JP4374160B2 - piston ring - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ピストンリングに関し、更に詳しくは、特にアルミニウム合金からなるシリンダライナ用として使用される耐スカッフ性および耐摩耗性に優れたピストンリングに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、内燃機関の軽量化の観点から、アルミニウム合金を使用したシリンダライナが多くなってきている。アルミニウム合金製のシリンダライナ用として使用されるピストンリングとしては、相手材であるシリンダライナとの耐摩耗性や耐スカッフ性に重点をおいて採用され、主に、マルテンサイト系ステンレス鋼製のピストンリングを窒化処理したもの、構造用鋼であるＳＷＯＳＣ−Ｖ鋼製のピストンリングの外周にクロムメッキを施したもの、または特に限定されない従来からの鉄系材料製のピストンリングの外周に複合メッキを施したもの、等が採用されている。
【０００３】
しかし、上述の各ピストンリングは、アルミニウム合金製シリンダライナの熱膨張に十分追従できず、そのため、ガスシールが悪くなってガスの吹き抜けを起こしてブローバイガスを発生させ、その結果、多くの性能劣化、例えばエンジン出力の低下や潤滑油消費量の増加を起こすことがあった。
【０００４】
こうした問題に対しては、特開２０００−１４５９６３公報には、ピストンリング母材として、相手材であるアルミニウム合金製シリンダライナの熱膨張率に近いオーステナイト系ステンレス鋼を用いることにより、アルミニウム合金製シリンダライナに対する熱膨張の追従性を向上させ、ブローバイガスの発生を抑制できることが開示されている。
【０００５】
なお、上述したピストンリングに使用されるオーステナイト系ステンレス鋼は、従来から使用されていたマルテンサイト系ステンレス鋼よりも強度、硬さ、耐摩耗性において劣るものであり、そのため、従来においては、オーステナイト系ステンレス鋼からなるピストンリングの少なくとも外周摺動面を窒化処理し、更にＣｒめっき、複合Ｃｒめっき、溶射、物理蒸着等の表面処理を行って、耐摩耗性の向上を図っていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、そうした表面処理皮膜が形成されたピストンリングの外周摺動面は、アルミニウム合金製シリンダライナの内周面との間で焼付を起こすことがあった。その理由として、シリンダライナの内周面と摺動接触する初期段階においてなじみ性が十分でないため、スカッフが発生していた。
【０００７】
本発明は、上記課題を解決すべくなされたものであり、アルミニウム合金製シリンダライナの相手材として使用されるピストンリングであって、ブローバイガスの発生を抑制でき且つ耐スカッフ性および耐摩耗性に優れたピストンリングを提供するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
請求項１に記載のピストンリングは、１５×１０-6／℃以上の熱膨張係数を有するオーステナイト系ステンレス鋼からなるピストンリング母材の少なくとも外周摺動面に硬質炭素皮膜が形成され、前記硬質炭素皮膜は、前記外周摺動面の表面に形成された５０〜７０ｗｔ％の割合でＳｉを含有し、残部がＣ、その他不可避不純物である第１硬質炭素皮膜と、該第１硬質炭素皮膜下に形成された５５〜８５ｗｔ％の割合でＷを含有し、３〜１０ｗｔ％の割合でＮｉを含有し、残部がＣ、その他不可避不純物である第２硬質炭素皮膜からなる積層皮膜であることに特徴を有する。
【０００９】
この発明によれば、１５×１０-6／℃以上の熱膨張係数を有するオーステナイト系ステンレス鋼からなるピストンリング母材の少なくとも外周摺動面に硬質炭素皮膜が形成されているので、（イ）そうしたオーステナイト系ステンレス鋼の熱膨張率は相手材であるアルミニウム合金製シリンダライナの熱膨張率に近く、アルミニウム合金製シリンダライナに対する熱膨張の追従性がよく、ブローバイガスの発生を抑制できる。さらに、（ロ）そうした硬質炭素皮膜が少なくとも外周摺動面に形成されたピストンリングは、アルミニウム合金製シリンダライナの内周面との初期なじみ性を改善し、優れた耐スカッフ性および優れた耐摩耗性を発揮することができる。
【００１３】
また、この発明によれば、５０〜７０ｗｔ％の割合でＳｉを含有し、残部がＣ、その他不可避不純物である第１硬質炭素皮膜と、該第１硬質炭素皮膜下に形成された５５〜８５ｗｔ％の割合でＷを含有し、３〜１０ｗｔ％の割合でＮｉを含有し、残部がＣ、その他不可避不純物である第２硬質炭素皮膜とからなる硬質炭素積層皮膜が、ピストンリングの少なくとも外周摺動面に形成されているので、第１硬質炭素皮膜により初期なじみ性および耐スカッフ性の向上を図ることができ、第２硬質炭素皮膜により耐摩耗性の向上を図ることができる。本発明のピストンリングは、作用の異なる２つの硬質炭素皮膜を積層したので、単一層からなる硬質炭素皮膜に比べて積層する各硬質炭素皮膜の個々の特性を最適なものに調整し易いという利点があり、初期なじみ性、耐スカッフ性および耐摩耗性をより一層向上させることができる。
【００１４】
請求項２に記載の発明は、請求項１に記載のピストンリングにおいて、前記ピストンリング母材の少なくとも外周摺動面には、スパッタリング皮膜、イオンプレーティング皮膜、クロムめっき皮膜および窒化層から選択された何れかが下地皮膜または下地層として形成されていることに特徴を有する。
【００１５】
この発明によれば、ピストンリングの少なくとも外周摺動面には、硬くて靱性のあるスパッタリング皮膜、イオンプレーティング皮膜、クロムめっき皮膜および窒化層から選択された何れかが下地皮膜として形成されているので、外周摺動面の耐摩耗性をより一層向上させることができる。
【００１６】
請求項３に記載の発明は、請求項１又は請求項２に記載のピストンリングにおいて、前記ピストンリングの少なくとも外周摺動面には、少なくともＣｒを含有する下地層が形成されていることに特徴を有する。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明のピストンリングについて図面を参照しつつ説明する。なお、以下において、％は、質量比での％すなわち質量％をいう。
【００１８】
本発明のピストンリング１０は、図１〜図３に示すように、１５×１０-6／℃以上の熱膨張係数を有するオーステナイト系ステンレス鋼からなるピストンリング母材１の少なくとも外周摺動面６に硬質炭素皮膜が形成されている。さらに、本発明のピストンリング１０は、その硬質炭素皮膜２が、Ｗ、Ｗ及びＮｉ、及び、Ｔｉから選択される元素を一または二以上含有する単層皮膜（以下、硬質炭素単層皮膜２ａという。）、または、少なくともＳｉを含有する第１硬質炭素皮膜１１と、その第１硬質炭素皮膜１１下に形成された、Ｗ、Ｗ及びＮｉ、及び、Ｔｉから選択される元素を一または二以上含有する第２硬質炭素皮膜１２とからなる積層皮膜（以下、硬質炭素積層皮膜２ｂという。）である。
【００１９】
こうした構成からなる本発明のピストンリングは、相手材であるアルミニウム合金製シリンダライナに対する熱膨張の追従性がよく、ブローバイガスの発生を抑制できると共に、アルミニウム合金製シリンダライナの内周面との初期なじみ性を改善し、優れた耐スカッフ性および優れた耐摩耗性を発揮することができる。
【００２０】
本発明のピストンリング１０は、ピストンに形成されたピストンリング溝に装着され、ピストンの上下運動（往復運動に同じ。）によってアルミニウム合金製シリンダライナの内周面を摺動接触しながら上下運動する摺動部材である。本発明のピストンリング１０は、トップリング、セカンドリング、オイルリングの何れかであってもまたはそれらの全てであってもよい。なお、本発明のピストンリング１０は、アルミニウム合金製のピストンに装着されるピストンリングとして好ましく用いられる。
【００２１】
（１）ピストンリング母材
ピストンリング母材１は、１５×１０-6／℃以上の熱膨張係数を有するオーステナイト系ステンレス鋼によって作製される。こうした熱膨張係数を有するピストンリング母材１は、通常の熱膨張係数が約２０×１０-6／℃のアルミニウム合金製シリンダライナの熱膨張に十分追従することができる。熱膨張係数が１５×１０-6／℃未満の場合は、アルミニウム合金製シリンダライナの熱膨張に十分追従することができないので、多量のブローバイガスの発生を招き、エンジン出力の低下や潤滑油消費量が増加することがある。
【００２２】
使用したオーステナイト系ステンレス鋼は、オーステナイト相を有し、３．５％以上１７％以下のＮｉと、１５％以上２０％以下のＣｒを含有することが好ましい。Ｎｉ含有量が３．５％未満では、Ｃｒ含有量との配合比率を変えても１５×１０-6／℃以上の熱膨張係数を確保することができない。なお、Ｎｉには、オーステナイト系ステンレス鋼中への窒素元素の侵入を妨害する作用があるので、後述するようにオーステナイト系ステンレス鋼の表面を窒化処理する場合においては、Ｎｉ含有量が１７％を超えると窒化処理時間が長くなるという不都合がある。従って、Ｎｉ含有量を３．５％以上、より好ましくは８％以上とし、１７％以下、より好ましくは１５％以下に限定できる。
【００２３】
さらに、Ｃｒは、侵入する窒素元素と結合して高硬度の窒化クロムを形成し、その結果、窒化層の硬さを向上させる作用があるので、後述するようにオーステナイト系ステンレス鋼の表面を窒化処理する場合においては、オーステナイト系ステンレス鋼の耐摩耗性や耐スカッフ性の向上を図るための重要な元素となる。Ｃｒ含有量が１５％未満では、高硬度の窒化クロムが十分に形成されないので、高硬度の窒化層が得られない。一方、Ｃｒも、Ｎｉほどではないが、オーステナイト系ステンレス鋼中への窒素元素の侵入を妨害する作用があるので、後述するようにオーステナイト系ステンレス鋼の表面を窒化処理する場合においては、Ｃｒ含有量が２０％を超えると、窒化処理時間が長くなるという不都合がある。従って、Ｃｒ含有量を、１５％以上、より好ましくは１８％以上とし、２０％以下に限定した。
【００２４】
なお、オーステナイト系ステンレス鋼の成分組成としては、上述のＮｉやＣｒのほかに、必要に応じてＭｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｓｅ、Ｔｉ、Ｎ等の元素を添加したものを使用することができる。これらの添加元素の効果は、従来公知のものと同様である。
【００２５】
こうしたピストンリング母材１で構成された本発明のピストンリングは、アルミニウム合金製シリンダライナの熱膨張に十分に追従することができるので、ファーストリング、セカンドリング、オイルリングの何れに用いても十分にその効果を発揮することができる。そして、本発明のピストンリング１０の相手材となるアルミニウム合金製シリンダライナは、上述のように、約２０×１０-6／℃程度の熱膨張係数を有するものであり、例えばＳｉ量が１６〜１８％あるいはＳｉ量が２３〜２８％の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金からなるものである。本発明のピストンリング１０は、比較的大きな熱膨張を起こすアルミニウム合金製シリンダライナに対して上述の顕著な効果を有している。
【００２６】
（２）硬質炭素皮膜
ピストンリング母材１の少なくとも外周摺動面６に形成される硬質炭素皮膜は、アルミニウム合金製シリンダライナの内周面との初期なじみ性を改善し、優れた耐スカッフ性および優れた耐摩耗性を発揮することができる皮膜であって、Ｗ、Ｗ及びＮｉ、及び、Ｔｉから選択される元素を一または二以上含有する硬質炭素単層皮膜２ａ、または、少なくともＳｉを含有する第１硬質炭素皮膜１１と、その第１硬質炭素皮膜１１下に形成された、Ｗ、Ｗ及びＮｉ、及び、Ｔｉから選択される元素を一または二以上含有する第２硬質炭素皮膜１２とからなる硬質炭素積層皮膜２ｂの何れかからなるものである。
【００２７】
先ず、硬質炭素単層皮膜２ａについて説明する。
【００２８】
硬質炭素単層皮膜２ａは、ピストンリング母材１の少なくとも外周摺動面６に形成されて優れた耐スカッフ性と耐摩耗性を発揮してピストンリングの摺動特性をより一層向上させることができる単層皮膜であって、Ｗ、Ｗ及びＮｉ、及び、Ｔｉから選択される元素を一または二以上含有するものである。
【００２９】
こうした硬質炭素単層皮膜２ａのうち、少なくともＷを含有するＷ−Ｃ系の硬質炭素皮膜または、更にＮｉを含有するＷ−Ｎｉ−Ｃ系の硬質炭素皮膜は、金属Ｗ及び／又はＷＣを含有しているので、極めて耐摩耗性に優れている。さらに、硬質炭素皮膜が含有するＷの作用により、膜厚形成能が向上し厚膜化が可能となる。その結果、生産性のよい耐摩耗性皮膜を形成できるという利点がある。なお、Ｎｉは硬質炭素皮膜形成用Ｗターゲット中に含有されている場合が多く、硬質炭素皮膜中に含有されやすい元素である。Ｎｉを含有する硬質炭素皮膜形成用Ｗターゲットはコスト削減の観点から有利である。また、少なくともＴｉを含有するＴｉ−Ｃ系の硬質炭素皮膜も、上述のＷ−Ｃ系またはＷ−Ｎｉ−Ｃ系の硬質炭素皮膜と同様、含有する金属Ｔｉ及び／又はＴｉＣの作用により、極めて耐摩耗性に優れている。なお、Ｗ、Ｎｉ、Ｔｉの全てを含有するＷ−Ｎｉ−Ｔｉ−Ｃ系の硬質炭素単層皮膜も、上記同様、含有する各金属及び／又は各炭化物の作用により、極めて耐摩耗性に優れている。
【００３０】
外周摺動面６に形成される硬質炭素単層皮膜２ａの厚さは、１〜６０μｍであることが好ましく５〜３０μｍであることがさらに好ましい。こうした範囲内の厚さを有する硬質炭素単層皮膜２ａは、アルミニウム合金製シリンダライナの内周面と継続的に摺動接触しても優れた耐摩耗性を長期間継続させることができる。硬質炭素単層皮膜２ａの厚さが１μｍ未満では、膜厚が薄いので、摩耗が僅かながら進行した際にピストンリングの外周摺動面６の耐摩耗性を十分担保できないことがある。一方、硬質炭素単層皮膜２ａの厚さが６０μｍを超えると、摺動接触中に剥離することがある。
【００３１】
なお、後述するように、外周摺動面以外の面、すなわち、上面８、下面９または内周面７に硬質炭素単層皮膜２ａを形成する場合における各面に形成する硬質炭素単層皮膜２ａの厚さは、上面８および下面９については１〜３０μｍであることが好ましく、内周面７については０．０１μｍ以上であることが好ましい。
【００３２】
上下面８、９に形成する硬質炭素単層皮膜２ａの厚さを１〜３０μｍとしたのは、ピストンリング溝との間の耐Ａｌ凝着性、耐摩耗性および製造上の観点によるものである。具体的には、上下面８、９に形成される硬質炭素単層皮膜２ａの厚さが１μｍ未満では、膜厚が薄くてピストンリング溝の壁面との間で耐摩耗性の向上が図れないことがある。一方、上下面８、９に形成される硬質炭素単層皮膜２ａの厚さが３０μｍを超えると、形成された硬質炭素単層皮膜２ａに剥離が発生することがある。また、内周面７に形成する硬質炭素単層皮膜２ａの厚さを０．０１μｍ以上とすることにより、硬質炭素単層皮膜２ａの耐剥離性を向上させることができる。また、上下面８、９および内周面７に形成される硬質炭素単層皮膜２ａの厚さは、後述するように、成膜時に隣接するピストンリングの隙間が大きくなるように配置することによって変化させることができるので、外周摺動面６の厚さとの差を適宜調整できる。
【００３３】
なお、本発明においては、外周摺動面６における硬質炭素単層皮膜２ａの厚さを１００（指数）としたときに、上面８及び下面９における硬質炭素単層皮膜２ａの厚さを５０〜９９（指数）とすることが好ましく、また、内周面７における硬質炭素単層皮膜２ａの厚さを１〜４９（指数）とすることが好ましい。
【００３４】
硬質炭素単層皮膜２ａの組成については特に限定されないが、Ｗ−Ｃ系の硬質炭素単層皮膜２ａの場合には、Ｗ：５０〜８５％好ましくは６０〜８０％、Ｃ：残部、その他不可避不純物であることが、上述した優れた作用効果の観点から好ましい。また、Ｗ−Ｎｉ−Ｃ系の硬質炭素単層皮膜２ａの場合には、Ｗ：５５〜８５％好ましくは６０〜８０％、Ｎｉ：３〜１０％好ましくは５〜８％、Ｃ：残部、その他不可避不純物であることが、上述した優れた作用効果の観点から好ましい。また、Ｔｉ−Ｃ系の硬質炭素単層皮膜２ａの場合には、Ｔｉ：２０〜５０％好ましくは３０〜４０％、Ｃ：残部、その他不可避不純物であることが、上述した優れた作用効果の観点から好ましい。
【００３５】
さらに、後述するように、硬質炭素単層皮膜２ａは、反応性スパッタリング法またはプラズマＣＶＤ法等により成膜されるが、成膜中にガス流量を変化させ、母材１側から表面側に向かって硬質炭素単層皮膜２ａの成分組成を連続的または段階的に徐々に変化させることもできる。こうした手段により、厚さ方向の硬質炭素単層皮膜２ａの耐摩耗性を徐々に変化させることができる。
【００３６】
以上説明したように、本発明のピストンリング１０においては、こうした硬質炭素単層皮膜２が少なくとも外周摺動面６に形成されているので、アルミニウム合金製シリンダライナの内周面に摺動接触する外周摺動面６の初期なじみ性および耐スカッフ性が改善され、さらに耐摩耗性が向上して、良好な摺動接触を長期間継続させることができる。
【００３７】
次に、硬質炭素積層皮膜２ｂについて説明する。
【００３８】
硬質炭素積層皮膜２ｂは、その表面には、アルミニウム合金製シリンダライナの内周面に摺動接触する外周摺動面６の初期なじみ性および耐スカッフ性に優れた第１硬質炭素皮膜１１を有し、その第１硬質炭素皮膜１１の下にはその第１硬質炭素皮膜が摩耗した後に現れる耐摩耗性に優れた第２硬質炭素皮膜１２を有する。
【００３９】
第１硬質炭素皮膜について説明する。
【００４０】
第１硬質炭素皮膜１１は、硬質炭素積層皮膜２ｂにおける表面層を構成し、少なくともＳｉ（ケイ素）を含有するＳｉ−Ｃ系の硬質炭素皮膜である。Ｓｉを含有する第１硬質炭素皮膜１１は、摺動接触時の初期なじみ性と耐スカッフ性に優れ、ピストンリング１０の外周摺動面６とシリンダライナの内周面との焼き付き等を防止することができる。こうした特徴を有する第１硬質炭素皮膜１１は、後述する第２硬質炭素皮膜１２に比べて耐摩耗性については若干落ちるものの、厚さの下限値を０．１μｍとすることによって、初期なじみ性を著しく改善することができ、優れた耐スカッフ性を発揮することができる。なお、第１硬質炭素皮膜１１の好ましい厚さの範囲は、１〜３０μｍであり、更に好ましくは５〜１５μｍである。こうした範囲内に第１硬質炭素皮膜の厚さを設定することによって、初期なじみ性を著しく改善することができ、優れた耐スカッフ性を発揮することができる。
【００４１】
第１硬質炭素皮膜１１の組成については特に限定されないが、Ｓｉ：５０〜７０％好ましくは５５〜６５％、Ｃ：残部、その他不可避不純物からなることが好ましい。こうした第１硬質炭素皮膜１１中に含有するＳｉは、金属Ｓｉとして含まれていても、ＳｉＣとして含まれていても、または、金属ＳｉおよびＳｉＣとして含まれていてもよい。
【００４２】
また、第１硬質炭素皮膜１１は、後述する第２硬質炭素皮膜１２上に必ず形成されるので、第１硬質炭素皮膜１１と第２硬質炭素皮膜１２とが高い密着性をもって積層されていることが望ましい。こうした要求を満たすため、本発明においては、第１硬質炭素皮膜１１中のＳｉ含有比率を、表面側から第２硬質炭素皮膜側に向かって連続的又は段階的に増加するように傾斜させて形成することが好ましい。そうすることにより、第２硬質炭素皮膜１２近傍の第１硬質炭素皮膜１１のＳｉ含有比率を高くして、第１硬質炭素皮膜１２と第２硬質炭素皮膜１２との密着性を向上させることができる。その結果、耐スカッフ性に優れた第１硬質炭素皮膜を密着性よく第２硬質炭素皮膜上に設けることができるので、ピストンリングにの外周摺動面６における初期なじみ性および耐スカッフ性を顕著に向上させることができる。
【００４３】
図４は、第１硬質炭素皮膜１１が含有するＳｉの含有比率を膜厚方向に傾斜させた態様を示している。図４に示すように、Ｓｉの含有比率が表面側から第２硬質炭素皮膜側に向かって高くなるように曲線状に変化させたり、直線状に変化させることができる。このとき、第２硬質炭素皮膜１２に接する部分の第１硬質炭素皮膜１１のＳｉの含有比率を高くし、およそ７０〜１００％であることが好ましい。Ｓｉ含有比率をこうした範囲内とすることにより、第２硬質炭素皮膜１２との密着性がより向上する。なお、最外周側の第１硬質炭素皮膜１１のＳｉ含有比率は低くなり、およそ０〜７０％となる。
【００４４】
次に、第２硬質炭素皮膜について説明する。
【００４５】
第２硬質炭素皮膜１２は、少なくとも外周摺動面６に形成された硬質炭素積層皮膜２ｂにおける下層、すなわち硬質炭素積層皮膜２ｂにおける第１硬質炭素皮膜１１の下層を構成するものである。
【００４６】
この第２硬質炭素皮膜１２は、少なくともＷを含有するＷ−Ｃ系の硬質炭素皮膜または、更にＮｉを含有するＷ−Ｎｉ−Ｃ系の硬質炭素皮膜である。こうした第２硬質炭素皮膜１２は、金属Ｗ及び／又はＷＣを含有しているので、極めて耐摩耗性に優れている。さらに、第２硬質炭素皮膜１２が含有するＷの作用により、膜厚形成能が向上し厚膜化が可能となる。その結果、生産性のよい耐摩耗性皮膜を形成できるという利点がある。なお、Ｎｉは第２硬質炭素皮膜形成用Ｗターゲット中に含有されている場合が多く、第２硬質炭素皮膜１２中に含有されやすい元素である。Ｎｉを含有する第２硬質炭素皮膜形成用Ｗターゲットはコスト削減の観点から有利である。また、少なくともＴｉを含有するＴｉ−Ｃ系の硬質炭素皮膜も、上述のＷ−Ｃ系またはＷ−Ｎｉ−Ｃ系の硬質炭素皮膜と同様、含有する金属Ｔｉ及び／又はＴｉＣの作用により、極めて耐摩耗性に優れている。なお、Ｗ、Ｎｉ、Ｔｉの全てを含有するＷ−Ｎｉ−Ｔｉ−Ｃ系の第２硬質炭素皮膜１２も、上記同様、含有する各金属及び／又は各炭化物の作用により、極めて耐摩耗性に優れている。
【００４７】
外周摺動面６に形成される第２硬質炭素皮膜１２の厚さは、０．５〜５０μｍであることが好ましく３〜２０μｍであることがさらに好ましい。こうした範囲内の厚さを有する第２硬質炭素皮膜１２は、外周摺動面６において優れた耐摩耗性を発揮することができる。第２硬質炭素皮膜１２の厚さが０．５μｍ未満では、膜厚が薄いので、摩耗が僅かながら進行した際にピストンリングの外周摺動面６の耐摩耗性を十分担保できないことがある。一方、第２硬質炭素皮膜１２の厚さが５０μｍを超えると、摺動接触中に剥離することがある。
【００４８】
第２硬質炭素皮膜１２の組成については特に限定されないが、Ｗ−Ｃ系の第２硬質炭素皮膜１２の場合には、Ｗ：５０〜８５％好ましくは６０〜８０％、Ｃ：残部、その他不可避不純物であることが、上述した優れた作用効果の観点から好ましい。また、Ｗ−Ｎｉ−Ｃ系の第２硬質炭素皮膜１２の場合には、Ｗ：５５〜８５％好ましくは６０〜８０％、Ｎｉ：３〜１０％好ましくは５〜８％、Ｃ：残部、その他不可避不純物であることが、上述した優れた作用効果の観点から好ましい。また、Ｔｉ−Ｃ系の硬質炭素単層皮膜２ａの場合には、Ｔｉ：２０〜５０％好ましくは３０〜４０％、Ｃ：残部、その他不可避不純物であることが、上述した優れた作用効果の観点から好ましい。
【００４９】
さらに、後述するように、第２硬質炭素皮膜１２は、反応性スパッタリング法またはプラズマＣＶＤ法等により成膜されるが、成膜中にガス流量を変化させ、母材１側から表面側に向かって第２硬質炭素皮膜の成分組成を連続的または段階的に徐々に変化させることもできる。こうした手段により、厚さ方向の第２硬質炭素皮膜の耐摩耗性を徐々に変化させることができる。
【００５０】
以上説明したように、本発明のピストンリング１０においては、こうした硬質炭素積層皮膜２ｂが少なくとも外周摺動面６に形成されているので、先ず、表面に形成された第１硬質炭素皮膜１１の作用により、シリンダライナの内周面に摺動接触する外周摺動面６の初期なじみ性が改善されると共に耐スカッフ性が向上する。次いで、シリンダライナの内周面との摺動接触が進行すると、その第１硬質炭素皮膜１１が徐々に摩耗し、その第１硬質炭素皮膜１１の下に形成された第２硬質炭素皮膜１２が現れる。現れた第２硬質炭素皮膜１２は、耐摩耗性に優れるので、外周摺動面の摩耗が抑制され、良好な摺動接触を長期間継続させることができる。また、第１硬質炭素皮膜１１および第２硬質炭素皮膜の何れにおいても、アルミニウム合金製シリンダライナの内周面との間の焼付を抑制することができ、その点においても、良好な摺動接触を長期間継続させることができる。
【００５１】
（３）外周摺動面以外の面の構成
本発明のピストンリングは、図１（ａ）〜（ｆ）に示すように、少なくとも外周摺動面６に硬質炭素単層皮膜２ａまたは硬質炭素積層皮膜２ｂを有するものであるが、図１（ａ）（ｄ）に示すように必ずしも外周摺動面６にのみ硬質炭素単層皮膜２ａまたは硬質炭素積層皮膜２ｂが形成されている必要はない。したがって、外周摺動面以外の面、すなわち、ピストンリングの上面８、下面９、内周面７の何れか一以上の面またはその全ての面に硬質炭素単層皮膜２ａまたは硬質炭素積層皮膜２ｂを形成することができる。
【００５２】
図１（ｂ）（ｅ）に示すように、硬質炭素単層皮膜２ａまたは硬質炭素積層皮膜２ｂがピストンリング１０の外周摺動面６、上面８および下面９に連続して形成される場合には、アルミニウム合金製シリンダライナの内周面とピストンリングの外周摺動面６との間およびピストンリング溝内の側面とピストンリングの上下面８、９との間のＡｌ凝着現象の抑制、初期なじみ性および耐摩耗性の向上を図ることができる。
【００５３】
図１（ｃ）（ｆ）に示すように、硬質炭素単層皮膜２ａまたは硬質炭素積層皮膜２ｂがピストンリング１０の外周摺動面６、上面８、下面９および内周面７に連続して形成される場合には、アルミニウム合金製シリンダライナの内周面とピストンリングの外周摺動面６との間およびピストンリング溝内の側面とピストンリングの上下面８、９との間において、外周摺動面の初期なじみ性、耐スカッフ性および耐摩耗性の向上を図ることができる。また、ピストンリングの上下面８、９のＡｌ凝着現象の抑制および耐摩耗性の向上を図ることができる。しかも、ピストンリングの全周全てに硬質炭素積層皮膜２ｂが連続して形成されているので、使用中における硬質炭素単層皮膜２ａまたは硬質炭素積層皮膜２ｂのクラック及び／又は欠け等を発生させる起点が少なく、硬質炭素単層皮膜２ａまたは硬質炭素積層皮膜２ｂの耐剥離性を向上させることができる。その結果、ピストンリングを長期間使用した場合であっても、ピストンリングの全周において優れた耐摩耗性を発揮させることができる。
【００５４】
上述の場合において、ピストンリング１０の上面８および下面９に硬質炭素積層皮膜２ｂが形成される場合における硬質炭素積層皮膜２ｂの厚さは、１．５〜５０μｍであることが好ましい。この硬質炭素積層皮膜２ｂのうち、耐スカッフ性に優れた第１硬質炭素皮膜１１の厚さは少なくとも０．５μｍであればよく、耐摩耗性に優れた第２硬質炭素皮膜１２の厚さは少なくとも１．０μｍであればよい。ピストンリング１０の上面８および下面９に形成される硬質炭素積層皮膜２ｂの厚さを１．５〜５０μｍとしたのは、ピストンリング溝との間の耐Ａｌ凝着性、耐摩耗性および製造上の観点によるものである。具体的には、上面８および下面９に形成される硬質炭素積層皮膜２ｂの厚さが１．５μｍ未満では、結果的に第２硬質炭素皮膜１２の膜厚が薄くなり、ピストンリング溝の側面との間で耐摩耗性の向上が図れないことがある。一方、上面８および下面９に形成される硬質炭素積層皮膜２ｂの厚さが５０μｍを超えると、形成された硬質炭素積層皮膜２ｂに剥離が発生し、十分な耐摩耗性を発揮できないことがある。なお、上下面８、９に形成される硬質炭素積層皮膜２ｂの厚さは、後述のように、成膜時に隣接するピストンリング間の隙間を変化させることによって調整できるので、外周摺動面６との差を適宜調整できる。
【００５５】
上述の場合において、ピストンリング１０の内周面７に硬質炭素積層皮膜２ｂが形成される場合における硬質炭素積層皮膜２ｂの厚さは、０．０１５μｍ以上であることが好ましい。この硬質炭素積層皮膜２ｂのうち、第１硬質炭素皮膜１１の厚さは少なくとも０．００５μｍであればよく、第２硬質炭素皮膜１２の厚さは少なくとも０．０１０μｍであればよい。０．０１５μｍ以上の硬質炭素積層皮膜２ｂを内周面７に形成したピストンリング１０は、硬質炭素積層皮膜２ｂの耐剥離性を向上させることができる。なお、内周面７に形成される硬質炭素積層皮膜２ｂの厚さは、後述のように、成膜時に隣接するピストンリング間の隙間を変化させることによって調整できるので、外周摺動面６や上下面８、９の厚さとの差を適宜調整できる。
【００５６】
また、本発明のピストンリング１０は、図２（ａ）（ｂ）に示すように、上述の第２硬質炭素皮膜１２を、ピストンリングの上面８および下面９にも、さらには内周面７にも連続して形成することができる。
【００５７】
図２（ａ）に示すように、耐摩耗性に優れた第２硬質炭素皮膜１２を単一層としてピストンリング１０の上面８および下面９に更に連続して形成する場合には、ピストンリング溝内の側面とピストンリングの上下面８、９との間のＡｌ凝着現象を抑制することができる。さらに、ピストンリング溝内の側面とピストンリングの上下面８、９との間の耐摩耗性の改善を図ることができる。
【００５８】
図２（ｂ）に示すように、耐摩耗性に優れた第２硬質炭素皮膜１２をピストンリングの全ての面に単一層として連続して形成する場合には、使用中における第２硬質炭素皮膜のクラック及び／又は欠け等を発生させる起点が少なく、第２硬質炭素皮膜の耐剥離性を向上させて長期間優れた耐摩耗性を維持することができる。
【００５９】
なお、本発明のピストンリングをオイルリングのサイドレールとして使用する場合には、耐摩耗性に優れる第２硬質炭素皮膜１２または必要に応じて第１硬質炭素皮膜をさらに形成してなる硬質炭素積層皮膜２ｂを、上下面８、９に形成することなく、内周面７に形成してもよい。このように構成することにより、外周摺動面６と内周面７に優れた耐摩耗性または、優れた耐スカッフ性と耐摩耗性を付与することができる。
【００６０】
また、本発明のピストンリング１０は、図２（ｃ）に示すように、耐摩耗性に優れた第２硬質炭素皮膜１２をピストンリングの全ての面に単一層として連続して形成し、第１硬質炭素皮膜１１を外周摺動面６以外の上面８および下面９にも更に連続して形成して積層させてもよい。すなわち、第１硬質炭素皮膜１１を、第２硬質炭素皮膜１２が更に連続して形成されたピストンリングの上面８および下面９の何れか一以上の面またはピストンリングの上面８、下面９および内周面７の何れか一以上の面に形成して、部分的に積層させてもよい。第１硬質炭素皮膜１１を、耐摩耗性に優れた第２硬質炭素皮膜１２が更に連続して形成された上下面８、９、内周面７の何れか一以上の面に形成することにより、その積層部分は上述した硬質炭素積層皮膜２を構成し、その第１硬質炭素皮膜形成面における初期なじみ性と耐スカッフ性さらには耐摩耗性をより一層向上させることができる。
【００６１】
外周摺動面以外の面に第２硬質炭素皮膜を形成した場合における第２硬質炭素皮膜１２の厚さは、ピストンリング１０の上下面８、９については、１〜３０μｍであることが好ましい。ピストンリング１０の上面８および下面９に形成される第２硬質炭素皮膜１２の厚さを１〜３０μｍとしたのは、ピストンリング溝との間の耐Ａｌ凝着性、耐摩耗性および製造上の観点によるものである。
【００６２】
また、ピストンリング１０の内周面７に形成される第２硬質炭素皮膜１２の厚さについては、耐摩耗性の観点から少なくとも０．０１μｍ以上であることが好ましく、より好ましくは０．３〜２７μｍの範囲内である。０．０１μｍ以上の第２硬質炭素皮膜１２を内周面７に形成したピストンリング１０は、第２硬質炭素皮膜１２の耐剥離性を向上させることができる。また、内周面７に形成される第２硬質炭素皮膜１２の厚さは、後述のように、成膜時に隣接するピストンリングの隙間が大きくなるように配置することによって厚くすることができるので、外周摺動面６や上下面８、９の厚さとの差を適宜調整できる。
【００６３】
また、そうした第２硬質炭素皮膜上に必要に応じて形成する第１硬質炭素皮膜の厚さは、初期なじみ性と耐スカッフ性の観点から、０．００５μｍ以上であればよく、好ましくは０．１５〜１４μｍである。
【００６４】
（４）硬質炭素皮膜の成膜方法
上述した硬質炭素単層皮膜２ａまたは硬質炭素積層皮膜２ｂは、反応性イオンプレーティング法や反応性スパッタリング法等のいわゆるＰＶＤ法によって形成することができる。また、プラズマＣＶＤ法等のＣＶＤ法によっても形成することができる。こうしたＰＶＤ法やＣＶＤ法は、ワークの形状要因に基づいて、ワークの各部で厚さの差が生じることがあり、特に、本発明のピストンリング１０のように、例えば反応性イオンプレーティング装置や反応性スパッタリング装置のチャンバー内の治具に取り付けられて成膜されるワークにあっては、外周摺動面６が最も厚くなりやすく、上面８と下面９が続き、内周面７が最も薄くなりやすい。そうした厚さの差は、ピストンリングの母材１を治具に取り付ける際に、隣接するピストンリングの母材１との隙間を調整することによってコントロールすることができ、例えば、その隙間を大きくすることによって各々の面の厚さの差を小さくでき、隙間を小さくすることによって各々の面の厚さの差を大きくすることができる。
【００６５】
さらに、本発明のピストンリング１０においては、硬質炭素単層皮膜２ａ、硬質炭素積層皮膜２ｂまたは第２硬質炭素皮膜を内周面７に形成することにより、ピストンリング１０の摺動時におけるオイル焼けに基づくすすの付着の問題を解決することができるという利点がある。すなわち、従来においては、ピストンリングとピストンリング溝との間で起こるオイル焼けによって発生したすすが、ピストンリングの下面９および内周面７に付着または凝着してピストンリングを拘束してしまうことがあった。こうしたことは、ピストンリングとピストンリング溝との間にすすがたまりやすい矩形形状のピストンリングの場合では特に顕著であるが、ハーフキーストンリングの場合や、ディーゼルエンジンに好ましく採用されているフルキーストンリングの場合であっても同様な傾向を示した。こうしたすすの付着の問題に対して、本発明のピストンリング１０は、全周、特にこうしたすすの問題が起こる下面９および内周面７に耐摩耗性に優れた硬質炭素単層皮膜２ａ、硬質炭素積層皮膜２ｂまたは第２硬質炭素皮膜１２を形成することにより、すすが付きにくく、たとえ付着したとしても容易に砕くことができ、その結果、すすの付着を防止することができるという顕著な効果を有している。
【００６６】
（５）下地皮膜または下地層
図３（ａ）〜（ｉ）に示すように、本発明のピストンリング１０の少なくとも外周摺動面６には、スパッタリング皮膜、イオンプレーティング皮膜、クロムめっき皮膜および窒化層から選択された何れかを下地皮膜または下地層（以下、下地皮膜または下地層を、「下地皮膜３」という。）として形成することができる。こうした下地皮膜３は、硬くて靱性があるので、下地皮膜３が形成された面における耐摩耗性をより一層向上させることができる。
【００６７】
下地皮膜３は、外周摺動面６のみに形成しても、外周摺動面６、上面８および下面９に形成しても、外周摺動面６、内周面７、上面８および下面９の全周に形成してもよく、適宜必要に応じて設けることができる。
【００６８】
スパッタリング皮膜、イオンプレーティング皮膜、クロムめっき皮膜および窒化層から選択された何れかの下地皮膜３は、上述した硬質炭素単層皮膜２ａ、硬質炭素積層皮膜２ｂまたは第２硬質炭素皮膜１２の下地皮膜として形成することが好ましいが、それらの硬質炭素皮膜２ａ、２ｂ、１２が形成されていない面（例えば、内周面７、上面８および下面９の何れかの面）においては表面皮膜として形成することもできる。
【００６９】
好ましい下地皮膜３は、イオンプレーティング法で形成されるイオンプレーティング皮膜であり、特に、ＣｒＮ、Ｃｒ2Ｎ、ＴｉＮ、Ｃｒ−Ｏ−Ｎ、Ｃｒ−Ｂ−Ｎ等の硬質皮膜であることが好ましい。イオンプレーティング皮膜は、硬くて靱性があるので、摺動面として作用するピストンリング１０の外周摺動面６の耐摩耗性を更に向上させることができる。なお、イオンプレーティング法の代わりに反応性スパッタリング法等の薄膜形成法によって形成された下地皮膜３であってもよい。こうした下地皮膜３の厚さは、５〜５０μｍ程度であることが好ましい。
【００７０】
クロムめっき皮膜および窒化層の形成手段についても特に限定されない。クロムめっき皮膜においては、単層めっき皮膜でも積層めっき皮膜でも複合めっき皮膜でもよい。窒化層においては、イオン窒化層でも、ガス窒化層でもよく、その形成手段には特に限定されない。
【００７１】
なお、ピストンリング１０の少なくとも外周摺動面６に形成される下地層としては、少なくともＣｒを含有するものであることが好ましい。上述した硬質炭素単層皮膜２ａ、硬質炭素積層皮膜２ｂまたは第２硬質炭素皮膜１２の下地層として少なくともＣｒを含有する皮膜を形成することで、下地のピストンリング母材１と、硬質炭素単層皮膜２ａ、硬質炭素積層皮膜２ｂまたは第２硬質炭素皮膜１２との密着性を向上させることができる。この少なくともＣｒを含有する下地層は、スパッタリング法、イオンプレーティング法またはＣｒめっき法により形成するのが望ましい。この下地皮膜の厚さは、０．１〜５μｍであることが好ましい。
【００７２】
（６）ピストンリングの製造方法
硬質炭素積層皮膜２ｂを形成したピストンリングの製造方法の一例について説明する。
【００７３】
先ず、第２硬質炭素皮膜１２を形成する。オーステナイト系ステンレス鋼製のピストンリング母材１を反応性スパッタリング装置のチャンバー内の取付治具にセットし、そのチャンバー内を真空引きする。その後、取付治具を回転させつつアルゴン等の不活性ガスを導入し、イオンボンバードメントによってピストンリング母材１の表面を清浄化する。その後、先ず、Ｃｒターゲットをイオン化したアルゴン等でスパッタリングし、チャンバー内の蒸発したＣｒ原子をピストンリング母材１上に析出させ、次いで、炭素源であるメタン等の炭化水素ガスをチャンバー内に導入し、Ｗ、Ｗ及びＮｉ、及び、Ｔｉから選ばれる元素を一又は二以上含有する金属ターゲットをイオン化したアルゴン等でスパッタリングし、チャンバー内の炭素原子と蒸発した金属原子とが結合してピストンリング母材１上に、Ｗ、Ｗ及びＮｉ、及び、Ｔｉから選ばれる元素を一又は二以上含有する皮膜として析出させ、耐摩耗性に優れた第２硬質炭素皮膜１２を形成する。Ｗ、Ｎｉ、Ｔｉの含有比率は、それらの元素の蒸発速度および反応性ガスの圧力等を調整することによって制御される。この場合において、第２硬質炭素皮膜１２を形成しない面にはマスキング等の処理を施す。
【００７４】
次に、第１硬質炭素皮膜１１を形成する。第２硬質炭素皮膜１２が形成されたピストンリングをプラズマＣＶＤ装置のチャンバー内の取付治具にセットし、そのチャンバー内を真空引きする。その後、取付治具を回転させつつアルゴン等の不活性ガスを導入し、イオンボンバードメントによって第２硬質炭素皮膜が形成されたピストンリングの表面を清浄化する。その後、炭素源であるメタン等の炭化水素ガスをチャンバー内に導入し、Ｓｉが含まれているシランガス等を導入して、プラズマで活性化し、チャンバー内の炭素原子と蒸発した金属原子とが結合してピストンリング上に少なくともＳｉを含む皮膜として析出させ、耐スカッフ性に優れた第１硬質炭素皮膜１１を形成する。Ｓｉの含有比率は、Ｓｉ元素を含む反応性ガスの圧力等を調整することによって制御される。
【００７５】
なお、スパッタリング皮膜、イオンプレーティング皮膜、クロムめっき皮膜および窒化層の何れかを下地皮膜３として有するピストンリング１０は、そうした下地皮膜３を予めスパッタリング装置、イオンプレーティング装置、クロムめっき装置、窒化装置等によって形成し、その後、上述の反応性スパッタリング装置等に供して硬質炭素皮膜を形成して製造される。
【００７６】
以上、熱膨張係数の大きいアルミニウム合金製シリンダライナを相手材とした摺動特性（耐摩耗性、耐スカッフ性）に優れたピストンリングについて説明したが、本発明のピストンリングの構成を、相手材の熱膨張に追従することを目的とした他の摺動部材、例えば自動車部品やコンプレッサー部品等に適用してもよい。
【００７７】
【実施例】
以下に、実施例と比較例を挙げて、本発明を更に詳しく説明する。
【００７８】
（実施例１〜３４）
オーステナイト系のＳＵＳ３０４ステンレス鋼製（Ｎｉ含有量：８．０％、Ｃｒ含有量：１８．０％、熱膨張係数：１７×１０-6／℃）のピストンリング母材１を作製した。そのピストンリング母材１上の少なくとも外周摺動面６に、硬質炭素単層皮膜２ａまたは硬質炭素積層皮膜２ｂを、反応性イオンプレーティング装置により形成した。外周摺動面６以外の面には、硬質炭素単層皮膜２ａ、硬質炭素積層皮膜２ｂまたは第２硬質炭素皮膜１２を任意に形成し、さらに必要に応じて第１硬質炭素皮膜１１を任意に形成した。下地皮膜３を有したピストンリングとする場合には、予め、クロムめっき皮膜、窒化処理層、イオンプレーティング皮膜の何れかを形成した。なお、アルミニウム合金（過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金、熱膨張係数は２０×１０-6／℃）製のシリンダライナを摺動特性評価のための相手材として準備した。各硬質炭素皮膜および各下地皮膜３の形成条件を以下に示す。
【００７９】
硬質炭素皮膜：硬質炭素単層皮膜２ａおよび、硬質炭素積層皮膜２ｂを構成する第２硬質炭素皮膜１２は、Ｗ−Ｎｉ−Ｃ系またはＴｉ−Ｃ系とし、ターゲットおよび炭素含有ガス圧などの反応条件を制御することによって、Ｗ−Ｎｉ−Ｃ系においてはＷ：７５％、Ｎｉ：８％、Ｃ：残部、および不可避不純物からなる組成とし、Ｔｉ−Ｃ系においてはＴｉ：３８％、Ｃ：残部、および不可避不純物からなる組成とした。硬質炭素積層皮膜２ｂを構成する第１硬質炭素皮膜１１はＳｉ−Ｃ系とし、ターゲットおよび炭素含有ガス圧などの反応条件を制御することによって、Ｓｉ：６１％、Ｃ：残部、および不可避不純物からなる組成とした。外周摺動面６には、硬質炭素単層皮膜２ａまたは硬質炭素積層皮膜２ｂが少なくとも形成されているように各実施例を構成した。
【００８０】
クロムめっき皮膜：フッ化クロム浴中での電解めっきにより、厚さ１５０μｍのクロムめっき皮膜を形成した。その後、クロムめっき皮膜の表面を研削加工し、研磨ペーパーを用いた表面研磨を行い、粗さ１μｍＲｚとなるとように調整した。最終的な皮膜厚さを１２０μｍとした。形成されたクロムめっき皮膜のビッカース硬さはＨｖ９００であった。
【００８１】
窒化処理層：ガス窒化法により窒化層を形成した。アンモニア分解ガス雰囲気中で５５０℃で１５時間保持し、厚さ１００μｍのガス窒化層を形成した。その後、窒化層の表面を研削加工し、研磨ペーパーを用いた表面研磨を行い、粗さ１μｍＲｚとなるとように調整した。最終的な皮膜厚さを７０μｍとした。形成された窒化層のビッカース硬さはＨｖ１１００であった。
【００８２】
イオンプレーティング皮膜：イオンプレーティング法により、主に｛２００｝に配向した厚さ３０μｍのＣｒＮ皮膜を形成した。その後、イオンプレーティング皮膜の表面を研削加工し、研磨ペーパーを用いた表面研磨を行い、粗さ１μｍＲｚとなるとように調整した。最終的な皮膜厚さを２０μｍとした。形成されたイオンプレーティング皮膜のビッカース硬さはＨｖ１５００であった。
【００８３】
作製した実施例１〜３４の構成を表１に示した。
【００８４】
（比較例１）
マルテンサイト系の１７Ｃｒステンレス鋼製（Ｃｒ：１７％、熱膨張係数：１１×１０-6／℃）のピストンリング母材１を作製し、その母材１の全周に窒化層を上記実施例に示した方法により形成した。外周摺動面６には、厚さ３０μｍのイオンプレーティング皮膜を形成した。窒化層およびイオンプレーティング皮膜の形成条件は上記実施例と同様にした。こうして比較例１のピストンリングを作製した。作製した比較例１の構成を表１に示した。
【００８５】
（比較例２）
マルテンサイト系の１７Ｃｒステンレス鋼製（Ｃｒ：１７％、熱膨張係数：１１×１０-6／℃）のピストンリング母材１を作製し、その母材１の上面および下面に窒化層を上記実施例と同じ方法により形成した。さらに、上面および下面には、厚さ１０μｍの硬質炭素単層皮膜２ａを形成した。窒化層および硬質炭素単層皮膜２ａの形成条件は上記実施例と同様にした。こうして比較例２のピストンリングを作製した。作製した比較例２の構成を表１に示した。
【００８６】
【表１】
（摩耗試験）
摩耗試験は、アムスラー型摩耗試験機を使用し、試験片のほぼ半分を油に浸漬し、相手材を接触させ、荷重を負荷して行った。試験片としては、アムスラー試験片を用いた。このアムスラー試験片は、実施例１〜３４および比較例１のピストンリングと同様の処理を施したものを使用した。各試験片を用いて摩耗試験を行い、耐摩耗性の評価を行った。試験条件は、潤滑油：日産ＰＡＮ７７８２（商品名）、油温：８０℃、周速：１ｍ／秒（４７８ｒｐｍ）、荷重：８０ｋｇｆ、試験時間：７時間の条件下で、アルミニウム合金製シリンダライナを相手材として行った。このＡｌ−Ｓｉ合金製シリンダライナからなる相手材は、所定の形状に研削加工した後、研削砥石の細かさを変えて順次表面研削を行い、更に、ＮａＯＨ水溶液で研磨し、最終的に１μｍＲｚとなるように調整した。摩耗量の測定は、粗さ計による段差プロファイルで摩耗量（μｍ）を測定して評価した。
【００８８】
耐摩耗性は、比較例１に対応する試験片の摩耗量と実施例１〜３４に対応する各試験片の摩耗量とをそれらの相対比として比較し、比較例１に対応する試験片の結果に対する摩耗指数として評価した。従って、各試験片の摩耗指数が１００より小さいほど摩耗量が少ないことを表す。実施例１〜３４に対応する各試験片は、比較例１に対応する試験片よりも著しく耐摩耗性に優れていた。結果を表２に示した。
【００８９】
（スカッフ試験）
スカッフ試験は、アムスラー型摩耗試験機を使用し、試験片に潤滑油を付着させ、スカッフ発生まで荷重を負荷させて行った。試験片としては、アムスラー試験片を用いた。このアムスラー試験片は、実施例１〜３４および比較例１のピストンリングと同様の処理を施したものを使用した。各試験片を用いてスカッフ試験を行い、耐スカッフ性の評価を行った。試験条件は、潤滑油：日産ＰＡＮ７７８２（商品名）、周速：１ｍ／秒（４７８ｒｐｍ）の条件下で、Ａｌ−Ｓｉ合金製シリンダライナを相手材として行った。このＡｌ−Ｓｉ合金製シリンダライナも上述の方法により最終的に１μｍＲｚとなるように調整した。
【００９０】
耐スカッフ性は、比較例１に対応する試験片のスカッフ発生荷重を１００とし、実施例１〜３４に対応する各試験片のスカッフ発生荷重を比較例１に対応する試験片の結果に対する耐スカッフ指数として比較した。従って、実施例１〜３４に対応する各試験片の耐スカッフ指数が１００より大きいほど、スカッフ発生荷重が大きくなり、比較例１に対応する試験片よりも耐スカッフ性に優れることとなる。実施例１〜３４に対応する各試験片の耐スカッフ指数は、１５０〜２４０であり、比較例１に対応する試験片よりも著しく耐スカッフ性に優れていた。結果を表２に示した。
【００９１】
（耐剥離性試験）
耐剥離性の試験は、ＮＰＲ式衝撃試験装置（特公昭３６−１９０４６号、めっき密着度の定量的試験装置）の改良試験機を使用し、表面に１回当たり４３．１ｍＪ（４．４ｋｇｆ・ｍｍ）の衝撃エネルギーを加え、剥離発生までの回数で評価した。試験片としては、上述の実施例１〜３４の中で、全周に硬質炭素単層皮膜２ａまたは少なくとも外周摺動面６に硬質炭素積層皮膜２ｂを形成した実施例に係るピストンリング、および比較例２のピストンリングを使用した。各試験片を用いて耐剥離性試験を行い、耐剥離性の評価を行った。剥離の有無は、表面を１５倍に拡大して観察し、評価した。図５は、測定に使用したＮＰＲ式衝撃試験装置を示す。なお、図５において、２１はピストンリング、２２は圧子、２３は当て金である。
【００９２】
耐剥離性は、比較例２の試験片の剥離発生回数を１００とし、実施例１〜３４の試験片の剥離発生回数を比較例２の結果に対する耐剥離指数として比較した。従って、実施例１〜３４の試験片の耐剥離指数が１００よりも大きくなると、比較例２の試験片よりも多い回数で剥離が発生することとなるので、耐剥離性に優れることとなる。実施例１〜３４の耐剥離指数は、１０５〜１１０であり、比較例２のピストンリングに比べ、耐剥離性に優れていた。結果を表２に示した。
【００９３】
【表２】
（評価）
実施例１〜３４のピストンリングは、比較例１のピストンリングに比べ、その何れも耐摩耗性および耐スカッフ性に優れ、比較例２のピストンリングに比べ、耐剥離性に優れていた。
【００９５】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明のピストンリングによれば、１５×１０-6／℃以上の熱膨張係数を有するオーステナイト系ステンレス鋼からなるピストンリング母材の少なくとも外周摺動面に硬質炭素皮膜が形成されているので、（イ）そうしたオーステナイト系ステンレス鋼の熱膨張率は相手材であるアルミニウム合金製シリンダライナの熱膨張率に近く、アルミニウム合金製シリンダライナに対する熱膨張の追従性がよく、アルミニウム合金製シリンダライナの内周面とピストンリングの外周摺動面との間で好適な摺動接触が実現され、ブローバイガスの発生を抑制できる。さらに、（ロ）そうした硬質炭素皮膜が少なくとも外周摺動面に形成されたピストンリングは、アルミニウム合金製シリンダライナの内周面との初期なじみ性を改善し、優れた耐スカッフ性および優れた耐摩耗性を発揮することができる。
【００９６】
こうした本発明のピストンリングは、今後開発が予想される高出力、高温高負荷のエンジンにも十分に使用することができ、その効果は甚大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明のピストンリングの例を示す断面図である。
【図２】本発明のピストンリングの他の例を示す断面図である。
【図３】下地皮膜または下地層が形成された本発明のピストンリングの他の例を示す断面図である。
【図４】第１硬質炭素皮膜のＳｉ含有比率を傾斜させた態様の例である。
【図５】ＮＰＲ式衝撃試験装置の改良試験機である。
【符号の説明】
１ 母材
２ａ 硬質炭素単層皮膜
２ｂ 硬質炭素積層皮膜
３ 下地皮膜（下地層）
６ 外周摺動面
７ 内周面
８ 上面
９ 下面
１０ ピストンリング
１１ 第１硬質炭素皮膜
１２ 第２硬質炭素皮膜[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a piston ring, and more particularly to a piston ring excellent in scuffing resistance and wear resistance, particularly used for a cylinder liner made of an aluminum alloy.
[0002]
[Prior art]
In recent years, from the viewpoint of weight reduction of internal combustion engines, cylinder liners using aluminum alloys have been increasing. Piston rings used for cylinder liners made of aluminum alloy are used with emphasis on wear resistance and scuff resistance with the cylinder liner that is the counterpart material, and are mainly pistons made of martensitic stainless steel. Rings with nitriding treatment, SWOSC-V steel piston ring made of structural steel with chrome plating on the outer periphery or conventional iron-based material piston ring made of composite material not limited in particular. What you gave, etc. are adopted.
[0003]
However, each of the above-described piston rings cannot sufficiently follow the thermal expansion of the cylinder liner made of an aluminum alloy, and therefore, the gas seal is deteriorated, causing blow-out of gas and generating blow-by gas, resulting in many performance deteriorations. For example, a decrease in engine output and an increase in lubricant consumption may occur.
[0004]
In order to solve this problem, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-145963 discloses that an austenitic stainless steel having a coefficient of thermal expansion close to that of the counterpart aluminum alloy cylinder liner is used as the piston ring base material. It is disclosed that followability of thermal expansion to the liner can be improved and generation of blow-by gas can be suppressed.
[0005]
In addition, the austenitic stainless steel used for the above-described piston ring is inferior in strength, hardness, and wear resistance to the martensitic stainless steel that has been conventionally used. At least the outer peripheral sliding surface of the piston ring made of a stainless steel is nitrided and further subjected to surface treatment such as Cr plating, composite Cr plating, thermal spraying, physical vapor deposition, and the like to improve wear resistance.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
However, the outer peripheral sliding surface of the piston ring on which such a surface treatment film is formed sometimes seizes between the inner peripheral surface of an aluminum alloy cylinder liner. The reason is that the scuffing occurs because the conformability is not sufficient in the initial stage of sliding contact with the inner peripheral surface of the cylinder liner.
[0007]
The present invention has been made to solve the above-mentioned problems, and is a piston ring used as a counterpart material of an aluminum alloy cylinder liner, which can suppress the generation of blow-by gas, and has improved scuffing and wear resistance. An excellent piston ring is provided.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
The piston ring according to
[0009]
According to this invention, 15 × 10 -6 Since a hard carbon film is formed on at least the outer peripheral sliding surface of the piston ring base material made of austenitic stainless steel having a coefficient of thermal expansion of / ° C or higher, (a) the coefficient of thermal expansion of such austenitic stainless steel is It is close to the thermal expansion coefficient of the aluminum alloy cylinder liner, which is a material, and has good thermal expansion followability with respect to the aluminum alloy cylinder liner, and can suppress the generation of blow-by gas. Furthermore, (b) a piston ring in which such a hard carbon film is formed at least on the outer peripheral sliding surface improves the initial conformability with the inner peripheral surface of the aluminum alloy cylinder liner, and has excellent scuffing resistance and excellent resistance. Abrasion can be demonstrated.
[0013]
Moreover, according to this invention, 50-70wt% Contains Si The balance is C and other inevitable impurities The first hard carbon film and the first hard carbon film are formed under the first hard carbon film. At a rate of 55-85 wt% W Contains , At a rate of 3-10 wt% Contains Ni The balance is C and other inevitable impurities Since the hard carbon laminated film made of the second hard carbon film is formed on at least the outer peripheral sliding surface of the piston ring, the first hard carbon film can improve initial conformability and scuff resistance, The second hard carbon film can improve wear resistance. Since the piston ring of the present invention has two hard carbon films having different functions laminated, the advantage is that it is easy to adjust the individual characteristics of each hard carbon film to be optimized compared to a hard carbon film consisting of a single layer. The initial conformability, scuff resistance and wear resistance can be further improved.
[0014]
Claim 2 The invention described in
[0015]
According to this invention, at least the outer peripheral sliding surface of the piston ring is formed with any one selected from a hard and tough sputtering film, an ion plating film, a chromium plating film, and a nitride layer as a base film. Therefore, the wear resistance of the outer peripheral sliding surface can be further improved.
[0016]
[0017]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The piston ring of the present invention will be described below with reference to the drawings. In the following, “%” means “%” by mass ratio, ie, “mass%”.
[0018]
As shown in FIGS. 1 to 3, the
[0019]
The piston ring of the present invention having such a structure has good followability of thermal expansion with respect to the counterpart aluminum alloy cylinder liner, can suppress the generation of blow-by gas, and can be at the initial stage with the inner peripheral surface of the aluminum alloy cylinder liner. The conformability can be improved, and excellent scuffing resistance and excellent wear resistance can be exhibited.
[0020]
The
[0021]
(1) Piston ring base material
Piston
[0022]
The austenitic stainless steel used has an austenitic phase and preferably contains 3.5% or more and 17% or less of Ni and 15% or more and 20% or less of Cr. If the Ni content is less than 3.5%, even if the blending ratio with the Cr content is changed, 15 × 10 -6 A thermal expansion coefficient of not less than / ° C cannot be ensured. In addition, since Ni has the effect | action which prevents the penetration | invasion of the nitrogen element in austenitic stainless steel, when nitriding the surface of austenitic stainless steel as mentioned later, Ni content is 17%. If it exceeds, there is a disadvantage that the nitriding time becomes long. Therefore, the Ni content can be 3.5% or more, more preferably 8% or more, and can be limited to 17% or less, more preferably 15% or less.
[0023]
Furthermore, Cr combines with the invading nitrogen element to form high-hardness chromium nitride, and as a result, has the effect of improving the hardness of the nitrided layer, so that the surface of austenitic stainless steel is nitrided as described later. In the case of processing, it becomes an important element for improving the wear resistance and scuff resistance of austenitic stainless steel. If the Cr content is less than 15%, high hardness chromium nitride is not sufficiently formed, and thus a high hardness nitride layer cannot be obtained. On the other hand, Cr is not as good as Ni, but has the effect of hindering the entry of nitrogen element into the austenitic stainless steel. Therefore, in the case of nitriding the surface of the austenitic stainless steel as described later, If the amount exceeds 20%, there is a disadvantage that the nitriding time becomes long. Therefore, the Cr content is 15% or more, more preferably 18% or more, and is limited to 20% or less.
[0024]
As the component composition of austenitic stainless steel, in addition to the above-mentioned Ni and Cr, it is possible to use those added with elements such as Mn, Mo, Cu, Nb, Se, Ti, N as necessary. it can. The effects of these additive elements are the same as those conventionally known.
[0025]
Since the piston ring of the present invention composed of such a piston
[0026]
(2) Hard carbon film
The hard carbon film formed on at least the outer peripheral sliding
[0027]
First, the hard carbon
[0028]
The hard carbon
[0029]
Of these hard carbon single-
[0030]
The thickness of the hard carbon
[0031]
As will be described later, the hard carbon single-
[0032]
The reason why the thickness of the hard carbon
[0033]
In the present invention, when the thickness of the hard carbon
[0034]
The composition of the hard carbon
[0035]
Further, as will be described later, the hard carbon single-
[0036]
As described above, in the
[0037]
Next, the hard carbon laminated
[0038]
The hard carbon laminated
[0039]
The first hard carbon film will be described.
[0040]
The first
[0041]
Although it does not specifically limit about the composition of the 1st hard carbon membrane | film |
[0042]
Moreover, since the 1st
[0043]
FIG. 4 shows an aspect in which the content ratio of Si contained in the first
[0044]
Next, the second hard carbon film will be described.
[0045]
The second
[0046]
The second
[0047]
The thickness of the second
[0048]
The composition of the second
[0049]
Further, as described later, the second
[0050]
As described above, in the
[0051]
(3) Configuration of surfaces other than the outer peripheral sliding surface
As shown in FIGS. 1A to 1F, the piston ring of the present invention has a hard carbon
[0052]
As shown in FIGS. 1B and 1E, when the hard carbon
[0053]
As shown in FIGS. 1 (c) and 1 (f), the hard carbon
[0054]
In the above-described case, the thickness of the hard carbon laminated
[0055]
In the above case, the thickness of the hard carbon laminated
[0056]
Further, as shown in FIGS. 2 (a) and 2 (b), the
[0057]
As shown in FIG. 2A, when the second
[0058]
As shown in FIG. 2B, when the second
[0059]
In addition, when using the piston ring of this invention as a side rail of an oil ring, the hard carbon lamination | stacking which further forms the 2nd
[0060]
Further, as shown in FIG. 2 (c), the
[0061]
The thickness of the second
[0062]
In addition, the thickness of the second
[0063]
Further, the thickness of the first hard carbon film formed on the second hard carbon film as necessary may be 0.005 μm or more from the viewpoint of initial conformability and scuff resistance, and is preferably 0.00. 15-14 μm.
[0064]
(4) Method for forming hard carbon film
The hard carbon
[0065]
Furthermore, in the
[0066]
(5) Undercoat or underlayer
As shown in FIGS. 3A to 3I, at least the outer peripheral sliding
[0067]
Even if the
[0068]
Any
[0069]
A
[0070]
The means for forming the chromium plating film and the nitride layer is not particularly limited. The chromium plating film may be a single layer plating film, a multilayer plating film or a composite plating film. The nitride layer may be an ion nitride layer or a gas nitride layer, and the formation means is not particularly limited.
[0071]
The underlayer formed on at least the outer peripheral sliding
[0072]
(6) Manufacturing method of piston ring
An example of the manufacturing method of the piston ring in which the hard carbon laminated
[0073]
First, the second
[0074]
Next, the first
[0075]
Note that the
[0076]
The piston ring having excellent sliding characteristics (abrasion resistance and scuff resistance) using an aluminum alloy cylinder liner having a large thermal expansion coefficient as the counterpart material has been described above. You may apply to the other sliding member aiming at following the thermal expansion of this, for example, automotive components, a compressor component, etc.
[0077]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to Examples and Comparative Examples.
[0078]
(Examples 1-34)
Austenitic SUS304 stainless steel (Ni content: 8.0%, Cr content: 18.0%, thermal expansion coefficient: 17 × 10 -6 / ° C) piston
[0079]
Hard carbon film : The hard carbon
[0080]
Chrome plating film : A 150 μm-thick chromium plating film was formed by electrolytic plating in a chromium fluoride bath. Then, the surface of the chromium plating film was ground and surface polishing using polishing paper was performed to adjust the roughness to 1 μm Rz. The final film thickness was 120 μm. The Vickers hardness of the formed chromium plating film was Hv900.
[0081]
Nitrided layer : A nitride layer was formed by gas nitriding. The gas nitrided layer having a thickness of 100 μm was formed by maintaining at 550 ° C. for 15 hours in an ammonia decomposition gas atmosphere. Thereafter, the surface of the nitrided layer was ground and subjected to surface polishing using polishing paper, and the roughness was adjusted to 1 μm Rz. The final film thickness was 70 μm. The formed nitrided layer had a Vickers hardness of Hv1100.
[0082]
Ion plating film : A CrN film having a thickness of 30 μm mainly oriented {200} was formed by an ion plating method. Thereafter, the surface of the ion plating film was ground, and surface polishing using polishing paper was performed to adjust the roughness to 1 μm Rz. The final film thickness was 20 μm. The Vickers hardness of the formed ion plating film was Hv1500.
[0083]
Table 1 shows the structures of the manufactured Examples 1 to 34.
[0084]
(Comparative Example 1)
Martensitic 17Cr stainless steel (Cr: 17%, thermal expansion coefficient: 11 × 10 -6 / ° C.) piston
[0085]
(Comparative Example 2)
Martensitic 17Cr stainless steel (Cr: 17%, thermal expansion coefficient: 11 × 10 -6 / ° C.) piston
[0086]
[Table 1]
(Abrasion test)
The abrasion test was performed using an Amsler type abrasion tester, in which almost half of the test piece was immersed in oil, brought into contact with the mating material, and loaded. As a test piece, an Amsler test piece was used. This Amsler test piece used what performed the process similar to the piston ring of Examples 1-34 and the comparative example 1. FIG. A wear test was performed using each test piece, and the wear resistance was evaluated. The test conditions were as follows: lubricating oil: Nissan PAN7782 (trade name), oil temperature: 80 ° C., peripheral speed: 1 m / sec (478 rpm), load: 80 kgf, test time: 7 hours. I went as an opponent. The counterpart material consisting of this cylinder liner made of Al-Si alloy is ground into a predetermined shape, and then the surface grinding is performed by changing the fineness of the grinding wheel, followed by polishing with a NaOH aqueous solution and finally 1 μm Rz. It adjusted so that it might become. The amount of wear was evaluated by measuring the amount of wear (μm) with a step profile by a roughness meter.
[0088]
The wear resistance was determined by comparing the amount of wear of the test piece corresponding to Comparative Example 1 and the amount of wear of each test piece corresponding to Examples 1 to 34 as a relative ratio thereof. The wear index for the results was evaluated. Therefore, the smaller the wear index of each test piece is, the smaller the amount of wear is. Each test piece corresponding to Examples 1-34 was remarkably superior in wear resistance than the test piece corresponding to Comparative Example 1. The results are shown in Table 2.
[0089]
(Scuff test)
The scuff test was performed using an Amsler type wear tester, with the lubricant attached to the test piece, and a load applied until the scuff was generated. As a test piece, an Amsler test piece was used. This Amsler test piece used what performed the process similar to the piston ring of Examples 1-34 and the comparative example 1. FIG. A scuff test was performed using each test piece, and scuff resistance was evaluated. The test conditions were: lubricant: Nissan PAN7782 (trade name), peripheral speed: 1 m / sec (478 rpm), and a cylinder liner made of an Al—Si alloy was used as the counterpart material. This Al—Si alloy cylinder liner was also adjusted to a final value of 1 μm Rz by the method described above.
[0090]
The scuff resistance of the test piece corresponding to Comparative Example 1 is 100, and the scuff generation load of each test piece corresponding to Examples 1 to 34 is the scuff resistance against the result of the test piece corresponding to Comparative Example 1. Compared as an index. Therefore, as the scuff resistance index of each test piece corresponding to Examples 1 to 34 is greater than 100, the scuff generation load increases and the scuff resistance is superior to the test piece corresponding to Comparative Example 1. The scuff resistance index of each test piece corresponding to Examples 1 to 34 was 150 to 240, and the scuff resistance was remarkably superior to the test piece corresponding to Comparative Example 1. The results are shown in Table 2.
[0091]
(Peel resistance test)
For the peel resistance test, an improved tester of an NPR impact tester (Japanese Examined Patent Publication No. 36-19046, a quantitative tester for plating adhesion) is used, and 43.1 mJ (4.4 kgf. mm) impact energy was added, and the number of times until peeling occurred was evaluated. As a test piece, in the above-described Examples 1 to 34, the piston ring according to the example in which the hard carbon
[0092]
For the peel resistance, the number of peel occurrences of the test piece of Comparative Example 2 was set to 100, and the number of peel occurrences of the test pieces of Examples 1 to 34 was compared as a peel resistance index with respect to the result of Comparative Example 2. Accordingly, when the peel resistance index of the test pieces of Examples 1 to 34 is larger than 100, peeling occurs more frequently than the test piece of Comparative Example 2, and thus the peel resistance is excellent. The peeling resistance index of Examples 1 to 34 was 105 to 110, which was superior to the piston ring of Comparative Example 2 in peeling resistance. The results are shown in Table 2.
[0093]
[Table 2]
(Evaluation)
The piston rings of Examples 1 to 34 were all superior in wear resistance and scuff resistance as compared with the piston ring in Comparative Example 1, and excellent in peeling resistance as compared with the piston ring in Comparative Example 2.
[0095]
【The invention's effect】
As described above, according to the piston ring of the present invention, 15 × 10 -6 Since a hard carbon film is formed on at least the outer peripheral sliding surface of the piston ring base material made of austenitic stainless steel having a coefficient of thermal expansion of / ° C or higher, (a) the coefficient of thermal expansion of such austenitic stainless steel is It is close to the coefficient of thermal expansion of the aluminum alloy cylinder liner, and has good thermal expansion following the aluminum alloy cylinder liner, between the inner peripheral surface of the aluminum alloy cylinder liner and the outer peripheral sliding surface of the piston ring. Suitable sliding contact is realized and generation of blow-by gas can be suppressed. Furthermore, (b) a piston ring in which such a hard carbon film is formed at least on the outer peripheral sliding surface improves the initial conformability with the inner peripheral surface of the aluminum alloy cylinder liner, and has excellent scuffing resistance and excellent resistance. Abrasion can be demonstrated.
[0096]
Such a piston ring of the present invention can be sufficiently used for a high-power, high-temperature, high-load engine that is expected to be developed in the future, and the effect is enormous.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a cross-sectional view showing an example of a piston ring of the present invention.
FIG. 2 is a cross-sectional view showing another example of the piston ring of the present invention.
FIG. 3 is a cross-sectional view showing another example of the piston ring of the present invention on which a base coating or base layer is formed.
FIG. 4 is an example of an aspect in which the Si content ratio of the first hard carbon film is inclined.
FIG. 5 is an improved testing machine for an NPR impact testing apparatus.
[Explanation of symbols]
1 Base material
2a Hard carbon single layer coating
2b Hard carbon laminated film
3 Undercoat (undercoat)
6 Outer sliding surface
7 Inner peripheral surface
8 Top surface
9 Bottom
10 Piston ring
11 First hard carbon film
12 Second hard carbon film
Claims (3)
前記硬質炭素皮膜は、前記外周摺動面の表面に形成された５０〜７０ｗｔ％の割合でＳｉを含有し、残部がＣ、その他不可避不純物である第１硬質炭素皮膜と、該第１硬質炭素皮膜下に形成された５５〜８５ｗｔ％の割合でＷを含有し、３〜１０ｗｔ％の割合でＮｉを含有し、残部がＣ、その他不可避不純物である第２硬質炭素皮膜とからなる積層皮膜であることを特徴とするピストンリング。A hard carbon film is formed on at least the outer peripheral sliding surface of the piston ring base material made of austenitic stainless steel having a thermal expansion coefficient of 15 × 10 −6 / ° C. or more,
The hard carbon film contains Si in a proportion of 50 to 70 wt% formed on the surface of the outer peripheral sliding surface , the balance being C, the first hard carbon film being other inevitable impurities, and the first hard carbon It is a laminated film composed of a second hard carbon film containing W in a proportion of 55 to 85 wt%, Ni in a proportion of 3 to 10 wt% , the balance being C, and other inevitable impurities formed under the film. A piston ring characterized by being.
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