다.
1) Ba(바륨) 0.0045-0.0075wt%
Ba(바륨)은 구상흑연주철 제조 시 발생하는 페이딩을 지연하고, 높은 수의 구상흑연을 정출시킨다. 다만, Ba(바륨)의 함유량이 약 0.0045wt% 미만으로 낮을 경우 주로 산화물로 소비되고, 흑연 형성능이 저하되어 칠(Chill)화가 촉진된다. 0.0075wt% 초과하여 과잉 첨가 시 마찬가지로 공정셀 수와 접종효과가 저하되며 페이딩 방지효과가 감소한다.
Ba(바륨)은 내산화성의 향상 및 기지의 페라이트화 강화에 의한 내열 균열성을 향상시킬 수 있다. 즉, 고온 사용을 목적으로 하여, 내산화성 및 고온강도 향상을 위해 첨가될 수 있다. 다만, 본 발명에 따른 내열 구상흑연주철에서, 크롬(Cr)의 함량이 약 0.2wt% 미만으로 낮은 경우에는 내열성 및 내산화성 향상 효과를 가질 수 없다. 반면에, 본 발명에 따른 내열 구상흑연주철에서, 크롬(Cr)의 함량이 약 0.4wt%를 초과하여, 과잉 첨가될 경우, 탄화물의 증가 등에 의해 경도가 높아져 피삭성이 나빠지고, 유동성도 저하될 수 있다.
또한, 상기 크롬(Cr)과 상기 바륨(Ba)의 함량비(Cr/Ba)는 약 26 내지 약 89 사이로 한정할 필요가 있다. 상기 Cr/Ba의 비가 26-89를 벗어나면 고온강도가 저하되며, 크롬탄화물의 과포화로 인해 가공성 및 유동성이 저하된다. 한편, 상기 내열 구상흑연주철의 원재료에 포함된 인(P) 및 황(S)은 별도로 첨가하지 않더라도, 상기 내열 구상흑연주철에 미량으로 남아있을 수 있다. 또한, 마그네슘(Mg)은 상기 내열 구상흑연주철을 제조하는 과정에서 Mg 처리 공정에 의해서 첨가될 수 있다.
본 발명의 예시적인 실시예들에 따른 내열 구상흑연주철은 탄화물을 형성할 수 있는 바나듐(V), 크롬(Cr) 및 니오븀(Nb) 뿐만 아니라, 추가적으로 바륨(Ba)을 더 포함할 수 있다. 특히, 크롬(Cr)과 바륨(Ba)의 함량비를 조절하여, 상온에서 취성을 유발할 수 있는 크롬 탄화물의 생성을 억제하고, 흑연 핵생성을 촉진하여, 안정적인 물성 및 조직을 갖는 내열 구상흑연주철을 제공할 수 있다.
내열 구상흑연주철의 제조 방법
도 1은 예시적인 실시예들에 따른 내열 구상흑연주철의 제조 방법을 설명하기 위한 공정 흐름도이다. 도 2는 예시적인 실시예들에 따른 내열 구상흑연주철의 제조 방법을 설명하기 위한 공정 모식도이다.
도 1 및 도 2를 참조하면, 주철 재료를 용해로(100)에 용융시켜 제1 용탕 (110)을 제조한다(단계 S10).
예시적인 실시예들에 따르면, 제1 용탕(110)은 탄소(C), 실리콘(Si), 망간(Mn), 인(P) 및 황(S)을 포함하는 주철 성분을 포함할 수 있다. 상기 주철 성분은 제조 후 내열 구상흑연주철의 총 중량 대비 탄소(C) 약 3.2 -3.4 wt%, 실리콘(Si) 약 4.3 -4.8 wt%, 망간(Mn) 0.2 -0.3 wt%의 중량비로 제1 용탕(110)에 함유될 수 있으며, 제1 용탕(110)의 원재료 내에는 황(S) 및 인(P)이 불가피하게 포함될 수 있다.
예시적인 실시예들에 따르면, 제1 용탕(110)은 추가적인 성분으로서 바나듐(V), 크롬(Cr) 및 니오븀(Nb)을 더 포함할 수 있다. 일 실시예에 있어서, 상기 추가 성분은 제조 후 내열 구상흑연주철의 총 중량 대비 바나듐(V) 약 0.4-0.6wt%, 크롬(Cr) 약 0.2-0.4wt%, 니오븀(Nb) 약 0.2-0.4wt%의 중량비로 제1 용탕(110)에 함유될 수 있다.
제1 용탕(110)은 상술한 중량비로 상기 주철 성분 및 상기 추가 성분을 포함하며, 잔량의 철을 포함할 수 있다.
일 실시예에 따르면, 상기 주철 성분들 및 상기 추가 성분들이 함께 제1 용탕(110)으로 제조될 수 있다. 다른 일 실시예에 따르면, 상기 주철 성분으로 원탕이 제조될 수 있으며, 상기 원탕에 상기 추가 성분이 별도로 첨가되어 제1 용탕(110)이 제조될 수 있다.
일 실시예에 따르면, 예비 용탕을 제조하고 열분석기 또는 스펙트로미터 성분측정기를 통해 상기 예비 용탕의 성분 분석을 수행한 후, 부족한 성분이 있으면 추가로 주입함으로써 상술한 중량비를 만족하는 제1 용탕(110)을 수득할 수 있다.
이어서, 제1 용탕(110)을 레이들(ladle, 200) 내부로 출탕시킨다(단계 S20). 상기 출탕시 Mg 처리(즉, 구상화 처리)를 실시하고, 상기 출탕과 동시에 제1 접종제(210)에 의해 제1 접종 공정이 수행될 수 있다.
예시적인 실시예들에 따르면, 제1 접종제(210)는 철-실리콘(Fe-Si) 계열 접종제를 포함할 수 있다. 일 실시예에 있어서, 상기 제1 접종 공정에서 미량의 바륨(Ba)이 추가될 수 있다. 예를 들어, 상기 바륨(Ba)의 함량은 제조 후 내열 구상흑연주철의 총 중량 대비 약 0.0045-0.0075wt%일 수 있다.
레이들(200) 내부에서 제1 용탕(110)에 대해서 상기 제1 접종 공정을 수행함으로써, 제2 용탕(120)을 수득할 수 있다.
일 실시예에 있어서, 레이들(200) 내부의 제2 용탕(120)에 대해 열분석기 또는 스펙트로미터 성분측정기 등을 사용한 성분 분석을 수행하여 부족한 성분에 대해서는 더 추가할 수 있다. 이에 따라, 상기 출탕 과정에서 소실된 성분에 대한 보충이 수행될 수 있다. 특히, 크롬(Cr) 및 바륨(Ba) 함량이 정밀하게 조절될 수 있다. 즉, 제2 용탕(120)의 크롬(Cr)과 바륨(Ba)의 함량비(Cr/Ba)는 약 26 내지 약 89 사이일 수 있다.
이어서, 레이들(200) 내부의 제2 용탕(120)을 주형(mold, 300) 내부로 주입한다(단계 S30). 예시적인 실시예들에 따르면, 주형(300)으로의 주입 공정과 함께 제2 접종제(220)에 의한 제2 접종 공정이 수행될 수 있다.
주형(300)은 제2 용탕(120)이 주입되는 주입부(310) 및 주형 본체(320)를 포함할 수 있다. 주입부(310) 및 주형 본체(320)는 일체로 구성될 수 있다.
일 실시예에 있어서, 상기 제2 접종 공정은 탕류(pouring basin, 315)를 이용하여 수행될 수 있다. 이 경우, 주형(300)의 주입부(310)에는 제2 용탕(120)이 일시적으로 잔류하는 탕류(315)가 구비될 수 있으며, 탕류(315) 내부에는 제2 접종제(220)가 배치될 수 있다.
제2 접종제(220)로서 제1 접종제(210)와 실질적으로 동일하거나 유사한 접종제를 사용할 수 있다. 예를 들어, 제2 접종제(220)로서 Fe-Si 계열 접종제를 사용할 수 있다.
제2 접종제(220)를 통한 상기 제2 접종 공정이 수행됨으로써 제2 용탕(120)은 주철 용융액으로 변환될 수 있다.
일 실시예에 있어서, 주형(300)은 탕류(315)와 주형 본체(320) 내부를 유체 연결시키는 주입로(330)가 구비될 수 있다. 상기 주철 용융액은 주입로(330)를 통해 주형 본체(320) 내부로 유입될 수 있다.
이후, 일정 시간 동안 상기 주철 용융액을 주형 본체(330) 내부에서 주조한 후, 냉각 공정을 통해 최종 내열 구상흑연주철을 제조할 수 있다(S40 단계). 상기 내열 구상흑연주철은, 예를 들어 배기 매니폴드와 같은 엔진 배기계 부품에 이용될 수 있다.
실시예 및 비교예
먼저, 본 발명에 따른 내열 구상흑연주철을 제조하는 과정에서, 표 1의 조성에 따라, 탄소(C), 실리콘(Si), 망간(Mn), 황(S), 인(P)이 함유된 원탕을 준비하였다. 황(S), 인(P)의 경우 원재료에 포함된 불순물이다. 추가적으로, 주철 용탕에 몰리브덴(Mo) 약 0.8-1.0wt%, 바나듐(V) 약 0.4-0.6wt%, 크롬(Cr) 약 0.2-0.4wt% 및 니오븀(Nb) 약 0.2-0.4wt%를 첨가하였다. 출탕 전에 스펙트로미터 성분측정기를 이용하여 각 원소별 성분을 상기 표 1과 같은 조성으로 조절하였다.
이후, 출탕시 마그네슘(Mg) 처리를 실시하였고, 이때 출탕과 동시에 Fe-Si 계 접종제를 투입하였다. 레이들(ladle)에 출탕을 완료한 후 용탕의 온도를 측정하고, 준비된 주형에 용탕을 주입할 때 후접종을 추가로 실시하여 엔진 배기계용 내열 구상흑연주철 제품을 제조하였다.
한편, 종래 기술에 따른 내열 구상흑연주철도 표 1의 조성에 따라 준비되었다. 즉, 바나듐(V), 크롬(Cr) 및 니오븀(Nb)을 첨가하지 않았다는 점을 제외하면, 본 발명에 따른 내열 구상흑연주철과 비교하여, 실질적으로 유사한 방법으로 제조되었다.
표 1
Figure PCTKR2015001253-appb-T000001
이후, 본 발명에 따른 내열 구상흑연주철과 종래기술에 따른 내열 구상흑연주철의 상온 인장강도 및 고온 인장강도(700℃ 및 800℃)를 측정하였다. 표 2의 시험결과에서 보는 바와 같이 본 발명에 따른 내열 구상흑연주철재료는 적정한 합금설계 기술로 인해 종래기술에 따른 내열 구상흑연주철과 비교하여 향상된 상온 및 고온 인장강도를 가진다.
표 2
Figure PCTKR2015001253-appb-T000002
한편, 본 발명에 따른 배기계용 내열 구상흑연주철에 대해 Dilatometer를 이용하여 열팽창계수 및 공석변태온도를 측정한 결과는 다음의 표 3과 같다. 배기계 부품의 사용온도가 공석변태온도에 이를 경우 격자구조의 변경으로 인해 수축/팽창의 공석변태가 일어나므로 제품의 파손을 유도하므로 배기계 부품에서 공석변태 온도 상승을 위한 소재의 발명은 필수적이다. 공석변태 온도 상승을 위한 주요 원소는 실리콘(Si)이며, 그 외 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo)과 같은 탄화물원소도 공석변태 온도를 상승시키는데 일부 기여한다. 즉, 본 발명에 따른 내열 구상흑연주철의 제1 조성은 종래기술에 비해서 향상된 공석변태온도 및 낮은 열팽창계수를 가짐을 확인하였다.
표 3
Figure PCTKR2015001253-appb-T000003
표 4는 본 발명에 따른 실시예 1~7 및 비교예 1~6의 내열 구상흑연주철의 조성 및 고온 인장강도를 나타낸다. 즉, 본 발명에 따른 실시예들 및 비교예들의 내열 구상흑연주철은 탄소(C), 실리콘(Si), 망간(Mn), 인(P), 황(S), 마그네슘(Mg), 몰리브덴(Mo), 바나듐(V), 크롬(Cr), 니오븀(Nb) 및 바륨(Ba)을 포함한다. 다만, 크롬(Cr) 및 바륨(Ba)의 함량비를 변화시켰다. 즉, 본 발명에 따른 실시예 1~7에서, 크롬(Cr)의 함량은 약 0.2-0.4wt%이고, 크롬(Cr)과 바륨(Ba)의 함량비(Cr/Ba)는 약 26 내지 약 89 사이이다.
반면에, 비교예 1~3에서와 같이 Ba의 함량이 0.0045보다 작거나 0.0075wt%보다 큰 경우 구상흑연주철의 고온인장 값이 상당히 낮았다.
비교예 4 및 5와 같은 조성의 구상흑연주철은 고온인장 강도가 본 발명에 비하여 상당히 낮았다.
비교예 6는 실시예 1~5에 첨가되는 원소는 동일하나, 바나듐(V)의 함량이 0.4% 이하로 조성범위에서 벗어난 예이다.
비교예 7 및 8과 같이 크롬(Cr)의 함량이 각각 0.13% 및 0.72%로, 실험예의 조성범위에서 벗어난 예이다. 이때, 비교예 7 및 8의 구상흑연주철의 고온인장 강도가 본 발명 대비 상당히 낮았다.
비교예 9 내지 11과 같이 니오븀(Nb)의 함량이 각각 0.12%, 0.52% 및 0.78%로, 실험예의 조성범위에서 벗어난 예이다. 이때, 비교예 9 내지 11의 구상흑연주철의 고온인장 강도가 본 발명 대비 상당히 낮았다.
표 4
Figure PCTKR2015001253-appb-T000004
도 3 및 도 4는 예시적인 실시예들에 따른 내열 구상흑연주철의 미세 조직을 나타내는 이미지들이다.
도 3 및 도 4를 참조하면, 상기 내열 구상흑연주철은 상기 이미지들 내에서 약 50% 이상의 면적을 차지하고 있으며, 백색으로 표시된 페라이트 조직(A)과 상기 이미지들 내에서 약 40% 이하의 면적을 차지하고 있으며, 흑색으로 표시된 펄라이트 조직(B)을 포함한다. 또한, 도 3 및 도 4에서, 상기 페라이트 조직 내에 석출되며, 구상 형태를 갖는 흑연(C)과 상기 펄라이트 조직 내에 석출되며, 밝은 색으로 표시된 탄화물(D)이 관찰되었다. 상기 탄화물은 크롬 탄화물, 바나듐 탄화물 및 니오븀 탄화물로 확인되었으며, 이들 탄화물에 의해서, 상기 내열 구상흑연 주철의 고온 물성이 향상됨을 확인하였다.
도 5는 예시적인 실시예들 및 비교예들에 따른 내열 구상흑연주철의 800℃에서의 고온인장강도를 나타낸 것이다. 도 5 및 표 4를 참조하면, 크롬(Cr)의 함량은 약 0.2-0.4wt%이고, 크롬(Cr)과 바륨(Ba)의 함량비(Cr/Ba)는 약 26 내지 약 89 사이인 경우, 상기 내열 구상흑연주철은 약 800℃에서 약 59MPa 이상의 높은 고온인장강도를 가질 수 있다. 반면에, 비교예 1 내지 3에 따른 내열 구상흑연주철은 약 800℃에서 약 49MPa 이하의 고온인장강도를 가질 수 있다. 특히, 크롬(Cr)과 바륨(Ba)의 함량비(Cr/Ba)가 약 89를 초과하는 경우, 크롬 탄화물이 적정함량 이상으로 증가하여, 상온에서의 취성 및 가공성 저하 등의 문제가 발생하고, 접종능이 저하될 수 있다. 결과적으로, 상기 내열 구상흑연주철의 제2 조성의 크롬(Cr)과 바륨(Ba) 함량을 조절하여, 고온인장강도를 20% 이상 향상시킬 수 있다.
도 6은 예시적인 실시예들에 따른 내열 구상흑연주철을 포함하는 엔진 배기계를 나타낸 것이다.
엔진 배기계용 부품은 엔진의 각 기통별 연소실의 배기포트(도시되지 않음)에 개별적으로 연결된 배기 매니폴드(410), 배기 매니폴드(410)의 후미에 결합되는 프론트 파이프(420) 및 프론트 파이프(420) 외주에 설치되어 배기시 발생하는 충격파에 의한 진동을 흡수하는 진동 완충장치(430) 등을 포함할 수 있다.
특히, 배기 매니폴드(410)는 엔진의 연소실에서 배기되는 고온의 배기 가스와 접촉하므로, 우수한 내열 특성을 가질 필요가 있다. 예시적인 실시예들에 있어서, 배기 매니폴드(410)는 앞서 설명한 본 발명의 예시적인 실시예에 따른 내열 구상흑연주철을 포함할 수 있다.
본 발명의 예시적인 실시예들에 따른 내열 구상흑연주철은 탄화물을 형성할 수 있는 바나듐(V), 크롬(Cr) 및 니오븀(Nb) 뿐만 아니라, 추가적으로 바륨(Ba)을 더 포함할 수 있다. 특히, 크롬(Cr)과 바륨(Ba)의 함량비를 조절하여, 상온에서 취성을 유발할 수 있는 크롬 탄화물의 생성을 억제하고, 흑연 핵생성을 촉진하여, 안정적인 물성 및 조직을 갖는 내열 구상흑연주철을 제공할 수 있다. 상기 내열 구상흑연주철은 향상된 고온 인장강도를 가지므로, 고온에서 작동되는 엔진 배기계의 배기 매니폴드에 사용될 수 있다.
이상에서는 본 발명의 실시예들을 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.
* 부호의 설명
100: 용해로 110: 제1 용탕
120: 제2 용탕 200: 레이들
210: 제1 접종제 220: 제2 접종제
300: 주형 310: 주입부
315: 탕류 320: 주형 본체
330: 주입로 410: 배기 매니폴드
420: 프론트 파이프 430: 진동 완충장치

Claims (13)

  1. 전체 중량 대비 3.2-3.4 wt%의 탄소(C), 4.3-4.8 wt%의 실리콘(Si), 0.2-0.3 wt%의 망간(Mn), 0.8-1.0 wt%의 몰리브덴(Mo), 0.4-0.6 wt%의 바나듐(V), 0.2-0.4 wt%의 크롬(Cr), 0.2-0.4 wt%의 니오븀(Nb), 불가피한 불순물 및 잔량의 철(Fe)을 포함하는 엔진 부품용 내열 구상흑연주철.
  2. 제1항에 있어서, 상온 인장강도가 670MPa 이상이고, 고온 인장강도(High Temperature Tensile Strength)가 700℃에서 100 MPa이상이며, 800℃에서 60 MPa 이상인 것을 특징으로 하는 엔진 부품용 내열 구상흑연주철.
  3. 제1항에 있어서, 열팽창계수(coefficient of expansion)가 13.5㎛/mㆍ℃이하이고, 공석변태온도(eutectoid transformation temperature)가 920 내지 940 ℃인 것을 특징으로 하는 엔진 부품용 내열 구상흑연주철.
  4. 제1항에 있어서, 전체 중량 대비 0.0045-0.0075wt%의 바륨(Ba)을 더 포함하고, 상기 크롬(Cr) 및 상기 바륨(Ba)의 함량비(Cr/Ba)가 26 내지 89의 범위인 것을 특징으로 하는 엔진 부품용 내열 구상흑연주철.
  5. 제4항에 있어서, 고온 인장강도가 800℃에서 59MPa 내지 70MPa인 것을 특징으로 하는 엔진 부품용 내열 구상흑연주철.
  6. 제1항에 있어서, 50% 이상의 페라이트화된 기지조직으로 구성된 것을 특징으로 하는 내열 구상흑연주철.
  7. 제1항 또는 제4항의 내열 구상흑연주철로 구성된 엔진 배기계용 부품소재.
  8. 전체 중량 대비 3.2-3.4 wt%의 탄소(C), 4.3-4.8 wt%의 실리콘(Si), 0.2-0.3 wt%의 망간(Mn), 0.8-1.0 wt%의 몰리브덴(Mo), 0.4-0.6 wt%의 바나듐(V), 0.2-0.4 wt%의 크롬(Cr), 0.2-0.4 wt%의 니오븀(Nb), 불가피한 불순물 및 잔량의 철(F)을 포함하는 주철 용탕을 제조하는 단계;
    상기 주철 용탕을 레이들에 출탕하는 단계; 및
    상기 출탕된 주철 용탕을 준비된 주형에 주입하는 단계를 포함하는 내열 구상흑연주철의 제조 방법.
  9. 제8항에 있어서, 상기 출탕된 주철 용탕을 준비된 주형에 주입하는 단계 전에, 상기 주철 용탕에 바륨(Ba)을 첨가하되, 상기 크롬(Cr) 및 상기 바륨(Ba)의 함량비(Cr/Ba)가 26 내지 89의 범위가 되도록 조절하여 첨가하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 내열 구상흑연주철의 제조 방법.
  10. 제8항에 있어서, 상기 바륨(Ba)의 첨가량은 전체 중량 대비 0.0045-0.0075wt%인 것을 특징으로 하는 내열 구상흑연주철의 제조 방법.
  11. 제8항에 있어서, 상기 주철 용탕을 제조하는 단계는,
    전체 중량 대비 3.2-3.4 wt%의 탄소(C), 4.3-4.8 wt%의 실리콘(Si), 0.2-0.3 wt%의 망간(Mn), 불가피한 불순물 및 잔량의 철을 포함하는 주철 원탕을 제조하는 단계; 및
    상기 주철 원탕에 0.8-1.0 wt%의 몰리브덴(Mo), 0.4-0.6 wt%의 바나듐(V), 0.2-0.4 wt%의 크롬(Cr) 및 0.2-0.4 wt%의 니오븀(Nb)을 첨가하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 내열 구상흑연주철의 제조 방법.
  12. 제8항에 있어서,
    상기 주철 용탕을 상기 레이들에 출탕하는 단계는 상기 주철 용탕에 제1 접종제를 첨가하는 단계를 포함하고,
    상기 출탕된 주철 용탕을 상기 준비된 주형에 주입하는 단계는 상기 주철 용탕에 제2 접종제를 첨가하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 내열 구상흑연주철의 제조 방법.
  13. 제8항에 있어서, 상기 주철 용탕을 제조하는 단계는,
    예비 용탕을 제조하는 단계;
    상기 예비 용탕의 성분을 열분석기 또는 스펙트로미터 성분측정기로 분석하는 단계; 및
    상기 예비 용탕에 부족한 성분을 추가적으로 첨가하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 내열 구상흑연주철의 제조 방법.
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