(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
パーライト基地と、
前記パーライト基地内に析出された黒鉛組織およびステダイト型共晶組織と、を含み、
前記ステダイト型共晶組織は、ホウ素（Ｂ）およびバナジウム（Ｖ）から選択される一つ以上の元素、クロム（Ｃｒ）およびモリブデン（Ｍｏ）から選択される一つ以上の元素、および銅（Ｃｕ）を含む、合金鋳鉄であって、
前記合金鋳鉄は、全重量に対して、ホウ素（Ｂ）およびバナジウム（Ｖ）から選択される一つ以上の元素０．０２〜０．５重量％、クロム（Ｃｒ）およびモリブデン（Ｍｏ）から選択される一つ以上の元素０．１〜１．２重量％、銅（Ｃｕ）０．３〜１重量％、リン（Ｐ）０．０２〜０．０３重量％、炭素（Ｃ）３．２〜３．８重量％、珪素（Ｓｉ）１．８〜２．８重量％、マンガン（Ｍｎ）０．２〜１重量％、マグネシウム（Ｍｇ）０．００５〜０．０５重量％、硫黄（Ｓ）０．０５重量％以下、ニッケル（Ｎｉ）０〜０．７５重量％、スズ（Ｓｎ）０〜０．１重量％および残量の鉄（Ｆｅ）からなり、
前記合金鋳鉄は、表面硬化層が形成されたものであり、下記関係式１を満たすものである、合金鋳鉄。
［関係式１］
２≦ＨＳ／ＨＩ≦１０
（前記関係式１中、ＨＳは、合金鋳鉄の表面硬化層のマイクロビッカース硬さ（ＨＭＶ）であり、ＨＩは、合金鋳鉄の内部層のＢｒｉｎｅｌｌ硬さ（ＨＢ）である。）
【請求項２】
前記合金鋳鉄の断面積において、パーライト基地：黒鉛組織：ステダイト型共晶組織の断面積比は６５〜８５：１０〜３０：４〜７である（ただし、前記断面積比の合計は１００でなくともよい）、請求項１に記載の合金鋳鉄。
【請求項３】
前記ステダイト型共晶組織は、リン（Ｐ）、炭素（Ｃ）、珪素（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、マグネシウム（Ｍｇ）、硫黄（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）およびスズ（Ｓｎ）から選択されるいずれか一つまたは二つ以上をさらに含む、請求項１に記載の合金鋳鉄。
【請求項４】
前記ステダイト型共晶組織は、長軸方向の長さが５０〜１００μｍであり、幅が５〜３０μｍである、請求項１に記載の合金鋳鉄。
【請求項５】
前記黒鉛組織は、球状黒鉛組織および／または蟲状黒鉛組織を含む、請求項１に記載の合金鋳鉄。
【請求項６】
前記球状黒鉛組織は、平均粒径が０．０５〜０．１５μｍであり、前記蟲状黒鉛組織は、長軸方向の長さが５０〜１００μｍであり、幅が５〜３０μｍである、請求項５に記載の合金鋳鉄。
【請求項７】
前記表面硬化層の厚さは０．１〜２ｍｍである、請求項１に記載の合金鋳鉄。
【請求項８】
請求項１から７のいずれか１項に記載の合金鋳鉄を含む、ピストンリング。
【請求項９】
請求項８に記載のピストンリングを含む、エンジン。
【請求項１０】
ホウ素（Ｂ）およびバナジウム（Ｖ）から選択される一つ以上の元素、クロム（Ｃｒ）およびモリブデン（Ｍｏ）から選択される一つ以上の元素、銅（Ｃｕ）、鉄（Ｆｅ）および炭素（Ｃ）を含む溶湯を鋳型に注入するステップと、
前記鋳型に注入された溶湯を冷却させてパーライト基地内に黒鉛組織およびステダイト型共晶組織が析出された合金鋳鉄を製造するステップとを含む、合金鋳鉄の製造方法であって、
前記方法は、前記合金鋳鉄の表面を硬化させて表面硬化層を形成するステップをさらに含み、
前記合金鋳鉄は、全重量に対して、ホウ素（Ｂ）およびバナジウム（Ｖ）から選択される一つ以上の元素０．０２〜０．５重量％、クロム（Ｃｒ）およびモリブデン（Ｍｏ）から選択される一つ以上の元素０．１〜１．２重量％、銅（Ｃｕ）０．３〜１重量％、リン（Ｐ）０．０２〜０．０３重量％、炭素（Ｃ）３．２〜３．８重量％、珪素（Ｓｉ）１．８〜２．８重量％、マンガン（Ｍｎ）０．２〜１重量％、マグネシウム（Ｍｇ）０．００５〜０．０５重量％、硫黄（Ｓ）０．０５重量％以下、ニッケル（Ｎｉ）０〜０．７５重量％、スズ（Ｓｎ）０〜０．１重量％および残量の鉄（Ｆｅ）からなり、
前記合金鋳鉄は、表面硬化層が形成されたものであり、下記関係式１を満たすものである、方法。
［関係式１］
２≦ＨＳ／ＨＩ≦１０
（前記関係式１中、ＨＳは、合金鋳鉄の表面硬化層のマイクロビッカース硬さ（ＨＭＶ）であり、ＨＩは、合金鋳鉄の内部層のＢｒｉｎｅｌｌ硬さ（ＨＢ）である。）
【請求項１１】
上記合金鋳鉄の表面を硬化させて表面硬化層を形成するステップが、前記合金鋳鉄の表面をレーザ熱処理または高周波熱処理して表面硬化させることを含む、請求項１０に記載の合金鋳鉄の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐摩耗性が向上した合金鋳鉄およびこれを含むピストンリングに関し、詳細には、耐摩耗性を向上した合金鋳鉄およびピストンとシリンダ内壁との間の気密性を維持し、シリンダ壁の潤滑油を削ぎ落とすことで潤滑油が燃焼室に入らないようにするためにピストンの外周の溝に嵌合される前記合金鋳鉄を含有するピストンリングに関する。
【背景技術】
【０００２】
内燃機関のような動力発生装置のエンジンには、シリンダと、シリンダの内部で直線に往復運動をするピストンが設けられ、ピストンには、シリンダとの摩擦を最小化し、気密性を維持するためにピストンリングが装着される。
【０００３】
ピストンリングは、一般的に、シリンダの内部で往復するピストンの外周面に結合してシリンダライナの内壁に沿って往復するように設けられ、高温高圧に露出して相当な熱負荷と機械的負荷が加えられることから耐熱性と耐摩耗性に優れる必要がある。
【０００４】
しかし、従来技術によるピストンリングは、耐摩耗性が十分でなく、エンジンシリンダライナの内壁の摩擦によって摩耗するため、エンジンの燃焼ガスが下部のクランク室の内部に流入されることがあり、このように燃焼ガスが漏れると燃焼圧力は低下し、クランク室に流入される燃焼ガスによってエンジンの出力も低下する問題があった。
【０００５】
かかる問題を解決するために、ピストンリングの外周面にクロムメッキ層を形成して耐摩耗性を向上することで、ピストンリングが摩耗することを防止した（韓国登録特許第１０‐１２９２９７８号）。
【０００６】
しかし、クロムでメッキされたピストンリングもまた、クロムメッキ層はオイルの湿潤が困難でオイル膜を形成できないというデメリットがあり、２００Ｎ／ｍｍ２以上の高い高圧が加えられると、クロムメッキ層が摩耗して、エンジンの長期使用が難しいという欠点がある。
【０００７】
また、クロムでメッキされたピストンリングは、環境問題によってクロムメッキのための製造施設の設置と運営が徐々に規制されており、クロムメッキ工程を行うことが難しくなっている。
【０００８】
なお、ピストンリングの往復動作の際、クロムメッキ層とシリンダライナとの摩擦過程でクロム粉塵などの環境異物が生じることがあり、前記クロムメッキ層から剥離される微細クロム粒子が排気ガスを介して外部に排出されるため、環境汚染を起こすことがあり、エンジンオイルに微細クロム粒子が混ざる場合には廃エンジンオイルの処理も困難になり得るという問題がある。
【０００９】
そのため、２００Ｎ／ｍｍ２以上の高い高圧環境でも優れた耐摩耗性を有し、ピストンリングの表面にオイル膜の形成が容易で、ピストンリングの摩耗をさらに防止できるピストンリングの開発が必要となっている。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、耐摩耗性が向上した合金鋳鉄、およびこれを含むピストンリングを提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
前記目的を達成するための本発明の一様態は、パーライト基地と、前記パーライト基地内に析出された黒鉛組織およびステダイト型共晶組織と、を含み、前記ステダイト型共晶組織は、ホウ素（Ｂ）およびバナジウム（Ｖ）から選択される一つ以上の元素、クロム（Ｃｒ）およびモリブデン（Ｍｏ）から選択される一つ以上の元素、および銅（Ｃｕ）を含む、合金鋳鉄に関する。
【００１２】
前記一様態において、前記合金鋳鉄の断面積において、パーライト基地：黒鉛組織：ステダイト型共晶組織の断面積比は６５〜８５：１０〜３０：４〜７であってもよい。
【００１３】
前記一様態において、前記ステダイト型共晶組織は、リン（Ｐ）、炭素（Ｃ）、珪素（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、マグネシウム（Ｍｇ）、硫黄（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）およびスズ（Ｓｎ）から選択されるいずれか一つまたは二つ以上をさらに含むことができる。
【００１４】
前記一様態において、前記合金鋳鉄は、全重量に対して、ホウ素（Ｂ）およびバナジウム（Ｖ）から選択される一つ以上の元素０．０２〜０．１重量％、クロム（Ｃｒ）およびモリブデン（Ｍｏ）から選択される一つ以上の元素０．１〜１．２重量％、銅（Ｃｕ）０．３〜１重量％、リン（Ｐ）０．０２〜０．０３重量％、炭素（Ｃ）３．２〜３．８重量％、珪素（Ｓｉ）１．８〜２．８重量％、マンガン（Ｍｎ）０．２〜１重量％、マグネシウム（Ｍｇ）０．００５〜０．０５重量％、硫黄（Ｓ）０．０５重量％以下、ニッケル（Ｎｉ）０〜０．７５重量％、スズ（Ｓｎ）０〜０．１重量％および残量の鉄（Ｆｅ）を含むことができる。
【００１５】
前記一様態において、前記ステダイト型共晶組織は、長軸方向の長さが５０〜１００μｍであり、幅が５〜３０μｍであってもよい。
【００１６】
前記一様態において、前記黒鉛組織は、球状黒鉛組織および蟲状黒鉛組織から選択されるいずれか一つまたは二つ以上を含んでもよい。
【００１７】
前記一様態において、前記球状黒鉛組織は、平均粒径が０．０５〜０．１５μｍであり、前記蟲状黒鉛組織は、長軸方向の長さが５０〜１００μｍであり、幅が５〜３０μｍであってもよい。
【００１８】
前記一様態において、前記合金鋳鉄は、表面硬化層が形成されたものであってもよい。
【００１９】
前記一様態において、前記合金鋳鉄は、下記関係式１を満たすものであってもよい。
［関係式１］
２≦ＨＳ／ＨＩ≦１０
（前記関係式１中、ＨＳは、合金鋳鉄の表面硬化層のマイクロビッカース硬さ（ＨＭＶ）であり、ＨＩは、合金鋳鉄の内部層のＢｒｉｎｅｌｌ硬さ（ＨＢ）である。）
【００２０】
前記一様態において、前記表面硬化層の厚さは０．１〜２ｍｍであってもよい。
【００２１】
前記一様態において、前記表面硬化層は、レーザ熱処理または高周波熱処理により形成されることができる。
【００２２】
また、本発明の他の一様態は、前記合金鋳鉄を含むピストンリングに関するものである。
【００２３】
また、本発明のさらに他の一様態は、前記ピストンリングを含むエンジンに関するものである。
【００２４】
また、本発明のさらに他の一様態は、ホウ素（Ｂ）およびバナジウム（Ｖ）から選択される一つ以上の元素、クロム（Ｃｒ）およびモリブデン（Ｍｏ）から選択される一つ以上の元素、銅（Ｃｕ）、鉄（Ｆｅ）および炭素（Ｃ）を含む溶湯を鋳型に注入するステップと、前記鋳型に注入された溶湯を冷却させてパーライト基地内に黒鉛組織およびステダイト型共晶組織が析出された合金鋳鉄を製造するステップとを含む、合金鋳鉄の製造方法に関する。
【００２５】
前記一様態において、前記合金鋳鉄の製造方法は、前記合金鋳鉄の表面をレーザ熱処理または高周波熱処理して表面硬化させるステップをさらに含むことができる。
【発明の効果】
【００２６】
本発明に係る合金鋳鉄は、黒鉛組織およびステダイト型共晶組織がパーライト基地内に析出された構造を有することで、黒鉛組織から軟性特性を確保し、ステダイト型共晶組織から優れた強さを確保して、軟性に優れ、且つ耐摩耗性に優れた合金鋳鉄を製造することができる。
【００２７】
これにより、この合金鋳鉄を含むピストンリングの製造の際、軟性に優れ、且つ耐摩耗性に優れたピストンリングを製造することができ、ピストンリングの表面にクロムメッキ層をメッキする過程を省略できるだけでなく、クロムメッキ層とシリンダライナとの摩擦の際、クロム粉塵などの環境異物の発生を防止することができる。
【００２８】
なお、クロムメッキされたピストンリングの場合、２年〜３年内にピストンリングの摩耗によってエンジンの性能が低下する一方、本発明に係るピストンリングは、軟性および耐摩耗性に非常に優れており、５年以上性能の低下がなく、長期使用が可能であるという利点がある。
【図面の簡単な説明】
【００２９】
【図１】本発明の一例により製造されたピストンリングの断面の顕微鏡写真（１００倍率）である（黒色組織は黒鉛組織であり、白色で明るく発光する部分はステダイト型共晶組織であり、残りの部分はパーライト基地である）。
【図２】本発明の他の一例により製造されたピストンリングの断面の顕微鏡写真（２００倍率）である（黒色組織は黒鉛組織であり、白色で明るく発光する部分はステダイト型共晶組織であり、残りの部分はパーライト基地である）。
【発明を実施するための形態】
【００３０】
以下、添付の図面を参照して、本発明の耐摩耗性が向上した合金鋳鉄、およびこれを含むピストンリングについて詳細に説明する。以下に述べられる図面は、当業者に本発明の思想を十分に伝達するために例として提供されるものである。したがって、本発明は、以下に提示される図面に限定されず、他の形態に具体化されてもよく、以下に提示される図面は、本発明の思想を明確にするために誇張して図示され得る。また、明細書の全体において、同一の参照番号は同一の構成要素を示す。
【００３１】
ここで、使用される技術用語および科学用語において他の定義がなければ、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者が通常理解している意味を有し、下記の説明および添付の図面で本発明の要旨を不明瞭にし得る公知機能および構成に関する説明は省略する。
【００３２】
従来、ピストンリングの外周面にクロムメッキ層を形成して耐摩耗性を向上させることで、ピストンリングが摩耗することを防止しようとしたが、クロムメッキ層は、オイルの湿潤が難しくてオイル膜を形成できないというデメリットがあり、２００Ｎ／ｍｍ２以上の高い高圧が加えられると、クロムメッキ層が摩耗してエンジンの長期使用が難しいという欠点があった。
【００３３】
また、ピストンリングの往復動作の際、クロムメッキ層とシリンダライナとの摩擦過程でクロム粉塵などの環境異物が発生することがあり、前記クロムメッキ層から剥離される微細クロム粒子が排気ガスを介して外部に排出されることから環境汚染を起こすことがあり、エンジンオイルに微細クロム粒子が混ざる場合には廃エンジンオイルの処理も困難になり得るという問題があった。
【００３４】
したがって、本発明者らは、２００Ｎ／ｍｍ２以上の高い高圧環境でも優れた耐摩耗性を有し、ピストンリングの表面へのオイル膜の形成が容易で、ピストンリングの摩耗をさらに防止できるピストンリングおよび合金鋳鉄について提示しようとする。
【００３５】
詳細には、本発明の一例による合金鋳鉄は、パーライト基地（ｐｅａｒｌｉｔｅ  ｍａｔｒｉｘ）と、前記パーライト基地内に析出された黒鉛組織およびステダイト型（ｓｔｅａｄｉｔｅ‐ｔｙｐｅ）共晶組織と、を含み、前記ステダイト型共晶組織は、ホウ素（Ｂ）およびバナジウム（Ｖ）から選択される一つ以上の元素、クロム（Ｃｒ）およびモリブデン（Ｍｏ）から選択される一つ以上の元素、および銅（Ｃｕ）を含むものであってもよい。
【００３６】
このように黒鉛組織およびステダイト型共晶組織がパーライト基地内に析出された構造を有することで、黒鉛組織から軟性特性を確保し、ステダイト型共晶組織から優れた強さを確保して、軟性に優れ、且つ耐摩耗性に優れた合金鋳鉄を製造することができる。これにより、この合金鋳鉄を含むピストンリングの製造の際、軟性に優れ、且つ耐摩耗性に優れたピストンリングを製造することができ、ピストンリングの表面にクロムメッキ層をメッキする過程を省略するだけでなく、クロムメッキ層とシリンダライナとの摩擦の際にクロム粉塵などの環境異物発生を防止することができる。なお、クロムメッキされたピストンリングの場合、２年〜３年内にピストンリングの摩耗によってエンジンの性能が低下する一方、本発明に係るピストンリングは、軟性および耐摩耗性に非常に優れ、５年以上性能の低下なく長期使用が可能であるという利点がある。
【００３７】
詳細には、パーライト基地内の前記ステダイト型共晶組織を析出させることで、合金鋳鉄およびこれを含むピストンリングの耐摩耗性を大幅に向上させることができる。より具体的には、合金鋳鉄およびピストンリングに非常に優れた耐摩耗性を付与する実質的な要素はステダイト型共晶組織であり、パーライト基地のマイクロビッカース硬さ（ＨＭＶ）が約２００であり、ピストンリングの表面にコーティングされる標準クロムメッキ層のマイクロビッカース硬さ（ＨＭＶ）が約８５０である一方、ステダイト型共晶組織は、マイクロビッカース硬さ（ＨＭＶ）が９００以上、好ましくは１０００〜１４００、より好ましくは１２００〜１４００の非常に高い硬さを有することから非常に優れた耐摩耗性を確保することができる。すなわち、本発明に係る合金鋳鉄は、硬さが弱いパーライトを基地としているが、硬さが非常に優れたステダイト型共晶組織がパーライト基地の合間に形成されているため、ピストンリングの往復動作によるシリンダライナ内壁との摩擦過程でステダイト型共晶組織が摩耗されず、絶えることで合金鋳鉄およびピストンリングの全般的な摩耗を防止することができる。ここで、マイクロビッカース硬さ（ＨＭＶ）は、標準試験法であるＡＳＴＭ  Ｅ３８４‐１６に準じて測定されたものを基準とする。
【００３８】
また、前記ステダイト型共晶組織の大きさおよび形状は、鋳造条件に応じて異なり得、非限定的な一具体例として、ステダイト型共晶組織は、長軸方向の長さが５０〜１００μｍであり、幅が５〜３０μｍであってもよく、より好ましくは、長軸方向の長さが７０〜９０μｍであり、厚さが１５〜２０μｍであってもよいが、必ずしもこれに制限されるものではない。
【００３９】
なお、パーライト基地内の前記黒鉛組織を析出させることで軟性またはオイル吸収力などを合金鋳鉄およびピストンリングに付与することができる。より具体的には、前記黒鉛組織は、球状黒鉛組織および蟲状黒鉛組織から選択されるいずれか一つまたは二つ以上を含んでもよく、球状黒鉛組織は、合金鋳鉄およびピストンリングに十分な軟性を付与して、レーザ熱処理によるクラック（ｃｒａｃｋ）を防止することができ、その表面が均一に熱処理されるようにすることができる。また、長期間使用してもピストンリングの形状が変形されるか折れるなどの破損を防止することができる。蟲状黒鉛組織において、蟲状とは虫の形状を意味しており、蟲状黒鉛組織は、シリンダライナとピストンリングとの間に塗布される潤滑油を湿潤する能力に優れ、ピストンリングの表面にオイル膜が容易に形成されることができ、これにより、ピストンリングだけでなくシリンダライナの摩耗も防止できるという利点がある。また、オイル膜がエンジンのブローバイ（ｂｌｏｗ‐ｂｙ）現象（爆発ガスが漏れてクランク室に流入される現象）を防ぐことになり、エンジンの効率を改善することができる。
【００４０】
ここで、前記黒鉛組織の大きさおよび形状は、鋳造条件に応じて異なり得、非限定的な一具体例として、球状黒鉛組織は平均粒径が０．０５〜０．１５μｍ、より好ましくは０．０６〜０．１２μｍであり、前記蟲状黒鉛組織は、長軸方向の長さが５０〜１００μｍであり、幅が５〜３０μｍ、より好ましくは長軸方向の長さが７０〜９０μｍであり、厚さが１５〜２０μｍであってもよいが、必ずしもこれに制限されるものではない。
【００４１】
一方、合金鋳鉄の優れた耐摩耗性を確保するために、パーライト基地、黒鉛組織およびステダイト型共晶組織の断面積比を適切に調節することが好ましい。具体例として、合金鋳鉄の断面積において、パーライト基地：黒鉛組織：ステダイト型共晶組織の断面積比は、６５〜８５：１０〜３０：４〜７であってもよく、より好ましくは７０〜８０：１５〜２５：５〜６であってもよい。一方、ステダイト型共晶組織の断面積比が４未満の場合、耐摩耗性が低下することがあり、断面積比が７を超える場合、伸び率および弾性力が低下して、前記合金鋳鉄をピストンリングに応用する際にピストンリングとしての機能をまともに発揮できないという問題が生じ得る。すなわち、前記範囲を満たすことで優れた軟性特性および耐摩耗性を確保することができ、性能が優れたピストンリングを製造することができる。ここで、断面積比は、合金鋳鉄の断面を顕微鏡で撮影した写真上の当該組織が占める割合を意味し得る。
【００４２】
なお、高い硬さを有するステダイト型共晶組織および黒鉛組織をパーライト基地内に析出させるためには、鋳造の際に添加される金属の種類および含有量を適切に調節することが好ましい。ステダイト型共晶組織を析出するためには、上述のホウ素（Ｂ）およびバナジウム（Ｖ）から選択される一つ以上の元素、クロム（Ｃｒ）およびモリブデン（Ｍｏ）から選択される一つ以上の元素、および銅（Ｃｕ）を必ず含んでいる必要がある。前記金属が添加されていない場合、ステダイト型共晶組織が形成されないこともある。
【００４３】
その他にも本発明の目的を損なわない範囲内で、向上させようとする物性の確保のために、ステダイト型共晶組織は、リン（Ｐ）、炭素（Ｃ）、珪素（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、マグネシウム（Ｍｇ）、硫黄（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）およびスズ（Ｓｎ）などから選択されるいずれか一つまたは二つ以上をさらに含んでもよい。
【００４４】
好ましい一具体例として、本発明の一例による合金鋳鉄は、全重量に対して、ホウ素（Ｂ）およびバナジウム（Ｖ）から選択される一つ以上の元素０．０２〜０．５重量％、クロム（Ｃｒ）およびモリブデン（Ｍｏ）から選択される一つ以上の元素０．１〜１．２重量％、銅（Ｃｕ）０．３〜１重量％、リン（Ｐ）０．０２〜０．０３重量％、炭素（Ｃ）３．２〜３．８重量％、珪素（Ｓｉ）１．８〜２．８重量％、マンガン（Ｍｎ）０．２〜１重量％、マグネシウム（Ｍｇ）０．００５〜０．０５重量％、硫黄（Ｓ）０．０５重量％以下、ニッケル（Ｎｉ）０〜０．７５重量％、スズ（Ｓｎ）０〜０．１重量％および残量の鉄（Ｆｅ）を含むものであってもよい。かかる範囲で黒鉛組織およびステダイト型共晶組織が容易に析出されることができ、軟性特性および非常に優れた硬さを確保することができる。
【００４５】
より好ましくは、析出しようとする黒鉛組織の形状などに応じて各成分の組成およびその含有量を異ならせて調節することができる。具体的な一例として、球状黒鉛組織を含む合金鋳鉄は、全重量に対して、ホウ素（Ｂ）およびバナジウム（Ｖ）から選択される一つ以上の元素０．０２５〜０．３５重量％、クロム（Ｃｒ）およびモリブデン（Ｍｏ）から選択される一つ以上の元素０．１５〜１重量％、銅（Ｃｕ）０．３〜０．４重量％、リン（Ｐ）０．０２〜０．０３重量％、炭素（Ｃ）３．２〜３．６重量％、珪素（Ｓｉ）２．２〜２．８重量％、マンガン（Ｍｎ）０．５〜０．８重量％、マグネシウム（Ｍｇ）０．０１〜０．０３重量％、硫黄（Ｓ）０．０１重量％以下、ニッケル（Ｎｉ）０．３〜０．７５重量％および残量の鉄（Ｆｅ）を含むものであってもよい。ここで、ホウ素（Ｂ）とバナジウム（Ｖ）は、それぞれホウ素０．０２５〜０．０４５重量％、バナジウム（Ｖ）０．１２〜０．３重量％となるように、いずれか一つの元素が添加されるか、または二つの元素が前記０．０２５〜０．３５重量％を満たす範囲でともに添加され得る。クロム（Ｃｒ）とモリブデン（Ｍｏ）は、クロム（Ｃｒ）０．１５〜０．４重量％、モリブデン（Ｍｏ）０．２５〜０．５重量％になるように、いずれか一つの元素が添加されるか、または二つの元素が前記０．１５〜１重量％を満たす範囲でともに添加され得る。かかる範囲で黒鉛組織が球状に容易に析出されて軟性特性が付与された合金鋳鉄を確保することができる。
【００４６】
もしくは、蟲状黒鉛組織を含む合金鋳鉄は、全重量に対して、ホウ素（Ｂ）およびバナジウム（Ｖ）から選択される一つ以上の元素０．０２５〜０．３５重量％、クロム（Ｃｒ）０．１５〜０．４重量％、銅（Ｃｕ）０．７〜０．８重量％、リン（Ｐ）０．０２〜０．０３重量％、炭素（Ｃ）３．４〜３．８重量％、珪素（Ｓｉ）２〜２．６重量％、マンガン（Ｍｎ）０．２〜１重量％、マグネシウム（Ｍｇ）０．００８〜０．０２重量％、硫黄（Ｓ）０．０１重量％以下、スズ（Ｓｎ）０．０５〜０．１重量％および残量の鉄（Ｆｅ）を含むものであってもよい。ここで、ホウ素（Ｂ）とバナジウム（Ｖ）は、それぞれホウ素０．０２５〜０．０４５重量％、バナジウム（Ｖ）０．１２〜０．３重量％となるように、いずれか一つの元素が添加されるか、または二つの元素が前記０．０２５〜０．３５重量％を満たす範囲でともに添加され得る。かかる範囲で黒鉛組織が蟲状に容易に析出されて、オイル吸収力を有する合金鋳鉄を確保することができる。
【００４７】
一方、本発明の一例による合金鋳鉄は、後述する合金鋳鉄の製造方法において説明するように、表面硬化層が形成されたものであってもよい。ここで、表面硬化とは、冷却工程の直後に製造された合金鋳鉄の表面に特殊の処理を施した際、表面のパーライト基地の一部のフェライト組織がセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）組織に変換され、パーライト基地内のセメンタイト組織の含有量が、冷却工程の直後に製造された合金鋳鉄のパーライト基地内セメンタイト組織の含有量よりも多くなり、硬さが増加することを意味する。すなわち、特殊処理された合金鋳鉄は、硬化されていない内部層より高い硬さを有してもよく、非限定的な一具体例として、合金鋳鉄は、下記関係式１を満たすものであってもよい。
【００４８】
［関係式１］
２≦ＨＳ／ＨＩ≦１０
（前記関係式１中、ＨＳは合金鋳鉄の表面硬化層のマイクロビッカース硬さ（ＨＭＶ）であり、ＨＩは合金鋳鉄の内部層のＢｒｉｎｅｌｌ硬さ（ＨＢ）である。）
【００４９】
なお、前記表面硬化層は、表面硬化された合金鋳鉄の表面層を意味するものであり、前記表面硬化層の厚さは、必ずしもこれに制限されるものではないが、０．１〜２ｍｍ、好ましくは０．４〜１ｍｍであってもよく、かかる範囲で、合金鋳鉄に非常に優れた硬さを確保することができる。また、前記内部層は、表面硬化層以外の合金鋳鉄の残り部分を意味し得る。
【００５０】
表面硬化層の形成方法は、当業界において通常使用される方法であれば特に限定されず、使用可能であるが、好ましくは、レーザ熱処理または高周波熱処理により表面硬化層を形成することができる。特に好ましくは、レーザ熱処理により表面硬化層を形成することができ、レーザ熱処理の際、１〜５ｋＷの出力で、１．５〜１５分間レーザを照射することができる。ここで、使用されるレーザは、熱処理のために通常使用されるものであれば特に限定されず使用可能であり、例えば、ＣＯ２レーザ、Ｎｄ：ＹＡＧレーザ、ダイオードレーザまたはエキシマレーザなどであってもよいが、これに限定されるものではない。
【００５１】
かかる合金鋳鉄は、６００〜６２０Ｎ／ｍｍ２の引張強さ、４５０〜４８０Ｎ／ｍｍ２の降伏強さ、１．５〜３％の伸び率および９００〜１４００のマイクロビッカース硬さ（ＨＭＶ）を有してもよく、マイクロビッカース硬さ（ＨＭＶ）は、好ましくは１０００〜１４００、より好ましくは１２００〜１４００であってもよいが、必ずしもこれに限定されるものではない。
【００５２】
なお、本発明に係る合金鋳鉄は、クロムメッキ層を表面に実質的に含んでいなくてもよい。しかし、本発明の技術思想を損なわない範囲内でクロムメッキ層によるさらなる効果を付与するために、クロムメッキ層を導入することまで排除するものではない。
【００５３】
また、本発明の他の一様態は、上述の合金鋳鉄を含むピストンリングに関するものであってもよく、すなわち、パーライト基地と、前記パーライト基地内に析出された黒鉛組織およびステダイト型共晶組織と、を含み、前記ステダイト型共晶組織は、ホウ素（Ｂ）およびバナジウム（Ｖ）から選択される一つ以上の元素、クロム（Ｃｒ）およびモリブデン（Ｍｏ）から選択される一つ以上の元素、および銅（Ｃｕ）を含むピストンリングに関するものであってもよい。
【００５４】
これに関する具体的な内容は、合金鋳鉄について説明した内容と同様であり、重複説明は省略する。
【００５５】
また、本発明のさらに他の一様態は、上述のピストンリングを含むエンジンに関するものであってもよい。
【００５６】
詳細には、本発明の一例によるエンジンは、エンジンシリンダ、ピストンおよびピストンリングなどを含むものであってもよく、より詳細には、エンジンシリンダ内で上下に往復運動するピストンと、前記ピストンの周縁部に設けられた複数のピストンリングとを含むものであってもよい。
【００５７】
より詳細には、エンジンシリンダ内で上下に往復運動するピストンと、前記ピストンの周縁部に設けられた複数のピストンリングとを含み、前記ピストンリングは、パーライト基地と、前記パーライト基地内に析出された黒鉛組織およびステダイト型共晶組織と、を含み、前記ステダイト型共晶組織は、ホウ素（Ｂ）およびバナジウム（Ｖ）から選択される一つ以上の元素、クロム（Ｃｒ）およびモリブデン（Ｍｏ）から選択される一つ以上の元素、および銅（Ｃｕ）を含むものであってもよい。
【００５８】
また、本発明のさらに他の一様態は、合金鋳鉄の製造方法に関し、本発明の一例による合金鋳鉄の製造方法は、ホウ素（Ｂ）およびバナジウム（Ｖ）から選択される一つ以上の元素、クロム（Ｃｒ）およびモリブデン（Ｍｏ）から選択される一つ以上の元素、銅（Ｃｕ）、鉄（Ｆｅ）および炭素（Ｃ）を含む溶湯を鋳型に注入するステップと、前記鋳型に注入された溶湯を冷却させてパーライト基地内に黒鉛組織およびステダイト型共晶組織が析出された合金鋳鉄を製造するステップとを含んでもよい。
【００５９】
先ず、溶湯の製造は、当業界において通常使用される方法であれば特に限定されず使用可能であり、具体例として、鋳物の原料となる原材料をキュポラまたは電気炉に入れた後、熱を加えて原材料を溶融させて溶湯を製造することができる。ここで、溶融温度は、添加される金属の種類および含有量に応じて異なり得、原材料がいずれも溶融される温度以上に熱を加えることが好ましい。
【００６０】
以降、原材料が溶融された溶湯を鋳型に注入してもよく、鋳型に注入する方法は、通常の鋳造過程で使用される方法であれば特に限定されず使用可能であり、ここで、鋳型は、好ましくはピストンリングの形状またはリング状の断面を有するパイプ状などの形状を有するものであってもよい。
【００６１】
次に、鋳型に注入された溶湯を冷却させてパーライト基地内の黒鉛組織およびステダイト型共晶組織が析出された合金鋳鉄を製造することができる。ここで、冷却は、徐々に行われることが好ましく、冷却速度が速すぎる場合、ステダイト型共晶組織の析出が難しくなり得る。
【００６２】
なお、本発明の一例による合金鋳鉄の製造方法は、冷却が完了すると、合金鋳鉄の表面をレーザ熱処理または高周波熱処理して表面硬化させるステップをさらに含んでもよい。既存のピストンリングに応用される鋳鉄の場合、ピストンリングの厚さが約６ｍｍと薄すぎて、レーザ熱処理または高周波熱処理を行う際、クラックの発生によって表面硬化が非常に困難であったが、本発明に係る合金鋳鉄は、ステダイト型共晶組織によって硬さが増加し、黒鉛組織、好ましくは球状黒鉛組織によって軟性が付与されて、クラックの発生を防止することができ、これにより、レーザ熱処理または高周波熱処理によりピストンリングの表面硬化が可能であるという利点がある。
【００６３】
かかる表面硬化過程により合金鋳鉄の表面に表面硬化層が形成され得る。ここで、表面硬化とは、冷却工程の直後に製造された合金鋳鉄の表面にレーザ熱処理または高周波熱処理のような表面熱処理を施す際、表面のパーライト基地の一部のフェライト組織がセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）組織に変換され、パーライト基地内のセメンタイト組織の含有量が冷却工程の直後に製造された合金鋳鉄のパーライト基地内のセメンタイト組織の含有量より多くなり硬さが増加することを意味する。すなわち、表面熱処理によって硬化された合金鋳鉄の表面は、硬化されていない内部層より高い硬さを有してもよく、非限定的な一具体例として、合金鋳鉄は下記関係式１を満たすものであってもよい。
【００６４】
［関係式１］
２≦ＨＳ／ＨＩ≦１０
（前記関係式１中、ＨＳは合金鋳鉄の表面硬化層のマイクロビッカース硬さ（ＨＭＶ）であり、ＨＩは合金鋳鉄の内部層のＢｒｉｎｅｌｌ硬さ（ＨＢ）である。）
【００６５】
なお、前記表面硬化層は、表面硬化された合金鋳鉄の表面層を意味し、前記表面硬化層の厚さは必ずしもこれに制限されるものではないが、０．１〜２ｍｍ、好ましくは０．４〜１ｍｍであってもよく、かかる範囲で合金鋳鉄に非常に優れた硬さを確保することができる。また、前記内部層は、表面硬化層以外の合金鋳鉄の残り部分を意味するものであってもよい。
【００６６】
好ましくは、レーザ熱処理により表面硬化層を形成することができ、レーザ熱処理の際、１〜５ｋＷの出力で、１．５〜１５分間レーザを照射することができる。ここで、使用されるレーザは、熱処理のために通常使用されるものであれば特に限定されず使用可能であり、例えば、ＣＯ２レーザ、Ｎｄ：ＹＡＧレーザまたはエキシマレーザなどであってもよいが、これに限定されるものではない。
【００６７】
以下、実施例により本発明に係る耐摩耗性が向上した合金鋳鉄、およびこれを含むピストンリングについてより詳細に説明する。ただし、下記の実施例は、本発明を詳細に説明するための一つの参照であって、本発明がこれに限定されるものではなく、様々な形態に具現され得る。また、他に定義されない限り、すべての技術用語および科学用語は、本発明が属する当業者の一人によって一般的に理解される意味と同じ意味を有する。本願において説明に使用される用語は、単に特定の実施例を効果的に記述するためであって、本発明を制限することに意図されない。また、明細書および添付の特許請求の範囲で使用される単数形態は文脈で特別な指示がない限り複数形態をも含むものと意図し得る。また、明細書において特別に記載しない添加物の単位は重量％であってもよい。
【００６８】
［実施例１］
鋳物の全重量に対して、最終含有量がホウ素（Ｂ）０．０３０重量％、クロム（Ｃｒ）０．３９重量％、モリブデン（Ｍｏ）０．０３３９重量％、銅（Ｃｕ）０．３４８重量％、リン（Ｐ）０．０２５重量％、炭素（Ｃ）３．４９重量％、珪素（Ｓｉ）２．５９重量％、マンガン（Ｍｎ）０．７１重量％、マグネシウム（Ｍｇ）０．０２５重量％、硫黄（Ｓ）０．００８重量％、ニッケル（Ｎｉ）０．６１重量％および鉄（Ｆｅ）残量になるように原材料を中周波誘導炉で１５００℃で溶解した後、この溶湯を砂型鋳型に注入して３００℃以下に冷却して脱型（ｄｅｍｏｌｄｉｎｇ）した。
【００６９】
次に、脱型された鋳物をピストンリングの形状になるように機械加工した後、ピストンリング形状の鋳物を回転させながらその外周面を出力３．０ｋＷのダイオードレーザで１０分間レーザ熱処理した。
【００７０】
これにより、パーライト基地内に球状黒鉛組織およびステダイト型共晶組織が析出された合金鋳鉄を製造した。
【００７１】
［実施例２］
実施例１と同じ方法で鋳物を製造するが、鋳物の全重量に対して、最終含有量がホウ素（Ｂ）０．０３０重量％、クロム（Ｃｒ）０．３９重量％、銅（Ｃｕ）０．７３重量％、リン（Ｐ）０．０２４重量％、炭素（Ｃ）３．６１重量％、珪素（Ｓｉ）２．２４重量％、マンガン（Ｍｎ）０．３２重量％、マグネシウム（Ｍｇ）０．０１１重量％、硫黄（Ｓ）０．００７重量％、スズ（Ｓｎ）０．０８３重量％および鉄（Ｆｅ）残量になるようにした。これにより、パーライト基地内に蟲状黒鉛組織およびステダイト型共晶組織が析出された合金鋳鉄を製造した。
【００７２】
［比較例１］
実施例１と同じ方法で鋳物を製造するが、鋳物の全重量に対して、最終含有量が銅（Ｃｕ）０．３４８重量％、リン（Ｐ）０．０２５重量％、炭素（Ｃ）３．４９重量％、珪素（Ｓｉ）２．５９重量％、マンガン（Ｍｎ）０．７１重量％、マグネシウム（Ｍｇ）０．０２５重量％、硫黄（Ｓ）０．００８重量％、ニッケル（Ｎｉ）０．６１重量％および鉄（Ｆｅ）残量になるようにした。これにより、パーライト基地内に球状黒鉛組織のみが析出された球状黒鉛鋳鉄を製造した。
【００７３】
［比較例２］
実施例２と同じ方法で鋳物を製造するが、鋳物の全重量に対して、最終含有量が銅（Ｃｕ）０．７３重量％、リン（Ｐ）０．０２４重量％、炭素（Ｃ）３．６１重量％、珪素（Ｓｉ）２．２４重量％、マンガン（Ｍｎ）０．３２重量％、マグネシウム（Ｍｇ）０．０１１重量％、硫黄（Ｓ）０．００７重量％、スズ（Ｓｎ）０．０８３重量％および鉄（Ｆｅ）残量になるようにした。これにより、パーライト基地内に蟲状黒鉛組織だけが析出された蟲状黒鉛鋳鉄を製造した。
【００７４】
［比較例３］
比較例１と同じ方法でレーザ熱処理されていない球状黒鉛鋳鉄を製造した後、鋳物の表面をクロムメッキ層でコーティングした。
【００７５】
ここで、クロムメッキ層は、無水クロム酸１５０ｇ／ｌおよび乳酸１．５ｇ／ｌを含む水溶液に鋳物を浸漬した後、水溶液の温度を５５℃に昇温し、電流密度４０Ａ／ｄｍ２で４時間電気メッキして形成した。
【００７６】
［硬さの測定］
前記実施例１、２、比較例１および２で製造された試験片は、レーザ熱処理前後、それぞれの硬さを測定し、レーザ熱処理前（表面処理前）には、ＡＳＴＭ  Ｅ１０‐１２に準じて大きさ１０ｍｍ、荷重３０００ｋｇの鉄球でＢｒｉｎｅｌｌ硬さ（ＨＢ）を測定し、レーザ熱処理後（表面処理後）には、角度１３６゜、荷重５０ｋｇのピラミッド型ダイヤモンド圧子でＡＳＴＭ  Ｅ３８４‐１６に準じてマイクロビッカース硬さ（ＨＭＶ）を測定した。ただし、比較例３の場合、クロム層メッキ前の硬さを表面処理前の硬さと見なし、クロム層メッキ後の硬さを表面処理後の硬さと見なして、比較例３の硬さを実施例の硬さと比較した。
【００７７】
【表１】
0006712316.tif 000002
【００７８】
前記表１に記載したように、本発明に係る合金鋳鉄で製造されたピストンリングは、比較例１〜３に比べ非常に優れた硬さを有することが分かり、これにより非常に優れた耐摩耗性を有することが認められた。
【００７９】
さらに、本発明により製造されたピストンリングは、引張強さ６０７Ｎ／ｍｍ２および降伏強さ４６６Ｎ／ｍｍ２と、比較例１〜３に比べ引張強さおよび降伏強さ特性にも非常に優れており、伸び率が２．１％と優れ、レーザ熱処理の際にクラックが発生せず、ピストンの周縁部の溝にピストンリングを嵌めるときに、ピストンリングの形状が変形されることを防止することができた。
【００８０】
一方、比較例１および２の場合、硬さが実施例１および２に比べ著しく劣り、比較例３は、硬さに優れたクロム層でメッキされることから硬さは良好であるが、クロムメッキ層はオイルの湿潤が難しくてオイル膜を形成することができないデメリットがあり、２００Ｎ／ｍｍ２以上の高い高圧が加えられる時にクロムメッキ層が摩耗してエンジンの長期使用が難しいという欠点がある。また、クロムがメッキされたピストンリングとシリンダライナとの摩擦過程でクロム粉塵などの環境異物が生じることがあり、前記クロムメッキ層から剥離される微細クロム粒子が排気ガスを介して外部に排出されることから環境汚染を起こすことがあり、エンジンオイルに微細クロム粒子が混ざる場合には廃エンジンオイルの処理も困難になり得るという問題がある。
【００８１】
以上、本発明の好ましい実施例について説明したが、本発明は、様々な変化と変更を加えることができ、均等物を使用してもよく、前記実施例を適切に変形して同様に応用できることが明確である。したがって、前記記載内容は、特許請求の範囲によって定められる本発明の範囲を限定するものではない。
【符号の説明】
【００８２】
２００  パーライト基地
３００  球状黒鉛組織
４００  蟲状黒鉛組織
５００  ステダイト型共晶組織
【図１】
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【図２】
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