JP6454103B2

JP6454103B2 - 圧力リング

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Inventors: 祐司島; 高橋　純也; 純也高橋
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Description

本発明は、圧力リングに関する。

近年、環境への負荷を抑制するため、自動車エンジンの燃費の向上、低エミッション化、及び高出力化が図られている。このため、自動車エンジンの燃焼室内に吸引される混合気の圧縮比を高めたり、エンジン負荷を高めたりすることが要求される。ところが、一般に圧縮比を高くすると、燃焼室温度が高くなり、ノッキングが発生し易くなる。通常のノッキング対策として、点火時期（進角）を遅らせることが行われている。この場合、高い熱効率は維持できない。したがって、燃焼室壁の温度を下げる方向の検討も行われている。燃焼室壁の温度を低下させるためには、燃焼室内に露出するピストン冠面の温度を下げることが有効である。ピストン冠面の温度を下げるためには、ピストン冠面付近に取り付けられた圧力リングを介して、ピストンの熱を冷却されたシリンダー壁へ逃がすことが最も効果的である。すなわち、ピストンリングの三つの基本機能であるガスシール機能、熱伝導機能及びオイルコントロール機能のうち、ピストンリングの熱伝導機能を利用する。

また、ピストンを構成する材料（以下、「ピストン材」という。）がアルミニウム（Ａｌ）である場合、燃焼室の温度の上昇に伴いアルミニウムが軟化する。この場合、ピストンのリング溝内で、圧力リングによる高温での叩きと摺動により、ピストンの疲労破壊が起きることがある。その結果、リング溝摩耗や圧力リングへのアルミニウムの凝着が発生しやすくなる。

熱伝導性に優れたピストンリングとしては、例えば特許文献１には、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒを含有し、これら含有量から算出されるパラメータが所定の数値範囲内にある、ピストンリングが開示されている。また、特許文献２にも、熱伝導性の高いピストンリングが開示されている。

特開２００９−２３５５６１号公報特開２０１１−２４７３１０号公報

ピストン材であるアルミニウムの圧力リングへの凝着防止や防錆の目的で、従来の組成を有するピストンリングの側面にリン酸塩を用いた化成処理（例えば、リン酸マンガンを用いた化成処理）を施す場合、ピストンリングが酸性の処理液に溶解し難い。このため、ピストンリング側面上にリン酸塩を析出させるために、処理液の酸濃度の増加等により、処理液とピストンリングとの反応性を高める必要がある。その際、ピストンリングの本体部（母材）における部分的な腐食（喰われ）が生じる。この場合、化成処理によって形成されるリン酸塩膜及び本体部（母材）の表面粗さが大きくなる。このようなピストンリングがピストンのリング溝の表面と摺動すると、リング溝の表面が異常に摩耗する。結果として、アルミニウムのピストンリングへの凝着が生じやすくなる。

本発明は、ピストン材の圧力リングへの凝着を抑制することができる圧力リングを提供することを課題とする。

本発明の一態様に係る圧力リングは、０．４５〜０．５５質量％のＣと、０．１５〜０．３５質量％のＳｉと、０．６５〜０．９５質量％のＭｎと、０．８０〜１．１０質量％のＣｒと、０．２５質量％以下のＶと、０．０１０質量％未満のＰと、Ｆｅ及び不可避的不純物を含む残部と、からなる鋼材から構成される、環状の本体部を備える。本発明の一態様に係る圧力リングは、リン酸塩を含み、本体部の表面において互いに平行に対向する平面状の側面、又は前記本体部の外周面若しくは内周面の少なくとも一方に設けられた第１膜を備えてよい。

本発明の別の一態様に係る圧力リングは、０．４５〜０．５５質量％のＣと、０．１５〜０．３５質量％のＳｉと、０．６５〜０．９５質量％のＭｎと、０．８０〜１．１０質量％のＣｒと、０．２５質量％以下のＶと、０．０１０質量％未満のＰと、０．０２〜０．２５質量％のＣｕと、Ｆｅ及び不可避的不純物を含む残部と、からなる鋼材から構成される、環状の本体部を備える。本発明の一態様に係る圧力リングは、リン酸塩を含み、本体部の表面において互いに平行に対向する平面状の側面の少なくとも一方、又は前記本体部の外周面若しくは内周面に設けられた第１膜を備えてよい。

本発明の上記態様に係る圧力リングでは、鋼材におけるＶの含有量は、０．１５質量％未満であってもよい。

本発明の上記態様に係る圧力リングでは、本体部の金属組織は、焼戻マルテンサイト基地中に球状セメンタイトが分散した金属組織であり、球状セメンタイトの平均粒径は０．１〜１．５μｍであり、金属組織の断面における球状セメンタイトの面積の占有率は、１〜６％であってもよい。

本発明の上記態様に係る圧力リングの熱伝導率は、３５Ｗ／ｍ・Ｋ以上であり、３００℃で、３時間加熱した後の圧力リングの接線張力の減退率は、４％以下であってもよい。

本発明の上記態様に係る圧力リングでは、第１膜の表面粗さＲｚが、４．５μｍ以下であってもよい。

本体部の外周面に設けられた第２膜を備えてよく、第２膜は、窒化チタン膜、窒化クロム膜、炭窒化チタン膜、炭窒化クロム膜、クロム膜、チタン膜、及びダイヤモンドライクカーボン膜からなる群より選ばれる少なくとも一つの膜を含んでもよい。

本発明の圧力リングによれば、ピストン材の圧力リングへの凝着を抑制することができる圧力リングが提供される。

走査電子顕微鏡で撮影した実施例１の断面の二次電子像である。走査電子顕微鏡で撮影した比較例１の断面の二次電子像である。実施例１、６及び比較例２〜４の熱伝導率と熱ヘタリ率との関係を示した図である。アルミニウム凝着試験を模式的に示した図である。ピストンリングに使用されている鋼材の合金元素の組成和と熱伝導率との関係を示す図である。本実施形態に係る圧力リングの平面図である。図７ａは、本実施形態に係る圧力リングの斜視図であり、図７ｂは、図７ａのｂ−ｂ線における断面図である。本実施形態に係る圧力リングが備える本体部の内部構造（結晶粒界）を示す模式図である。圧力リングの疲労試験の方法を示す模式図である。

以下、本発明の圧力リングを実施するための形態を説明する。但し、本発明は以下の実施形態に限定されるものではない。

（第一実施形態）
第一実施形態に係る圧力リングは、内燃機関（例えば自動車エンジン）用のピストンリングである。圧力リングは、例えば、内燃機関が備える円柱状のピストンの側面に形成されたリング溝に嵌合する。このピストンはエンジンの燃焼室（シリンダー）内に挿入される。圧力リングは、特にエンジンの熱負荷の高い環境に晒されるリングであってもよい。

本実施形態に係る圧力リングの構造を説明する。図６、図７ａ、及び図７ｂに示されるように、圧力リング１１は、環状の本体部１２（母材）と、第１膜１４と、を備える。環状の本体部１２には合口部１３が形成されている。つまり、「環状」とは、必ずしも閉じた円を意味するものではない。環状の本体部１２は、真円状でもよいし、楕円状でもよい。本体部１２は、互いに平行に対向する平面状の側面１２ａ、１２ｂと、外周面１２ｃと、内周面１２ｄとを有する。

本体部１２は、Ｆｅを主成分とする鋼材から構成されている。鋼材とは、鉄を主成分として含有する合金材と言い換えられる。本体部１２を構成する鋼材は、０．４５〜０．５５質量％のＣ（炭素）と、０．１５〜０．３５質量％のＳｉ（ケイ素）と、０．６５〜０．９５質量％のＭｎ（マンガン）と、０．８０〜１．１０質量％のＣｒ（クロム）と、０．２５質量％以下のＶ（バナジウム）と、０．０１０質量％未満のＰ（リン）と、Ｆｅ（鉄）及び不可避的不純物を含む残部と、からなる。

上記鋼材を伸線して、所定の断面形状を有する線材を作製し、この線材の加工によって、本体部１２は形成される。例えば、当線材をカム成形機によってリングの自由形状に成形した後、歪取りのために線材の熱処理を行う。熱処理後、リング状の線材の側面、外周、及び合口部等を研削し、さらに線材を所定のリング形状に加工することによって、本体部１２が得られる。

図７ｂに示されるように、第１膜１４が、本体部１２の側面１２ａに設けられている。第１膜１４は、本体部１２の側面１２ａの一部又は全部を覆っていてよい。第１膜１４は、ピストン材（例えばアルミニウム）の圧力リングへの凝着を抑制する。また、第１膜１４は、圧力リングにおける錆の発生を抑制する。第１膜１４はリン酸塩を含む。リン酸塩は、例えば、リン酸マンガン、リン酸亜鉛、及びリン酸鉄からなる群より選ばれる少なくとも一種であってよい。第１膜１４がリン酸塩のみからなってもよい。第１膜１４の厚さは、例えば１．０〜５．０μｍである。

第１膜１４は、例えば、本体部１２の側面１２ａに対して化成処理を施すことによって形成されてよい。化成処理とは、調整した酸性の化成処理液に被処理材を浸漬し、材料表面での化学反応により、材料表面に固着性のある不溶性の生成物を析出させる処理のことである。例えば、化学的方法により、本体部１２の側面１２ａ又は１２ｂの表面をリン酸塩で被覆する処理（リン酸塩処理）を意味する。リン酸塩は、例えば、リン酸マンガン、リン酸亜鉛、リン酸鉄又はリン酸亜鉛カルシウムであってよい。化成処理では、例えば、本体部１２を、リン酸塩を含む酸性の処理液に浸漬すると、アノード反応（溶解反応）及びカソード反応（還元反応）により本体部１２の表面のｐＨが上昇し、不溶性の化合物が側面１２ａ、１２ｂ及び内周面１２ｄに析出する。または還元反応により、不溶性の化合物が本体部１２の表面に直接析出する。第１膜１４は、本体部１２の側面１２ａのみに設けられていてもよく、側面１２ｂのみに設けられていてもよい。第１膜１４は、側面１２ａ及び側面１２ｂの両面に設けられていてよい。第１膜１４が、側面１２ａ又は１２ｂのみならず、内周面１２ｄに設けられていてもよい。

以下では、本体部１２を構成する鋼材に含まれる各元素について詳しく説明する。以下では、本体部１２を構成する鋼材に含まれる元素のうち、残部を除く元素を「合金元素」と記す。

Ｃは、Ｆｅ中に固溶し、圧力リングの強度向上に寄与する。また、Ｃは、炭化物を形成し、圧力リングの耐摩耗性に寄与する。鋼材中に少なくとも０．４５質量％以上のＣが含まれる場合、本体部１２中に炭化物が形成され、圧力リングの強度及び耐摩耗性が向上する。しかしＣは、Ｎ（窒素）と同様に、Ｆｅと共に侵入型固溶体を形成する元素であるため、Ｃの含有量が多過ぎると、ピストンリングの形成に用いる鋼材又はピストンリング自体の伸ばし加工又は絞り加工が困難になる。また、Ｃの含有量が多過ぎると、本体部１２におけるＣｒの炭化物の含有量が多くなり、Ｃ及びＣｒ各々に固有の効果が弱まる。これらの問題の発生を抑制するため、鋼材におけるＣの含有量は０．５５質量％以下であることが必要である。鋼材におけるＣの含有量は、０．４７〜０．５２質量％であってもよい。

Ｓｉは、Ｆｅ中に固溶し、圧力リングの耐熱性を向上させる。鋼材中に少なくとも０．１５質量％以上のＳｉが含まれる場合、圧力リングの耐熱性が向上し易い。一方、鋼材におけるＳｉの含有量を０．３５質量％以下とすることにより、圧力リングの冷間加工性の低下が抑制され、圧力リングの熱伝導率の低下も抑制される。これにより、圧力リングの摺動面（ピストンと接触する面）の昇温が抑制され、摺動面の耐焼付性が向上する。鋼材におけるＳｉの含有量は、０．２２〜０．２７質量％であってもよい。

Ｍｎは、鋳塊（鋼材）の製造時における脱酸剤として、鋼材中に含有される。Ｍｎは、Ｓｉの酸化を防止し、ＳｉのＦｅへの固溶を促進する。つまり、Ｍｎは、Ｓｉの固溶に好ましい条件を整える。鋼材中に０．６５質量％以上のＭｎが含まれる場合、含有量が少ないＳｉが酸化せずにＦｅ中に固溶し、Ｓｉに係る上記効果が発揮される。一方、鋼材におけるＭｎの含有率を０．９５質量％以下とすることにより、圧力リングの熱間加工性の低下が抑制される。鋼材におけるＭｎの含有量は、０．８２〜０．８８質量％であってもよい。

Ｃｒは、炭化物を形成して、圧力リングに耐摩耗性を付与する。鋼材中に０．８０質量％以上のＣｒが含まれる場合、圧力リングの耐摩耗性が向上し易い。一方、鋼材におけるＣｒの含有量を１．１０質量％以下とすることにより、過多量の炭化物の形成に伴う圧力リングの靭性の低下が抑制される。また、圧力リングの本体部中にα−Ｆｅが多量に固溶することが抑制され、圧力リングの加工性の低下が抑制される。鋼材におけるＣｒの含有量は、０．９５〜１．０８質量％であってもよい。

Ｖは、Ｃ及び／又はＮと結合して本体部中の鋼の組織を微細化し、分散させ、本体部中の結晶粒の粗大化を防止する。鋼材中に０．１５質量％以上のＶが含まれる場合、圧力リングの強靱性が向上し易い。一方、Ｖは高価な元素であるため、鋼材におけるＶの含有量を０．２５質量％以下とすることにより、圧力リングに掛かるコストが抑制される。鋼材におけるＶの含有量は、０．１５〜０．２５質量％又は０．１５〜０．２０質量％であってもよい。尚、Ｖは高価な元素であることから、それほど熱負荷の高くない環境下にて用いられる圧力リングの場合、鋼材におけるＶの含有量は、０質量％以上０．１５質量％未満であってもよい。

鋼材におけるＰの含有量を０．０１０質量％未満とすることにより、本体部の結晶粒界に沿ったＦｅ３Ｐ等の析出（偏析）が抑制される。Ｆｅ３Ｐ等が偏析した場合、圧力リングの疲労強度が低下する。また、本体部（母材）に化成処理を施す際、偏析したＦｅ３Ｐは酸に溶解し難いため、本体部１２（側面１２ａ）が局所的に溶解されるおそれがある。つまり、本体部１２の化成処理時の反応性が局所的に悪くなり、化成処理後の本体部（側面１２ａ）の表面粗さが大きくなる。このような問題の発生を抑制するため、鋼材におけるＰの含有量は、０．０１０質量％未満である必要がある。圧力リングに対して安定した化成処理を施すためには、Ｐの含有量は、少なければ少ないほど好ましい。しかし、鋼材におけるＰの含有量を低減するためには多大なコストを要する。現実的な少ないコストによって達成可能なＰの含有量の下限値は、例えば、０．００２質量％程度である。鋼材におけるＰの含有量は、０．００２〜０．００９質量％、０．００２〜０．００８質量％、０．００３〜０．００９質量％、０．００３〜０．００８質量％、０．００４〜０．００９質量％、又は０．００４〜０．００８質量％であってもよい。

上述のように、Ｐは、酸へ溶解し難いＦｅ３Ｐの著しい偏析を起こし、Ｆｅ３Ｐの偏析は、化成処理における上記問題を起こす。この問題の発生を抑制するため、従来のリン酸マンガン系の化成処理では、反応を促進させるような処理条件の調整を必要とした。しかし、当該調整によって、第１膜１４（又は側面１２ａ及び１２ｂ）の表面粗さが大きくなってしまう。このような圧力リングをピストンに取り付けた場合、ピストンのリング溝の摩耗が増大し、ピストン材（例えばアルミニウム）が圧力リングに凝着し易くなる。

一方、本実施形態では、Ｐの含有量が０．０１０質量％未満に予め調整されているため、化成処理における本体部１２の局部的な溶解が抑制され、第１膜１４（又は側面１２ａ）の表面粗さが低減され、安定な寸法を有する圧力リングが得られる。その結果、ピストン材の圧力リングへの凝着が抑制され、また圧力リングの張力の低下を抑制することもできる。また、安定な寸法を有する圧力リングをピストンに取り付けた場合、ブローバイガスの発生が抑制される。さらに、第１膜１４の表面粗さが小さく、第１膜１４の厚さが均一であることによって、圧力リングの防錆機能及び初期なじみ機能が向上する。

仮にＦｅ３Ｐが本体部１２内の結晶粒界に沿って析出している場合、圧力リングに対して繰り返し又は連続的に歪みを与えると、圧力リングは実際に加えられた歪みよりも大きい歪みが加えられた時と同じ挙動を示す。この挙動は、特に高温状態にある本体部１２の弾性領域においても発生し得る。その結果、本体部１２中に転位（線状の格子欠陥）が多数発生し、圧力リングの強度が低下するおそれがある。一方、本実施形態においては、Ｐの含有量が０．０１０質量％未満であるため、Ｆｅ３Ｐの偏析が抑制され、歪みに起因する圧力リングの強度の低下が抑制される。

上記鋼材は、不可避的に残部としてＳ（硫黄）を含む場合がある。鋼材がＳを含有すると、ＦｅＳが偏析して、本体部１２の化成処理時の反応性が悪化する。したがって、Ｓの含有量は、Ｐと同様に、少なければ少ないほど好ましい。Ｓに係る上記問題の発生を抑制するためには、鋼材におけるＳの含有量は、例えば、０．００２〜０．０２０質量％であればよい。鋼材におけるＳの含有量が０．００２〜０．０２０質量％であることによって、ＦｅＳの偏析が抑制され、本体部１２の化成処理時の反応性の低下が抑制される。０．００２質量％というＳの含有量は、現実的な少ないコストによって達成可能な下限値である。鋼材におけるＳの含有量と、上述のＰの含有量とを調整することによって、本体部１２の化成処理時の反応性を大きく改善させる相乗効果を得ることが可能になる。鋼材におけるＳの含有量は、０．００２〜０．０１５質量％であってもよく、０．００２〜０．０１６質量％であってもよく、０．００８〜０．０２０質量％であってもよく、又は０．００８〜０．０１５質量％であってもよい。

エンジンの燃焼室壁の温度を低下させるためには、圧力リングの高い熱伝導性が要求される。圧力リングの熱伝導機能は、本体部１２を構成する鋼材の熱伝導率、並びに第１膜の熱伝導率及び形状等に依存する。鋼材の熱伝導率は、鋼材に含まれる合金元素の含有量に依存する。下記表１に、鋼材に含まれる合金元素の含有量、窒素の含有量、これ等の含有率の和（組成和）、及び２００℃における各鋼材の熱伝導率を示す。各鋼材の熱伝導率と組成和との関係を、図５に示す。なお、下記表１中の鋼材Ａ〜Ｇのうち、鋼材Ｃ以外の鋼材の組成は、本実施形態に係る本体部を構成する鋼材の要件を満たすものではない。表１及び図５に示されるように、鋼材における組成和が少ないほど鋼材の熱伝導率が高い。

本体部１２を構成する鋼材に含まれる合金元素の含有量は、圧力リングの熱ヘタリ率（ｔｈｅｒｍａｌｓｅｔｔｌｉｎｇｒａｔｉｏ）に影響する。熱ヘタリ率とは、ＪＩＳＢ８０３２−５に基づく圧力リングの接線張力の減退率（接線張力減退度）である。鋼材における合金元素量の減少に伴って、圧力リングの熱ヘタリ率が高くなる傾向にある。圧力リングの熱ヘタリ率が高い場合、熱負荷の高い環境では圧力リングの張力の減退、及び圧力リングの変形等が起こり易くなる。熱ヘタリ率は、約３００℃程度の高温に晒されても圧力リングの機能を維持できる程度に小さいことが好ましい。したがって、鋼材の選定にあたっては、熱伝導率のみならず、熱ヘタリ率及び疲労強度等が考慮されてもよい。例えば、圧力リング１１の熱伝導率が３５Ｗ／ｍ・Ｋ以上であり、３００℃で３時間加熱した後の圧力リング１１の接線張力の減退率が、４％以下であってよい。３５Ｗ／ｍ・Ｋという熱伝導率は、従来の片状黒鉛鋳鉄から構成される従来のピストンリングの熱伝導率に匹敵する優れた値である。４％以下である熱ヘタリ率は、Ｓｉ−Ｃｒ鋼の熱ヘタリ率と同程度である。なお、ＪＩＳＢ８０３２−５では、３００℃で３時間加熱されたスチールリングの線張力減退度は８％以下であると規定されている。

鋼材のコストは、一般に合金元素量が少ないほど安価である。市場経済の観点からいえば、大量生産されている鋼材ほど安価である。本実施形態に係る圧力リングがピストンリングのような自動車部品に用いられる場合、圧力リングには、優れた特性だけでなく、競争力のある価格も要求されている。すなわち、いかに圧力リングの製造コストを低減できるかを考慮してもよい。

本体部１２の金属組織（鋼材の金属組織）は、焼戻マルテンサイトマトリックス（焼戻マルテンサイト基地）と、焼戻マルテンサイトマトリックス中に分散した複数の球状セメンタイトと、を有してよい。球状セメンタイトの平均粒径は０．１〜１．５μｍであってよい。当該金属組織を有する鋼材における合金元素の総量は少ないため、鋼材の熱伝導率が高い。しかし、このような鋼材におけるＣｒとＶとの含有量は僅かであるため、本体部の熱ヘタリ率が高くなる場合がある。熱伝導率が高い鋼材の熱ヘタリ率を低減するために、圧力リングの製造過程において、上記鋼材から形成した線材のオイルテンパー処理を行う前に、線材を焼鈍し、線材中に球状セメンタイトを析出させてもよい。オイルテンパー処理とは、鋼材の伸線工程の最終段階で行う処理である。また、オイルテンパー処理の条件を最適化することにより、線材中の焼戻マルテンサイトマトリックス中に比較的大きな球状セメンタイトを適量分散させてもよい。球状セメンタイトの一種として、例えばオイルテンパー処理が施されるバネ鋼の残留セメンタイトがある。残留セメンタイトは応力の集中源であって、鋼線の機械的性質を低下させる一因である。しかしながら、球状セメンタイトが圧力リングの本体部中に分散されている場合、本体部の熱ヘタリ率が低減する。オイルテンパー後の金属組織における焼戻マルテンサイトマトリックス中に残った球状セメンタイトによって結晶格子の歪みが生じるため、３００℃でも転位の移動及びクリープが抑制され、その結果熱ヘタリ率が低減される、と推測される。

球状セメンタイトの平均粒径が０．１μｍ以上である場合、球状セメンタイトは、オイルテンパー処理の一部である溶体化処理において、オーステナイト中に溶け込まない。このため、平均粒径が０．１μｍ以上である球状セメンタイトは、完成後の圧力リングの本体部の断面において観測される。球状セメンタイトの平均粒径が１．５μｍ以下である場合、球状セメンタイトに起因する本体部の疲労破壊が抑制される。つまり、圧力リングの疲労強度の低減が抑制される。球状セメンタイトの平均粒径は、０．４〜１．２μｍ、０．８〜１．２μｍ、又は０．５〜１．０μｍであってもよい。

金属組織（焼戻マルテンサイトマトリックス）の断面における球状セメンタイトの面積の占有率は、１〜６％であってよい。この占有率は、金属組織の断面に現れる顕微鏡組織の観察によって測定される。球状セメンタイトの面積の占有率が上記範囲内である場合、圧力リング１１の熱伝導率が３５Ｗ／ｍ・Ｋ以上となり易く、圧力リング１１の熱ヘタリ率も４％以下になり易い。合金における熱伝導率は、主に合金を構成する金属の結晶粒内の自由電子の運動に支配される。このため、固溶元素が少ないほど合金の熱伝導率は向上する。本実施形態に係る本体部１２の金属組織では、固溶強化性を有するＳｉの含有量が、従来のＳｉ−Ｃｒ鋼に比べて少なく、且つ侵入型固溶体を形成するＣの含有量が０．５５質量％以下である。したがって、圧力リング１１の熱伝導率は、従来のＳｉ−Ｃｒ鋼の熱伝導率よりも高い、と考えられる。なお従来のＳｉ−Ｃｒ鋼は、圧力リングを構成する鋼材として使用されており、従来のＳｉ−Ｃｒ鋼の熱伝導率は３１Ｗ／ｍ・Ｋ程度である。

圧力リング１１が上記金属組織を有する鋼材から構成される本体部１２を備えるため、圧力リング１１の高い熱伝導率と小さい熱ヘタリ率とが両立する。つまり、高圧縮比エンジンのような熱負荷の高い環境においても、圧力リング１１の張力は減退し難く、圧力リング１１が、ピストンヘッドの熱を、冷却されたシリンダー壁に効率良く逃すことができる。したがって、点火時期を遅らせるような調整をすることなくノッキングを抑制でき、高い熱効率でエンジンを駆動させることができる。また、高い熱伝導率を有する圧力リングを用いることによって、ピストンのリング溝の温度を下げることもできる。これにより、リング溝の摩耗が一層抑制され、ピストン材（例えばアルミニウム）の圧力リングへの凝着が一層抑制される。

第１膜１４の表面粗さＲｚは、４．５μｍ以下、４．０μｍ以下、３．７μｍ以下、３．５μｍ以下、３．３μｍ以下、３．１μｍ以下、又は３．０μｍ以下であってもよい。第１膜１４の表面粗さＲｚが上記範囲である圧力リング１１をピストンに取り付けた場合、ピストンのリング溝の摩耗が抑制され易く、リング溝の摩耗に伴うピストン材の圧力リングへの凝着が抑制され易い。表面粗さＲｚは、ＪＩＳＢ０６０１：１９８２に基づいて測定される。

本体部１２の外周面１２ｃに対して、様々な表面処理が行われていてよい。表面処理により、本体部１２の耐摩耗性又は耐スカッフ性が向上する。例えば、表面処理によって、本体部１２の外周面１２ｃ（外周摺動面）に、第２膜１５を設けてよい。第２膜１５は、本体部１２の外周面１２ｃの一部又は全体を覆っていてよい。第２膜１５は、窒化チタン（Ｔｉ−Ｎ）膜、窒化クロム（Ｃｒ−Ｎ）膜、炭窒化チタン（Ｔｉ−Ｃ−Ｎ）膜、炭窒化クロム（Ｃｒ−Ｃ−Ｎ）膜、クロム（Ｃｒ）膜、チタン（Ｔｉ）膜、及びダイヤモンドライクカーボン（ＤＬＣ）膜からなる群より選ばれる少なくとも一つの膜であってよい。第２膜１５は、窒化チタン膜、窒化クロム膜、炭窒化チタン膜、炭窒化クロム膜、クロム膜、チタン膜、及びダイヤモンドライクカーボン膜からなる群より選ばれる複数の膜を含んでよい。つまり、第２膜１５は、積み重なった、組成の異なる複数の膜を含んでよい。なお、第２膜１５の代わりに第１膜１４が本体部１２の外周面１２ｃに設けられてよい。また、本体部１２の側面１２ａ、１２ｂ、外周面１２ｃ及び内周面１２ｄの全てに第１膜１４が設けられてよい。つまり、本体部１２の表面全体に第１膜１４が設けられてよい。

圧力リング１１と摺動する相手材又は圧力リング１１の使用環境等に応じて、表面処理の方法、及び第２膜１５の組成は選択される。第２膜１５がクロム膜を含む場合、圧力リング１１の熱伝導率が向上し易い。第２膜１５が窒化クロム膜を含む場合、圧力リング１１の耐摩耗性及び耐スカッフ性が向上し易い。アルミニウムシリンダーに挿入されるピストンに圧力リング１１を用いる場合、第２膜１５としてはＤＬＣ膜が適している。

第２膜１５の厚さは、例えば１０〜４０μｍである。第２膜１５は、例えば、イオンプレーティング法等のＰＶＤ法（ＰｈｙｓｉｃａｌＶａｐｏｒＤｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、めっき又は窒化処理によって形成される。

（第二実施形態）
第二実施形態に係る圧力リングは、本体部を構成する鋼材がＣｕを含有する点を除いて、第一実施形態に係る圧力リングと同様である。以下には、第二実施形態に係る圧力リングに固有の特徴のみを記載する。

第二実施形態に係る圧力リングが備える本体部１２は、０．４５〜０．５５質量％のＣと、０．１５〜０．３５質量％のＳｉと、０．６５〜０．９５質量％のＭｎと、０．８０〜１．１０質量％のＣｒと、０．２５質量％以下のＶと、０．０１０質量％未満のＰと、０．０２〜０．２５質量％のＣｕ（銅）と、Ｆｅ及び不可避的不純物を含む残部と、からなる鋼材から構成される。鋼材におけるＣｕの含有量は、０．０２〜０．２５質量％、０．０２〜０．２０質量％、０．０２〜０．１６質量％、０．０４〜０．２５質量％、０．０４〜０．２０質量％、０．０４〜０．１６質量％、又は０．１６〜０．２５質量％であってもよい。

第二実施形態に係る圧力リングの製造では、第一実施形態と同様に、鋼材の伸線によって線材を作製する。この線材中に過飽和状態で固溶しているＣｕは、線材の焼入れ及び焼戻しを行った後、図８に示されるように、Ｃｕ２１の単体として結晶粒界に析出する。結晶粒界に析出したＣｕは非常に柔らかいため、隣り合う結晶粒２２同士を整合させる機能を示す。このようなＣｕ単体が析出した線材から本体部１２を形成することにより、金属疲労による本体部１２の破壊（疲労破壊）の発生が抑制される。Ｃｕは３００℃程度の高温下においても析出し易いため、高温下における圧力リングの疲労強度が向上する。以上のようなＣｕに係る効果を得るためには、鋼材におけるＣｕの含有量が０．０２質量％以上であることが必要である。同様の理由から、鋼材におけるＣｕの含有量は０．０４質量％以上であることが好ましい。鋼材におけるＣｕの含有量が０．２５質量％以下である場合、第１膜１４を形成するための化成処理時の反応性が向上し易く、また第２膜１５を形成するためのＣｒメッキの際の本体部１２の反応性も向上し易い。

Ｃｕは、圧力リング１１の耐食性を向上させる。上記鋼材がＣｕを含有することにより、鋼材中において、Ｃｕを含む非晶質皮膜がＦｅ相の表面に形成される。この非晶質皮膜は、圧力リングの耐食性を向上させる。圧力リング１１の製造過程において、Ｃｕを含む非晶質皮膜が鋼材の表面における錆の発生を抑制する。また、Ｃｕを含む非晶質皮膜は、化成処理における本体部１２の反応性を緩和し、本体部１２の局部的な反応が抑制される。その結果、本体部１２の表面（側面１２ａ又は１２ｂ）に形成されるピット（喰われ）の数が少なくなると共にピットの深さが浅くなる。したがって、腐食ピット（切り欠き）に起因する疲労強度の低減が抑制される。またピットの低減により、圧力リングのピストン溝への攻撃性が緩和され、ピストン溝の摩耗が抑制される。

本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はこれらの例に限定されるものではない。

（実施例１〜４、比較例１）
下記表２に示す組成を有する鋼材Ｊ１、Ｊ２、Ｊ３、Ｊ４及びＣ１其々を用いて、下記の方法で圧力リングを作製した。なお、いずれの鋼材も、下記表２に示す元素以外に、当然に鉄を含む。鋼材Ｊ１を用いた圧力リングは実施例１である。鋼材Ｊ２を用いた圧力リングは実施例２である。鋼材Ｊ３を用いた圧力リングは実施例３である。鋼材Ｊ４を用いた圧力リングは実施例４である。鋼材Ｃ１を用いた圧力リングは比較例１である。鋼材Ｃ１はＳＵＰ１０に相当する。以下では、場合により、実施例１をＪ１と記し、実施例２をＪ２と記し、実施例３をＪ３と記し、実施例４をＪ４と記し、比較例１をＣ１と記す。

鋼材に対して伸線工程を施した。伸線工程では、９００℃での熱処理、６００℃でのパテンチング処理、酸洗処理、伸線処理、加熱処理、７００℃での焼鈍処理、酸洗処理、伸線処理、及びオイルテンパー処理を、この順序で実施した。オイルテンパー処理では、９３０℃での鋼材の加熱、オイル中での鋼材の焼入、及び焼き戻しを、この順序で実施した。

上記の伸線工程により、矩形状の断面を有する線材を得た。線材の断面の厚さは１．０ｍｍであり、断面の幅は２．３ｍｍであった。線材を成形して、直径が７３ｍｍφである環状の本体部を作製した。イオンプレーティングにより、ＣｒＮ膜（第２膜）を本体部の外周面に形成した。また、化成処理により、リン酸マンガンを含む第１膜を本体部の側面に形成した。

以上の工程を得て、圧力リングを作製した。

各圧力リングの第１膜の表面粗さＲｚ、及び第１膜を除去した後の本体部の側面の表面粗さＲｚを測定した。測定結果を表２に示す。表２の「化成処理直後」の欄に記載された数値は、第１膜の表面粗さである。表２の「皮膜除去後」の欄に記載された数値は、第１膜を除去した後の本体部の側面の表面粗さである。

下記表２に示すように、実施例１〜４の第１膜の表面粗さは、比較例１の第１膜の表面粗さよりも小さいことが確認された。また、実施例１〜４の第１膜を除去した後の本体部の側面の表面粗さは、比較例１の第１膜を除去した後の本体部の側面の表面粗さよりも小さいことが確認された。

各圧力リングの本体部の側面に垂直な断面を観察して、側面（本体部の側面と第１膜との界面）の平滑性及び側面におけるピット（喰われ）の数を評価した。実施例１及び２の側面は、実施例３及び４の側面よりも平滑であった。実施例１及び２の側面におけるピット（喰われ）の数は、実施例３及び４の側面におけるピットの数よりも少なかった。実施例３及び４の側面は、比較例１の側面よりも平滑であった。実施例３及び４の側面におけるピット（喰われ）の数は、比較例１の側面におけるピットの数よりも少なかった。比較例１の側面は、実施例１〜４の側面よりも粗かった。比較例１の側面におけるピットの数は、実施例１〜４の側面におけるピットの数よりも多かった。

[リング溝の摩耗試験、及びアルミニウムの凝着試験]
各圧力リング、及び図４に示す装置（株式会社リケン製のトライボリック４）を用いて、下記のリング溝の摩耗試験、及びアルミニウムの凝着試験を行った。

圧力リング３を回転台２上に載置し、圧力リング３の中心と回転台２の回転軸を一致させた。回転台２を低速で一方向に回転させ、ヒーター５、熱電対６及び温度調節器７を用いて、ピストン材４の温度を２４０℃に調節し、ピストン材４を一定の周期で回転台２の回転軸方向に往復動させた。このような操作により、圧力リング３の側面をピストン材４の表面に接触させて、圧力リング３の側面、及びピストン材４の表面に対して周期的に面圧負荷を加えた。つまり、図４に示す面圧荷重サイクルを繰り返した。面圧荷重の振れ幅は１．１ＭＰａに調整した。ピストン材としては、アルミ合金鋳物であるＡＣ８Ａ材を用いた。試験開始前に、ピストン材４の表面に接触する圧力リング３表面に潤滑剤を塗布した。潤滑剤としては、無添加ベースオイルＳＡＥ３０を用いた。以上の試験方法は、リング溝の摩耗試験、及びアルミニウムの凝着試験に共通する。

リング溝の摩耗試験では、回転台２の回転及びピストン材４の往復動を１時間繰り返した。その後、圧力リング３との摺動によって形成されたピストン材４の表面における溝の深さを測定した。この溝の深さを、リング溝の磨耗量とみなした。各圧力リングを用いた場合のリング溝の磨耗量を下記表２に示す。

下記表２に示すように、実施例１〜４のリング溝の磨耗量は、比較例１のリング溝の磨耗量の半分未満であった。

アルミニウムの凝着試験では、ピストン材４に含まれるアルミニウムが圧力リング３に凝着するまで、回転台２の回転及びピストン材４の往復動を繰り返した。そして、アルミニウムが圧力リング３に凝着するまでのピストン材４の往復動の回数を測定した。測定結果を下記表２に示す。アルミニウムが圧力リング３に凝着する時点では、回転台２のトルクが変動し、またピストン材４の温度も急上昇する。この時点までのピストン材４の往復動の回数が多いことは、ピストン材４が圧力リング３に凝着し難いことを意味する。また、ピストン材４の往復動の回数が多いことは、ピストン材４の寿命が長いことを意味する。

下記表２に示すように、実施例１〜４のピストン材４の往復動の回数は、比較例１のピストン材４の往復動の回数よりも多かった。

実施例１の線材の断面における金属組織を走査電子顕微鏡によって観察した。実施例１の金属組織（顕微鏡組織）の画像を図１に示す。観察の結果、実施例１の金属組織は、焼戻マルテンサイト基地と、焼戻マルテンサイト基地中に分散した複数の微細な球状セメンタイト１と、を有することが確認された。画像中の球状セメンタイト１であった。また、この金属組織の画像を拡大して解析することにより、球状セメンタイトの平均粒径を求めた。平均粒径は、約３０００〜５０００個の球状セメンタイトの粒径の平均である。同様の方法で、金属組織の断面における球状セメンタイトの面積の占有率（面積率）を測定した。測定された平均粒径及び面積率を下記表３に示す。

比較例１の線材の断面における金属組織を走査電子顕微鏡によって観察した。比較例１の金属組織（顕微鏡組織）の画像を図２に示す。観察の結果、比較例１の金属組織は、均一な焼戻マルテンサイトマトリックスであった。比較例１の金属組織において球状セメンタイトは観察されなかった。

（実施例５、６）
オイルテンパー処理において焼入前の加熱温度を９８０℃に調整したこと以外は実施例１と同様の方法で、実施例５（Ｊ５）の圧力リングを作製した。オイルテンパー処理において焼入前の加熱温度を８２０℃に調整したこと以外は実施例１と同様の方法で、実施例６（Ｊ６）の圧力リングを作製した。オイルテンパー処理における焼入前の加熱温度の調整は、焼戻マルテンサイト基地と、焼戻マルテンサイト基地中に分散する球状セメンタイトと、を有する鋼材の金属組織を形成することを目的とするものである。

実施例５及び６の線材の断面における金属組織を走査電子顕微鏡によって観察した。観察の結果、実施例５及び６其々の金属組織は、焼戻マルテンサイト基地と、焼戻マルテンサイト基地中に分散した複数の微細な球状セメンタイトと、を有することが確認された。実施例１と同様の方法で、実施例５及び６其々の球状セメンタイトの平均粒径を求めた。実施例１と同様の方法で、実施例５及び６其々の金属組織の断面における球状セメンタイトの面積の占有率（面積率）を測定した。測定された平均粒径及び面積率を下記表３に示す。

（比較例２〜４）
比較例２の圧力リングの作製では、鋼材として、比較例1と同じ鋼材Ｃ１（ＳＵＰ１０相当材）を用いた。比較例２の伸線工程では、焼鈍処理の代わりに、６００℃でのパテンチング処理を行った。つまり、比較例２では、２度のパテンチング処理を行った。これらの事項以外は実施例１と同様の方法で、比較例２（Ｃ２）の圧力リングを作製した。鋼材としてＳｉ−Ｃｒ鋼（ＪＩＳＳＷＯＳＣ−Ｖ）を用いたこと以外は比較例２と同様の方法で、比較例３（Ｃ３）の圧力リングを作製した。鋼材として硬鋼線（ＪＩＳＳＷＲＨ６２Ａ）を用いたこと以外は比較例２と同様の方法で、比較例４（Ｃ４）の圧力リングを作製した。

[熱伝導率の測定]
実施例１、５、６及び比較例２〜４其々の圧力リングの熱伝導率を、レーザーフラッシュ法により測定した。測定結果を下記表３に示す。下記表３に示すように、実施例１、５及び６の熱伝導率は、比較例２の熱伝導率と同程度であった。実施例１、５、６の熱伝導率は、比較例３の熱伝導率よりも高く、比較例４の熱伝導率よりも低かった。これらの測定結果から、圧力リングの熱伝導率は、圧力リングの作製に用いる鋼材の組成（鋼材中の合金元素量）に依存することが確認された。

[熱ヘタリ試験]
実施例１、５、６及び比較例２〜４其々の圧力リングを用いた下記の熱ヘタリ試験を行った。

熱ヘタリ試験とは、ＪＩＳＢ８０３２−５に基づいた、圧力リングの接線張力の減退率を測定する試験である。熱ヘタリ試験では、最初に圧力リングの接線張力を測定した。次に、圧力リングの合口部を閉じて、圧力リングを３００℃で３時間加熱した。加熱後、再び圧力リングの接線張力を測定した。これらの測定結果から、加熱に伴う接線張力の減退率（接線方向張力減退度）を求めた。

各圧力リングを用いた上記試験を５回実施して接線張力の減退率を求めて、これらの平均値を求めた。各実施例及び比較例の接線張力の減退率の平均値（熱ヘタリ率）を下記表３に示す。また、比較例２の熱ヘタリ率を１００としたときの、各実施例及び比較例の熱ヘタリ率の相対値を、下記表２の「対比」の欄に示す。

実施例１、５及び６の熱伝導率は、比較例２の熱伝導率と同程度であるにもかかわらず、実施例１、５及び６の熱ヘタリ率は、比較例２の熱ヘタリ率よりも低かった。実施例１及び６の熱ヘタリ率は、目標値である４％以下であった。なお、実施例１及び６では、５回測定された接線張力の減退率のバラツキが小さかった。

熱ヘタリ率と熱伝導率の関係を図３に示す。図３に示すに、比較例２〜４は、熱伝導率の増加に伴い熱ヘタリ率が増加する傾向を示している。図３は、実施例１及び６の熱伝導率は、比較例２の熱伝導率と同程度であるにもかかわらず、実施例１及び６の熱ヘタリ率は比較例２の熱ヘタリ率よりも低いことを明示している。

（実施例１１〜１４、比較例１１）
下記表４に示す組成を有する鋼材Ｊ１１、Ｊ１２、Ｊ１３、Ｊ１４及びＣ１１其々を用いて、圧力リングを作製した。なお、いずれの鋼材も、下記表４に示す元素以外に、当然に鉄を含む。鋼材Ｊ１１を用いた圧力リングは実施例１１である。鋼材Ｊ１２を用いた圧力リングは実施例１２である。鋼材Ｊ１３を用いた圧力リングは実施例１３である。鋼材Ｊ１４を用いた圧力リングは実施例１４である。鋼材Ｃ１１を圧力リングは比較例１１である。以下では、場合により、実施例１１をＪ１１と記し、実施例１２をＪ１２と記し、実施例１３をＪ１３と記し、実施例１４をＪ１４と記し、比較例１１をＣ１１と記す。

実施例１１〜１４及び比較例１１其々の圧力リングの作成方法は、鋼材の組成を除いて実施例１と同じであった。

各圧力リングの第１膜の表面粗さＲｚ、及び第１膜を除去した後の本体部の側面の表面粗さＲｚを測定した。測定結果を表４に示す。表４の「化成処理直後」の欄に記載された数値は、第１膜の表面粗さである。表４の「皮膜除去後」の欄に記載された数値は、第１膜を除去した後の本体部の側面の表面粗さである。

下記表４に示すように、実施例１１〜１４の第１膜の表面粗さは、比較例１１の第１膜の表面粗さよりも小さいことが確認された。また、実施例１１〜１４の第１膜を除去した後の本体部の側面の表面粗さは、比較例１１の第１膜を除去した後の本体部の側面の表面粗さよりも小さいことが確認された。

各圧力リングの本体部の側面に垂直な断面を観察して、側面（本体部の側面と第１膜との界面）の平滑性及び側面におけるピット（喰われ）の数を評価した。実施例１１〜１３の側面は、実施例１４の側面よりも平滑であった。実施例１１〜１３の側面におけるピット（喰われ）の数は、実施例１４の側面におけるピットの数よりも少なかった。実施例１４の側面は、比較例１１の側面よりも平滑であった。実施例１４の側面におけるピット（喰われ）の数は、比較例１１の側面におけるピットの数よりも少なかった。比較例１１の側面は、実施例１１〜１４の側面よりも粗かった。比較例１の側面におけるピットの数は、実施例１１〜１４の側面におけるピットの数よりも多かった。

実施例１１〜１４及び比較例１１其々の化成処理直前の本体部の幅Ｗ０を測定した。幅Ｗ０とは、第１膜が形成されるべき本体部の側面の幅である。実施例１１〜１４及び比較例１１其々の化成処理直前の本体部の厚さＴ０を測定した。厚さＴ０とは、本体部の側面に垂直な方向における本体部の厚さである。

実施例１１〜１４及び比較例１１其々の圧力リングから第１膜を除去した後の本体部の幅Ｗ１を測定した。幅Ｗ１は、幅Ｗ０に対応する。実施例１１〜１４及び比較例１１其々の圧力リングから第１膜を除去した後の本体部の厚さＴ１を測定した。厚さＴ１は、厚さＴ０に対応する。

各実施例及び比較例の（Ｗ０−Ｗ１）を、下記表４の「リング幅寸法」の欄に記載する。各実施例及び比較例の（Ｔ０−Ｔ１）を、下記表４の「リング厚さ寸法」の欄に記載する。（Ｗ０−Ｗ１）及び（Ｔ０−Ｔ１）は、化成処理に伴う本体部の寸法の変化量を意味する。下記表４に示すように、実施例１１〜１４の寸法の変化量は、比較例１１の寸法の変化量よりも小さいことが確認された。

[圧力リングの疲労試験]
実施例１１〜１４及び比較例１１其々の圧力リングを用いて、下記の疲労試験を行った。

圧力リングの疲労試験では、図９に示される装置を用いた。図９に示されるように、装置３０は、圧力リング３１を固定する固定部３４と、稼働部３５と、圧力リング３１を加熱するヒーター３６とを備える。疲労試験では、まず合口部３３に位置する圧力リング３１の一方の端部３３ａを、固定部３４に取り付けた。また、合口部３３に位置する圧力リング３１の他方の端部３３ｂを、稼働部３５に取り付けた。圧力リング３１の温度を室温に維持した状態で、圧力リング３１の合口部３３を開閉するように、稼働部３５を矢印３５ａの方向に沿って往復動させた。稼働部３５の往復動を１０^７回繰り返した。往復動を繰り返した後、合口部３３を広げるような応力を稼働部３５において圧力リング３１に加えた。応力を徐々に増加させて、圧力リング３１の本体部において合口部３３の反対側に位置する部分３２ｅに疲労亀裂が発生した時の応力（疲労限度応力）を測定した。室温での各圧力リングの疲労限度応力を、下記表４に示す。

圧力リング３１の温度をヒーター３６によって３００℃に維持したこと以外は上記と同様の方法で、３００℃での各圧力リングの疲労限度応力を測定した。測定結果を下記表４に示す。

下記表４に示すように、３００℃での実施例１１〜１４の疲労限度応力は、３００℃での比較例１１の疲労限度応力よりも大きいことが確認された。つまり、実施例１１〜１４の圧力リングでは、比較例１１の圧力リングに比べて、高温下における疲労破壊の発生が抑制されたことが確認された。

本発明に係る圧力リングは、例えば自動車用エンジンのピストンリングとして用いることができる。

１…球状セメンタイト、２…回転台、３，１１…圧力リング、４…ピストン材、５…ヒーター、６…熱電対、７…温度調節器、１２…本体部、１２ａ，１２ｂ…側面、１２ｃ…外周面、１２ｄ…内周面、１３…合口部、１４…第１膜、１５…第２膜、２１…Ｃｕ単体、２２…結晶粒。

Claims

０．４５〜０．５５質量％のＣと、０．１５〜０．３５質量％のＳｉと、０．６５〜０．９５質量％のＭｎと、０．８０〜１．１０質量％のＣｒと、０．２５質量％以下のＶと、０．０１０質量％未満のＰと、Ｆｅ及び不可避的不純物を含む残部と、からなる鋼材から構成される、環状の本体部を備える、
圧力リング。
０．４５〜０．５５質量％のＣと、０．１５〜０．３５質量％のＳｉと、０．６５〜０．９５質量％のＭｎと、０．８０〜１．１０質量％のＣｒと、０．２５質量％以下のＶと、０．０１０質量％未満のＰと、０．０２〜０．２５質量％のＣｕと、Ｆｅ及び不可避的不純物を含む残部と、からなる鋼材から構成される、環状の本体部を備える、
圧力リング。
リン酸塩を含み、前記本体部の表面において互いに平行に対向する平面状の側面の少なくとも一方、又は前記本体部の外周面若しくは内周面に設けられた第１膜を備える、
請求項１又は２に記載の圧力リング。
前記第１膜の表面粗さＲｚが、４．５μｍ以下である、
請求項３に記載の圧力リング。
前記鋼材におけるＶの含有量は、０．１５質量％未満である、
請求項１〜４のいずれか一項に記載の圧力リング。
前記本体部の金属組織は、焼戻マルテンサイト基地中に球状セメンタイトが分散した金属組織であり、
前記球状セメンタイトの平均粒径は０．１〜１．５μｍであり、
前記金属組織の断面における前記球状セメンタイトの面積の占有率は、１〜６％である、
請求項１〜５のいずれか一項に記載の圧力リング。
熱伝導率が、３５Ｗ／ｍ・Ｋ以上であり、
３００℃で、３時間加熱した後の接線張力の減退率が、４％以下である、
請求項１〜６のいずれか一項に記載の圧力リング。
前記本体部の外周面に設けられた第２膜を備え、
前記第２膜は、窒化チタン膜、窒化クロム膜、炭窒化チタン膜、炭窒化クロム膜、クロム膜、チタン膜、及びダイヤモンドライクカーボン膜からなる群より選ばれる少なくとも一つの膜を含む、
請求項１〜７のいずれか一項に記載の圧力リング。