KR20230098280A - 증가된 내마모성 및 내부식성을 갖는 주철 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드를 제조하는 방법 및 이에 따라 획득된 브레이킹 밴드 - Google Patents

Abstract

본 발명은 증가된 내마모성 및 내부식성을 갖는 주철 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드를 제조하는 방법에 관한 것으로, 하기의 단계: a) 주철, 바람직하게는 회주철로 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드를 제조하는 단계; b) 용융 알루미늄이 브레이킹 밴드의 적어도 미리결정된 표면 영역을 덮도록, 미리결정된 온도에서 유지되는 용융 알루미늄에서 브레이킹 밴드를 적어도 부분적으로 침지시키는 단계를 포함한다. 침지시키는 단계는 미리결정된 기간 동안 연장되어, 주철의 표면 미세구조에서 알루미늄 원자의 확산을 허용하고 결과적으로 브레이킹 밴드의 표면층에서 금속간 철-알루미늄 화합물의 형성을 허용함으로써, 브레이킹 밴드의 미리결정된 표면 영역에서 금속간 철-알루미늄 화합물로 이루어진 층을 생성시킨다. 상기 방법은 c) 용융 알루미늄으로부터 브레이킹 밴드를 추출하는 단계; d) 상기 금속간 철-알루미늄 화합물의 층을 표면 상에 노출시키기 위해 추출 후에 브레이킹 밴드에 부착된 채로 남아 있는 알루미늄을 제거하는 단계를 더욱 포함한다. 표면 상에 노출된 금속간 철-알루미늄 화합물의 층은 주철 브레이킹 밴드에게 미리결정된 표면 영역에서 더 높은 내부식성 및 내마모성을 부여한다

Description

증가된 내마모성 및 내부식성을 갖는 주철 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드를 제조하는 방법 및 이에 따라 획득된 브레이킹 밴드

본 발명은 증가된 내마모성 및 내부식성을 갖는 주철(cast iron) 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드를 제조하는 방법 및 이에 따라 획득된 브레이킹 밴드에 관한 것이다.

차량의 디스크 브레이크 시스템의 브레이크 디스크는 환형 구조, 또는 브레이킹 밴드, 및 중앙 고정 구성요소(element)를 포함하고, 이는 벨이라고 알려져 있으며, 이런 수단에 의해서, 디스크가 차량 서스펜션의 회전 부분, 예를 들어, 허브에 고정된다. 브레이킹 밴드에는 마찰 구성요소(브레이크 패드)와 협력하기에 적합한 대향하는 브레이킹 표면들이 제공되며, 브레이킹 밴드에 걸쳐 배치되고 차량 서스펜션의 비-회전 부품과 통합되는 적어도 하나의 캘리퍼 몸체에 수용된다. 대향하는 브레이크 패드들 및 브레이킹 밴드의 대향하는 브레이크 표면들 사이의 제어된 상호작용은 차량의 감속 또는 정지를 허용하는 마찰에 의한 브레이킹 작용을 결정한다.

일반적으로, 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드는 주철, 특히 회주철 또는 강철(steel)로 제조된다. 실제로, 주철은 상대적으로 저렴한 비용으로 우수한 브레이킹 성능(특히 마모 방지 측면에서)을 얻는 것을 허락한다. 탄소 또는 탄소-세라믹 재료로 제조된 브레이킹 밴드는 훨씬 더 뛰어난 성능을 제공하지만, 훨씬 더 많은 비용이 든다.

많은 금속보다 단단하지만, 주철은 브레이크 디스크가 작동하는 동안 마모되고, 이에 의하여 브레이크 밴드의 두께를 감소시키고, 따라서 브레이크 디스크의 수명을 제한한다.

주철의 또 다른 한계는 물에, 특히 염(염화나트륨, 염화칼륨)이 있는 경우에, 노출된 후 빠르게 부식된다는 사실과 관련이 있다. 이것은 브레이킹 밴드의 표면 상에 산화물의 층을 생성시키고, 이는, 제거될 때까지, 보기 흉할 뿐만 아니라 브레이킹 문제를 일으킬 수 있다.

몇 가지 전략이 이러한 문제를 극복하기 위해 주철 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드를 처리하기 위하여 구현되어 왔으며, 아래에 다이어그램으로 나열되어 있다.

- 표면 코팅의 적용: 단단한 내-마모성 재료(크롬 및 텅스텐 카바이드, 알루미늄 산화물 등)에 기초한 코팅이 주철 브레이킹 밴드의 표면에 적용된다. 이러한 코팅을 적용하기 위한 다양한 기술이 있으며; 가장 많이 사용되는 기술은 주철에 대한 코팅의 접착을 허용하는 적절한 금속 매트릭스에 혼합된 세라믹 분말의 "용사(Thermal Spray)"이다. 용사 기술은 위에서 언급한 재료의 생산성과 활용도를 더 높일 수 있기 때문에 다른 필름 침착 방법보다 더 선호된다. 이 기술의 주요 한계는 주철 브레이크 디스크 상에 적용시키는 것으로 언급될 경우 상대적으로 높은 비용이다.

- 반응하는/확산하는 공정: 이들은 주철이 이의 화학적-물리적 상태를 변경하는 다른 물질과 반응하게 되어 이의 표면 특성을 증가시키는 공정이다. 이들은 침탄(carburization), 질화(nitriding) 및 붕소화(borating)를 포함한다. 상기 반응은 기체 또는 액체 상태(phase)에서 발생할 수 있다. 이러한 유형의 공정의 주요 한계는 성능의 제한된 증가, 긴 처리 기간 및, 몇몇 경우에서, 과도하게 높은 공정처리 온도이며, 이는 주철 디스크 상에 뒤틀림을 포함할 필요성과 양립할 수 없다.

- "인-시튜(In-situ)" 형성 공정: 이들은 브레이킹 밴드 자체를 형성하는 동안, 즉, 다이에서 용융 주철을 주조(casting)하는 동안, 적절한 특성을 가진 재료로 제조된, 브레이킹 밴드 상에 표면층을 형성하는 것을 포함하는 공정이다. 용융된 주철과 접촉하여 새로운 화합물의 형성을 야기하거나 또는 단순히 원하는 특성을 가진 구성요소를 포함하는, 구성요소/물질을 주조하기 전에, 다이에 도입된다. 이러한 유형의 공정의 주요 한계는 주철 브레이킹 밴드 제조 공정이 상당히 복잡하다는 사실과 관련이 있다. 또한, 몇몇 경우에서, 열 처리가 주철 디스크 상에 뒤틀림을 포함할 필요성과 양립할 수 없는 온도에서 필요하다.

따라서, 높은 내마모성 및 내부식성의 특성을 갖는 브레이킹 밴드의 표면 상에 표면층을 형성시킬 수 있고, 및 완전히 또는 적어도 부분적으로 위에서 설명한 선행 기술의 작동 한계를 극복할 수 있는, 주철 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드를 제조하는 방법에 대한 필요성을 강하게 느낀다.

따라서, 본 발명의 목적은 증가된 내마모성 및 내부식성을 갖고, 생산 비용에서 커다란 증가를 초래하지 않는, 주철 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드를 제조하는 방법을 이용가능하게 함으로써 종래 기술과 관련된 전술한 문제를 제거하거나 적어도 감소시키는 것이다.

본 발명의 또 다른 목적은 증가된 내마모성 및 내부식성을 갖고, 생산 시간에서 커다란 증가를 초래하지 않는, 주철 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 또 다른 목적은 브레이킹 밴드에 뒤틀림(distortion)을 포함해야 하는 요건과 양립할 수 있는 공정처리 온도에서 수행될 수 있는, 증가된 내마모성 및 내부식성을 갖는 주철 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 기술적 특징은 아래에 제시된 청구범위의 내용에서 명백하게 발견될 수 있으며, 그 이점은, 비-제한적 실시예의 방식으로 단순히 주어진, 이의 하나 이상의 구현예를 나타내는, 첨부된 도면을 참조하여 이루어진, 다음의 상세한 설명으로부터 더욱 명백해질 것이다.
- 도 1은 일반적인 구현예에 따른 본 발명에 따른 방법의 흐름도를 나타낸다.
- 도 2, 3 및 4는 바람직한 구현예에 따른 본 발명에 따른 방법의 흐름도를 나타낸다.
- 도 5는, 사전 표면 탈탄처리 없이, 약 1분 동안 700℃에서 알루미늄화의 수단에 의해 본 발명의 방법에 따라 얻은, 금속간 화합물의 층이 제공된 주철 샘플상에서 주사 전자 현미경으로 얻은 SEM 이미지를 나타낸다.
- 도 6은, 사전 표면 탈탄처리가 있고, 약 1분 동안 700℃에서 알루미늄화에 의해, 본 발명의 방법에 따라 얻은, 금속간 화합물의 층이 제공된 또 다른 주철 샘플 상에서 주사 전자 현미경으로 얻은 SEM 이미지를 나타낸다.
- 도 7은 본 발명에 따른 브레이킹 밴드 샘플 상에서 주사 전자 현미경으로 얻은 고배율(2000x) 하의 SEM 이미지를 나타낸다.
설명된 구현예와 공통되는 구성요소 또는 부품은 동일한 참조 부호를 사용하여 이후 표시될 것이다.

본 발명은 증가된 내마모성 및 내부식성을 갖는 주철 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드를 제조하는 방법 및 이에 따라 얻어진 브레이킹 밴드에 관한 것이다.

제조 방법이 먼저 설명될 것이고, 그 다음에, 이러한 방법에 의해 얻어지는 브레이킹 밴드의 설명이 이어질 것이다.

도 1의 흐름도에 예시된 본 발명의 일반적인 구현예에 따르면, 증가된 내마모성 및 내부식성을 갖는 주철 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드를 제조하는 방법은 다음의 작동 단계를 포함한다:

a) 주철로, 바람직하게는 회주철로 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드를 제조하는 단계;

b) 용융 알루미늄이 상기 브레이킹 밴드의 적어도 미리결정된 표면 영역을 덮기 위해, 미리결정된 온도에서 유지되는 용융 알루미늄에서 브레이킹 밴드를 적어도 부분적으로 침지시키는 단계.

용융 알루미늄에서 침지시키는 단계는 미리결정된 기간 동안 연장되어, 주철 표면 미세구조에서 알루미늄 원자의 확산을 허용하고 결과적으로 상기 브레이킹 밴드의 표면층에서 금속간 철-알루미늄 화합물의 형성을 허용함으로써, 상기 브레이킹 밴드의 미리결정된 표면 영역에서 금속간 철-알루미늄 화합물로 이루어진 층을 생성시킬 수 있다.

상기 방법은 다음과 같은 추가 작업 단계를 포함한다:

c) 용융 알루미늄으로부터 브레이킹 밴드를 추출하는 단계;

d) 상기 금속간 철-알루미늄 화합물의 층을 표면 상에 노출시키기 위해, 추출 후 상기 브레이킹 밴드에 부착된 채로 남아 있고, 주철과 반응하지 않은 알루미늄을 제거하는 단계.

표면에서 노출된 전술한 금속간 철-알루미늄 화합물 층은, 주철 브레이킹 밴드에 코팅이 없고, 및 주철이 표면에서 직접 노출되는 경우와 비교하여, 상기 미리결정된 표면 영역에서 주철 브레이킹 밴드에 더 높은 내부식성 및 내마모성을 부여한다는 것이 실험적으로 밝혀졌다.

금속간 철-알루미늄 화합물 층에 의해 부여된 특성은 이러한 층이 내부식성과 내마모성을 결합한다는 사실 덕분에 시간이 지나도 유지된다. 다시 말해서, 금속간 철-알루미늄 화합물로 만들어진 보호층은 브레이킹 밴드 상에서 패드에 의해 가해지는 브레이킹 작용에 의해 발생하는 마찰(rubbing)의 결과로서 화학적으로 뿐만 아니라 기계적으로도 덜 공격할 수 있는 것이다. 이것은 브레이킹 밴드의 작동 수명 동안 이를 보존하는데 시너지적으로 기여를 한다.

주철 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드를 처리하기 위한 전술한 전통적인 기술(표면 코팅의 적용; 반응성/확산성 공정, "인-시튜" 형성 공정)과 비교하여, 본 발명에 따른 방법은 구현하는데 있어 작동상 더 간단하며, 이는 건설 및 운영을 위해 복잡한 플랜트를 사용할 필요가 없기 때문이다.

또한, 본 발명에 따른 방법은 적어도 단계 b), c) 및 d)와 관련하여 상대적으로 짧은 수행 기간을 필요로 한다.

따라서, 본 발명에 따른 방법은 증가된 내마모성 및 내부식성을 갖는 주철 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드를, 비용 및 생산 기간의 상당한 증가를 수반하지 않고, 기술적으로 간단한 방식으로 제조할 수 있게 한다.

보다 상세하게는, 상기 금속간 철-알루미늄 화합물의 층은, 주철 조직 내 알루미늄 원자의 확산 과정 및 금속간 철-알루미늄 화합물의 형성에 의해, 용융 알루미늄과 접촉하는 주철 브레이킹 밴드의 표면층에 형성된다.

상기 금속간 철-알루미늄 화합물 층은 복수의 금속간 철 및 알루미늄 화합물, 특히 Fe₃Al, FeAl, FeAl₂, FeAl₃, Fe₂Al₅를 포함할 수 있다. 주된(predominant) 금속간 상은 FeAl₃이며, 왜냐하면 이것이 열역학적으로 더 안정하기 때문이다.

바람직하게는, 용융 알루미늄이 유지되는 상기 미리결정된 온도는 680℃ 이상이다.

유리하게는, 용융 알루미늄이 유지되는 상기 미리결정된 온도는 750℃ 이하이고, 바람직하게는 690℃ 내지 710℃에 포함되고, 훨씬 더욱 바람직하게는 700℃와 동일하다. 이러한 온도 값은 금속간 화합물의 형성을 촉진할 필요성과 브레이킹 밴드의 변경되지 않은 기하학적 특성을 보존할 필요성 사이에서 좋은 절충안을 구성한다. 실제로, 용융 알루미늄의 이러한 온도 값에서, 철과 알루미늄 사이의 화학 반응은, 금속간 층의 빠른 형성을 허용하기에 충분히 빠르며, 브레이킹 밴드 상에 유도된 뒤틀림은 작동 관점에서 허용 가능한 허용 오차 내에 있다.

작동적으로, 상기 금속간 화합물의 층의 성장 두께는 용융 알루미늄의 온도 및 용융 알루미늄에서의 침지 기간에 의해 주로 편향(bias)된다. 용융 알루미늄의 온도가 같으면, 침지 기간이 증가함에 따라 두께는 증가하고; 침지 기간이 동일하면, 용융 알루미늄의 온도가 증가함에 따라 두께는 증가한다.

유리하게는, 용융 알루미늄의 온도는 브레이킹 밴드 상에 뒤틀림을 피하기 위해 가장 많이 제약을 받아야 하는 파라미터이므로, 금속간 화합물의 층의 두께는 용융 알루미늄에서 침지되는 기간의 지속 시간에 작용함으로써 실질적으로 제어된다. 그 다음에, 침지 시간의 미리결정된 기간은, 용융 알루미늄의 온도를 고려하여, 상기 금속간 화합물 층의 원하는 두께의 함수로서 설정된다.

바람직하게는, 용융 알루미늄이 690℃ 내지 710℃의 온도에서 유지되는 경우, 전술한 미리결정된 침지 시간은 30 내지 150 μm를 포함하는 금속간 화합물의 층을 얻기 위해 5분 내지 60분을 포함하고, 훨씬 더욱 바람직하게는 30분이다.

도 2 및 3의 흐름도에 예시된, 상기 방법의 바람직한 구현예에 따르면, 상기 방법은 미리결정된 깊이까지 (용융 알루미늄과 접촉하도록 의도된) 브레이킹 밴드의 전술한 적어도 하나의 미리결정된 표면 영역의 탈탄 단계(f)를 포함한다.

작동적으로, 상기 탈탄 단계(f)는 상기 침지 단계(b) 전에 수행되고, 적어도 상기 미리결정된 표면 영역에서, 실질적으로 탄소가 없는, 특히 흑연(graphite) 플레이크가 없는, 두께를 갖는 표면층을 만드는 데 적합하며, 상기 두께는 상기 브레이킹 밴드의 외부 표면으로부터 상기 미리결정된 깊이까지 연장한다.

유리하게는, 탈탄된 표면층은 금속간 철-알루미늄 화합물의 의도된 층의 깊이와 실질적으로 같거나 또는 더 큰 깊이를 갖는다. 따라서, 작동적으로(Operationally), 탈탄은 브레이킹 밴드의 외부 표면으로부터 얻어지고자 하는 금속간 철-알루미늄 화합물 층의 깊이와 같거나 더 큰 깊이까지 수행된다. 바람직하게는, 미리결정된 탈탄 깊이는 30 ㎛ 이상이다.

유리하게는, 탈탄 단계(f)는 금속간 화합물의 더욱 균질하고 조밀한(compact) 층의 (알루미늄화에 의하여) 형성을 용이하게 하는 표면 층을 브레이킹 밴드에서 준비(preparing)하는 것을 목표로 한다.

실제로, 표면적으로 탈탄되지 않은 브레이킹 밴드를 알루미늄화 처리(용융 알루미늄에 침지)함으로써, 얻은 금속간 화합물 층은 매우 불균질하고, 큰 분리된 구역 및 성장된 두께의 강한 변동성(variability)이 있다는 것이 실험적으로 밝혀졌다. 더욱이, 성장 구조가 매우 입상(granular)으로 나타난다.

반대로, 주철로 제조된 표면적으로(superficially) 탈탄된 브레이킹 밴드를 알루미늄화 처리(용융 알루미늄에 침지)함으로써, 얻어진 금속간 화합물 층은 균질하고, 실질적으로 연속적이며, 흑연 플레이크에 의해 중단되지 않는다.

이것은 700℃에서 약 1분 동안 알루미늄화에 적용된 두 개의 주철 샘플에 대해 주사 전자 현미경으로 얻은 SEM 이미지를 나타내는, 도 5 및 6을 비교하면 분명하다. 도 5는 사전 표면 탈탄 없이 알루미늄화 처리된 샘플을 나타내고, 도 6은 사전 표면 탈탄이 있는 알루미늄화 처리된 샘플을 나타낸다다. 도 5 및 6에서, 금속간 화합물 층은 L에 의해, 잔여 알루미늄 층은 Al에 의해, 변경되지 않은 주철은 G에 의해 표시되고; 흑연 플레이크는 LG에 의해 표시된다.

따라서, 탈탄되지 않은 브레이킹 밴드 및 표면적으로 탈탄된 브레이킹 밴드 상에 존재하는 금속간 화합물 층의 상이한 형태학(morphology)은 알루미늄화 공정의 확산 효과를 받은 표면층에서, 특히 흑연 플레이크 형태의, 탄소 존재 또는 부재에 기인할 수 있다. 특히, 흑연 플레이크의 존재는 액체 알루미늄에 의한 표면 습윤성(wettability)을 감소시키는 강력한 효과를 갖는 것으로 밝혀졌다. 이것에 부가하여, 흑연 플레이크의 존재는 금속간 화합물 층의 성장을 늦출 수 있는 추가 능력을 가지고 있으며, 이것은 탈탄되지 않은 주철에서, 실제로, "군데군데 있는 것(patchy)"으로 나타나고, 여전히 조밀한(compact) 층이라기 보다는 연속적인 층과는 거리가 멀다.

(알루미늄화에 의해 유도된) 알루미늄 원자의 확산 침투를 받는 브레이킹 밴드의 표면층에서 탄소의 존재는 또한 탄화철(iron carbide) 뿐만 아니라 금속간 화합물의 형성으로 이어진다는 것이 실험적으로 밝혀졌다. 탄화철의 존재는 금속간 화합물 층에 불연속의 점을 생성하고, 이는 부식 현상과 균열을 유발할 수 있다. 유리하게는, 따라서 표면 탈탄은 탄화철의 형성을 방지(또는 적어도 상당히 감소)시켜, 부식에 더 강하고 균열이 덜 발생하는, 금속간 화합물 층의 형성으로 이어진다.

바람직하게는, 상기 단계 (f)에서, 상기 적어도 하나의 미리결정된 표면 영역의 탈탄은 전해 공정에 의해 수행된다.

보다 상세하게는, 상기 전해 공정은 상기 브레이킹 밴드의 미리결정된 표면 영역을 용융 염 욕에 침지시키고, 욕과 브레이킹 밴드 사이에 전위차를 인가함으로써 수행된다.

전위차를 인가함에 있어서, 브레이킹 밴드는 양극(캐소드)에 연결되고, 한편, 전술한 용융 염 욕은 음극(애노드)에 연결된다. 탄소는, 특히 흑연 플레이크 형태에서, 애노드에서 방출된 전자 및 원자 산소의 방출에 의해 이산화탄소로 산화된다. 탄소는 주로 산소와 반응하고, 결국 이산화탄소로서 결합된다.

전해 공정에 의해 유도된 브레이킹 밴드의 표면의 산화는 거기에 존재하는 탄소로 제한되지 않을 뿐만 아니라, 주철(철)의 금속 매트릭스까지 확장되어, 금속 산화물의 표면 필름의 형성을 야기한다. 극성을 반전시키는 것은 금속 산화물의 표면 필름에서 환원을 야기시키고, 따라서 이는 원래의 금속 상태로 복원된다.

바람직하게는, 따라서, 전술한 전해 공정은, 브레이킹 밴드의 표면이 캐소드에 연결되어 탄소를 산화시키는 미리결정된 기간 후에, 극성이 역전되어 금속 산화물 필름을 그의 원래의 금속 상태로 되돌리는 것을 제공할 수 있다.

유리하게는, 전기분해 공정의 수행 동안, 극성 역전이 순차적으로 여러 번 반복될 수 있다.

작동적으로, 탈탄 깊이는 전해 공정의 지속 시간을 조정하여 제어되며, 가능하게는 여러 극성 반전 싸이클로 나누어진다. 탈탄 공정(브레이킹 밴드 산화 단계; 캐소드 연결)의 지속 시간을 증가시킴으로써, 다른 모든 조건은 동일하면, 탈탄의 깊이가 증가한다.

탈탄은 레이저 처리 또는 화학적 처리와 같은 위에서 설명한 전해 공정에 대한 대체 공정에 의해 달성될 수 있다. 그러나, 다음과 같은 이유때문에, 전해 공정에 의한 탈탄이 선호된다:

- 이것은 레이저 처리보다 훨씬 더 효율적이고 신속적이어서, 더 짧은 시간에 더 완전하고 균일한 탄소 제거를 보장하고;

- 이것은 화학적 처리(예를 들어, 과망간산칼륨 사용)보다 훨씬 더 효율적이며 (더 짧은 시간에 더 완전하고 균질한 탄소의 제거 보장하며), 처리된 부분 상에 주철 금속 매트릭스의 산화의 구역을 남기지 않는다.

보다 구체적으로, 주철 금속 매트릭스 상의 산화된 구역에서, 용융 알루미늄의 습윤성이 크게 감소하고, 이것은 알루미늄화 공정 및 금속간 화합물 층의 특성에 부정적인 영향을 미치는 것으로 관찰되었다. 또한 이러한 이유로, 전해 탈탄 공정이 위에서 언급한 대체 공정보다 선호된다.

전술한 바와 같이, 상기 금속간 화합물 층의 성장 두께는 주로 용융 알루미늄의 온도 및 용융 알루미늄에서의 침지 기간에 의해 영향을 받는다. 그러나, 금속간 화합물 층의 두께를 편향(bias)시키는 추가적인 요인은 용융 알루미늄 내의 규소 함량이라는 것이 밝혀졌다. 다른 모든 조건은 동일할 때, 용융 알루미늄에서 규소의 중량 함량이 높을수록 금속간 화합물 층은 더 얇아진다. 바람직하게는, 용융 알루미늄은 1중량% 미만의 규소 함량을 갖는다.

바람직하게는, 용융 알루미늄은 1 중량% 이하의 불순물 함량을 갖는다. 특히, 99.7 중량%의 최대 순도를 갖는 알루미늄이 다음과 같은 불순물(중량%)과 함께 사용될 수 있다: Si ≤0.30%; Fe ≤0.18%; Sr ≤0.0010%; Na ≤0.0025%; Li ≤0.0005%; Ca ≤0.0020%; P ≤0.0020; Sn ≤0.020%.

알루미늄화 공정 동안 두 가지 상반되는 확산 과정이 발생한다: 한편으로는, 주철 금속 매트릭스로부터 알루미늄 욕으로 철의 이동하고, 다른 한편으로는, 알루미늄 욕으로부터 주철 금속 매트릭스로 알루미늄의 이동이다. 알루미늄에 철을 용해시키는 동역학(및 후속적인 알루미늄 욕으로 철의 이동)은 금속간 화합물 및 특히 FeAl₃(Fe + 3Al → FeAl₃)를 형성하는 반응의 것과 비슷한 크기의 정도(order)로 매우 빠르다. 따라서, 이러한 두개의 공정은 모두 매우 빠르고 동시에 발생한다.

몇몇 경우에서, 비록 브레이킹 밴드가 탈탄화를 받고, 따라서 흑연 플레이크가 금속간 화합물층이 형성되었을 표면층으로부터 제거되었지만, 결과로 초래된 금속간 화합물 층은, 마치 이들이 제거되지 않은 것처럼, 흑연 플레이크를 계속 포함하고 있다는 것이 발견되었다. 이러한 현상은, 알루미늄에서 철의 용해가 너무 빨라 탈탄화된 층이 급속히 소모되고, 결과적으로 금속 화합물이 탈탄화된 층의 아래의 층에서, 즉, 흑연 플레이크가 존재하는 곳에서 형성된다는 사실에 의해 설명될 수 있다.

다시 말하면, 용융 알루미늄에서 철의 과도한 용해도는 브레이킹 밴드의 표면 탈탄화의 유리한 효과를 전체적으로 또는 부분적으로 상쇄할 수 있다.

유리하게는, 철이 용해된 용융 알루미늄 욕에 침지시키는 단계(b)는 알루미늄 욕에서 철의 용해를 늦추기 위해 수행될 수 있다. 이와 같이, 알루미늄에서 철의 용해를 억제하는 것은 운동학적으로 FeAl₃의 형성이 촉진시켜서, 금속간 화합물이 탈탄층에서 형성할 수 있다.

바람직하게는, 알루미늄 욕에서 용액 중의 철 함량은 5 중량% 이하(알루미늄 내 철의 용해도 한계; 철-포화된 알루미늄)이고, 더욱 바람직하게는 3 중량% 내지 5 중량%에 포함되며, 매우 바람직하게는 4 중량%와 동일하여 주철의 철을 알루미늄에서 용해시키는 공정을 늦추는 상당한 효과를 보장한다.

예를 들어, 다음 조성(중량%)을 갖는 알루미늄 욕이 사용될 수 있다: Al ≤ 97%; Fe 3-5%; 다음의 불순물을 포함한다: Si ≤ 0.30%; Fe ≤0.18%; Sr ≤0.0010%; Na ≤0.0025%; Li ≤0.0005%; Ca ≤0.0020%; P ≤0.0020; Sn ≤0.020%.

더 많은 다공성 금속간 화합물 층이, 특히 철 함량이 용해도 한계에 가깝다면, 용액 중에 철을 갖는 알루미늄 욕으로 알루미늄화를 수행하여 얻어진다는 것이 실험적으로 관찰되었다. 이것은 철을 함유한 용융 알루미늄 욕의 더 높은 점도 및 그 결과에 따른 주철과 비교하여 그의 습윤성의 감소에 의해 설명될 수 있다.

유리하게는, 도 3의 흐름도에 나타낸 바와 같이, 상기 언급된 침지 단계(b)는 콤팩트하고 균일하여 따라서 매우 다공성이 아닌 금속간 화합물 층을 형성시키고, 동시에 이러한 층이 탈탄화된 층 아래에서 발달하면서, 그 안에 존재하는 흑연 플레이크를 통합하는 것을 방지하기 위하여 2개의 서브-단계로 수행된다:

- 용액에 실질적으로 철이 없는(또는 기껏해야 불순물로서 존재하는; 예를 들어 0.20 중량% 미만의 철 함량을 갖는) 용융 알루미늄의 제1 욕에 침지시켜

상기 미리결정된 표면 영역 상에서 금속간 철-알루미늄 화합물로 이루어진 초기 층을 얻는, 제1 서브-단계(b1); 및

- 미리결정된 두께를 갖는 금속간 철-알루미늄 화합물로 이루어진 최종 층이 상기 미리결정된 표면 영역 상에 얻어질 때까지, 상기 초기 층을 증가시키기 위해 용액에 철을 함유하는, 제2 용융 알루미늄 욕에 침지시키는 제2 서브-단계(b2).

상기 제1 욕에 상기 브레이킹 밴드의 침지 기간은 상기 제2 욕에 상기 브레이킹 밴드의 침지 기간보다 더 짧다.

바람직하게는, 상기 제1 욕에서 상기 브레이킹 밴드의 침지는 가능한 한 짧은 기간 동안이지만 상기 미리결정된 표면 영역 상에서 10 ㎛를 초과하지 않는 두께를 갖는 철-알루미늄 금속간 화합물로 이루어진 초기 층을 얻기에 충분한 기간 동안 연장된다. 특히, 상기 제1 욕에서의 침지 기간은, 제1 욕이 약 700℃의 온도에 있는 경우, 3분 내지 5분에 포함된다. 침지 긴간은 욕 온도가 증가함에 따라 감소해야 한다.

작동적으로, 침지의 제1 서브-단계(b1) 동안 형성된 초기 금속간 화합물 층은 용액 내에 철을 함유하는 제2 욕에 의해 브레이킹 밴드의 습윤성을 증가시키는 것으로 관찰되었다. 이것은 초기 층으로부터 시작하여 후속의 제2 서브-단계(b2)에서 성장하는 금속간 화합물 층의 다공성을 크게 감소시킬 수 있다.

유리하게는, 상기 제2 욕에서 상기 브레이킹 밴드의 침지 기간은 상기 최종 금속간 화합물 층에 대해 얻어지는 두께의 함수로서 고정된다.

좀더 상세하게는, 제2 욕의 온도가 같을 때, 침지 기간이 증가할수록 두께는 증가하고, 침지 기간이 같을 때, 제2 욕의 온도가 높아질수록 두께는 증가한다.

유리하게는, 상기 제1 용융 알루미늄 욕 및 상기 제2 욕 둘 다는 1 중량% 이하의 불순물 함량을 갖는다. 특히, 상기 2개의 용융 알루미늄 욕은 1중량% 미만의 규소 함량을 갖는다.

바람직하게는, 제2 알루미늄 욕에서 용액 중의 철 함량은 5중량% 이하(700℃에서 알루미늄 중 철의 용해도 한계는 4중량%이고; 철- 포화된 알루미늄임)이고, 더욱 바람직하게는 3중량% 내지 5중량%이고, 매우 바람직하게는 4중량%이다. 철 함량은, 주철로부터 알루미늄으로 철을 용해시키는 과정을 늦추려는 상당한 효과를 보장하려면 3% 이상이어야 한다.

유리하게는, 상기 제1 욕 및 상기 제2 욕 둘 다는 680℃ 미만, 바람직하게는 750℃ 이하, 보다 바람직하게는 690℃ 내지 710℃, 더욱 바람직하게는 700℃의 온도에서 유지된다.

유리하게는, 상기 방법은 적어도 상기 미리결정된 표면 영역에서, 상기 침지 단계(b) 이전에 수행되는, 브레이킹 밴드의 표면 전-처리 단계를 포함할 수 있다. 바람직하게는, 상기 표면 전처리 단계는 랩핑, 탈지, 샌드블라스팅 및/또는 표면 산화물의 화학적 제거를 포함한다.

바람직하게는, 상기 방법은 상기 침지 단계(b) 전에 용융 알루미늄 욕으로부터 산화물의 표면층을 제거하는 단계를 포함한다. 이러한 표면 산화물 제거 단계는, 침지가 단일 욕에서 있는 경우 및 침지가 제1 및 제2 욕에서의 두 개의 연속적인 단계에 있는 경우 둘다 수행된다.

유리하게는, 용융 알루미늄으로부터 브레이킹 밴드를 추출하는 전술한 단계(c)는 추출 속도를 욕 점도의 함수로서 제어하여, 브레이킹 밴드에 부착되어 남아 있는 용융 알루미늄의 양을 조절함으로써 수행된다.

브레이킹 밴드가 제1 욕(철이 없거나, 기껏해야 불순물로서 존재함)에 침지된 다음에, 용액에 철이 있는 제2 욕에 침지되는 경우, 용액에서 제1 욕으로부터 추출 절차는 관련이 없는 것이며, 왜냐하면, 과다한 알루미늄이 제2 욕에 침지될 때, 재-용융될 것이기 때문이다.

본 발명의 바람직한 구현예에 따르면, 특히 도 4의 흐름도에 나타낸 바와 같이, 추출 후에 상기 브레이킹 밴드에 부착되어 남아 있는 알루미늄을 제거하는 단계(d)는 2개의 서브-단계로 수행된다:

- 제거의 제1 서브-단계(d1)은 브레이킹 밴드에 부착되어 여전히 남아 있는 용융된 알루미늄을 제거하기 위해 용융 알루미늄으로부터 막 추출된 브레이킹 밴드에 대해 수행되고; 및

- 제거의 제2 서브-단계(d2)는, 상기 제거의 제1 서브-단계(d1) 후에 잔류하는 응고된 잔류 알루미늄을 제거하기 위해, 용융 알루미늄으로부터 추출되고 냉각된 브레이킹 밴드에 대해 수행된다.

바람직하게는, 상기 방법은 상기 제거의 제1 서브-단계(d1)와 상기 제거의 제2 서브-단계(d2) 사이에 수행되는 상기 브레이킹 밴드의 쿠엔칭 단계(e)를 포함한다.

유리하게는, 상기 제거의 제1 서브-단계(d1)는 여전히 액체인 알루미늄의 기계적 면도에 의해 수행될 수 있다.

유리하게는, 상기 제거의 제2 서브-단계(d2)는 기계적으로 제거되지 않은 응고된 알루미늄의 화학적 제거에 의해 수행될 수 있다.

바람직하게는, 상기 화학적 제거는 알루미늄을 염화 제2철에 적어도 4분 동안 노출시켜 다음 반응을 야기함으로써 수행된다:

Al+ FeCl₃ → AlCl₃ + Fe

염화제2철에 의한 화학적 제거는 반드시 알루미늄 응고 후에 일어나야 한다. 염화 제2철은 315℃에서 끓고, 따라서 용융 알루미늄과 접촉할 수 없다. 바람직하게는, 따라서 상기 화학적 제거는 상기 쿠엔칭 단계(e) 후에 수행된다.

본 발명에 따른 증가된 내마모성 및 내부식성을 갖는 주철 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드가 이제 설명될 것이다.

특히, 이러한 브레이킹 밴드는 특히 전술한 바와 같이 본 발명의 방법에 따라 제조될 수 있다. 따라서, 제조 방법은 다시 설명되지 않으며, 간결함을 위해 위에서 설명한 내용을 참조해야 한다.

본 발명의 일반적인 구현예에 따르면, 디스크 브레이킹 밴드는 주철(회주철 또는 라멜라 주철)로 제조된 브레이킹 밴드 몸체를 포함한다.

상기 브레이킹 밴드 몸체는 적어도 하나의 브레이킹 표면을 가지며, 상기 브레이킹 표면의 적어도 하나의 부분에서 보호 표면층을 포함한다.

본 발명에 따르면, 이러한 보호 표면층은 하나 이상의 금속간 철-알루미늄 화합물을 포함하는 표면층이다.

표면에서 노출된 전술한 금속간 철-알루미늄 화합물 층은 주철 브레이킹 밴드가 코팅이 없고, 주철이 표면에서 직접 노출되는 경우와 비교하여, 상기 미리결정된 표면 영역에서 상기 주철 제동 밴드에 더 높은 내부식성 및 내마모성을 부여한다는 것이 실험적으로 밝혀졌다.

전술한 금속간 철-알루미늄 화합물 층은, 복수의 금속간 철 및 알루미늄 화합물, 특히 Fe₃Al, FeAl, FeAl₂, FeAl₃, Fe₂Al₅를 포함할 수 있다. 주된(predominant) 금속간 상(phase)은 FeAl₃이고, 이것이 열역학적으로 더 안정하기 때문이다.

바람직한 구현예에 따르면, 전술한 보호 표면층은 탄소를 실질적으로 포함하지 않으며, 특히 흑연(graphite) 플레이크를 포함하지 않는다.

특히, 전술한 금속간 철-알루미늄 화합물 층은 주철 미세구조와 상호침투하는 확산층이다.

본 발명에 따른 브레이킹 밴드 샘플에 대한 주사 전자 현미경에 의해 획득된 고-배율(2000x) SEM 이미지를 나타내는, 도 7에 예시된 바와 같이, 주철 미세구조와 상호침투된 상기 확산층은 삐쭉삐쭉한 상호침투프로파일, 특히 상어 이빨의 모양을 가진 삐쭉삐쭉한 상호침투 프로파일을 갖는다. 이 프로파일은, 주철의 경우와 같이, 확산 전면(front)이 확산을 국부적으로 차단하는 결정질 구조와 만나는 고체에서의 모든 확산 현상의 전형이다.

도 7에서, 금속간 화합물 층은 L로, 잔류 알루미늄 층은 Al로, 변경되지 않은 주철은 G로 표시된다.

바람직하게는, 상기 금속간 철-알루미늄 화합물 층은 30 내지 200㎛에 포함되는 평균 두께를 갖는다. 두께는, 브레이킹 밴드가 사용 동안 보장해야만 하는, 내마모 특성의 함수로서 선택된다.

바람직하게는, 상기 브레이킹 표면은 금속간 철-알루미늄 화합물의 상기 층에서 400 내지 1000 HV에 포함되는 경도를 갖는다. 경도는 보호층의 특정 조성의 함수로서 가변적이다. Fe₂Al₅은 경도는 600-700H V의 경도를 갖고, 한편, FeAl₃은 900-1000 HV의 경도를 갖는다.

회주철 디스크로 이루어진 샘플에 대해 수행된 본 발명에 따른 방법의 몇몇 적용 실시예가 아래에 예시된다. 유사한 결과가 라멜라 주철의 샘플에서도 얻어졌다.

실시예 1

50 mm 직경, 6 mm 두께 디스크로 이루어진 회주철 샘플은, 초기에 전해 탈탄 공정을 받아, 적어도 100 미크론의 깊이까지 흑연 플레이크를 제거할 수 있었다.

그 다음에, 샘플은 30초 동안 37 부피% 염산에 침지시켜 산세(pickle)되고, 그 다음에, 탈염수로 세척되었다.

산세 직후, 샘플은 두 개의 상이한 용융 알루미늄 욕에서 연속적으로 침지되었다.

제1 욕은 다음 조성을 가졌고: Al 99.7 중량%, 다음 불순물을 함유하였다(중량%): Si ≤ 0.30%; Fe ≤0.18%; Sr ≤0.0010%; Na ≤0.0025%; Li ≤0.0005%; Ca ≤0.0020%; P ≤0.0020; Sn ≤0.020%.

제2 욕은 98.5%의 순수한 철 분말의 4 중량% 첨가로 제1 욕과 동일한 조성을 가졌다.

양쪽 욕 모두 700℃의 온도에서 유지되었다. 이 온도의 제어는 ±10℃이고, 따라서, 690℃ 과 710℃사이에 눈에 띄는 차이는 없다.

제1 욕에서의 침지 김간은 3분이었고, 한편, 제2 욕에서의 침지 기간은 30분이었다.

상대적으로 두꺼운 Al의 층(1-2mm)이 샘플에 부착되어 남아 있더라도, 그것은 제2 욕에서 다시-용융되기 때문에, 제1 욕에서의 추출 방법은 상관이 없다. 대조적으로, 제2 욕으로부터의 추출은 1초 정도(order)의 기간으로 신속하게 수행되었다. 추출 공정이 느릴수록, 표면에 부착되어 남아있는 알루미늄의 두께는 더 커진다.

알루미늄이 여전히 표면 상에 용융된 상태에서, 제2 욕으로부터 추출되자마자, 샘플은 강철 블레이드를 통과시켜 매우 빠르게 면도되었다. 알루미늄은, 블레이드의 단 한 번의 통과 후에, 즉시 응고되었다. 남아있는 알루미늄의 두께는 0.1 내지 0.3 mm 정도였다.

그 후, 샘플은 40분 동안 40 중량% 염화제2철(ferric chloride) 수용액에 침지되었다. 그 다음에, 그것은 탈염수로 세척되었다. 이러한 방식으로, 알루미늄은 표면으로부터 거의 완전히 제거되었다.

위에서 설명한 공정의 끝에서, 샘플은 ±30 미크론의 편차로 약 100 미크론의 평균 두께를 갖는 철-알루미늄 금속간 화합물의 층을 가졌다.

전자 현미경 하에서, 금속간 화합물 층은 매우 조밀(compact)하고 균질하게 보였다.

금속간 층은 400 HV 이상의 평균 경도 값을 가졌다.

샘플은 UNI EN ISO 6270-2 CH(응축수)에 따라 기후 셀에서 시험되었다. 시험의 전체 지속기간은 120 시간이었다. 표면 샘플은 표면적의 대략 75%에 대해 부식이 없었다. 샘플은 1시간 후에 오직 촉발된(triggered) 중앙 부분에서만 현저한 부식을 가졌다. 주사 전자현미경 분석은 주철에 이르기까지 응축수가 침투한 흔적은 없었다는 것을 나타냈다. 따라서, 금속간 화합물 층이 주철의 철을 산화로부터 보호한다고 결론내려질 수 있다.

실시예 2

50 mm 직경, 6 mm 두께 디스크로 이루어진 회주철 샘플은, 초기 탈탄 공정이 수행되지 않은 것을 제외하고는, 실시예 1에서 설명된 것과 동일한 공정을 받았다.

위에서 설명된 공정의 끝에서, 샘플은 ±30 미크론의 편차로 약 100 미크론의 평균 두께를 갖는 철-알루미늄 금속간 화합물의 층을 가졌다.

주사 전자 현미경 하에서, 금속간 화합물 층은 실시예 1의 샘플에서 얻은 것과 같이 불균일한 것으로 나타났다. 실제로, 금속간 층은, 크고, 매우 균질하며, 및 조밀한 구역과 일부(덜 광범위한) 파괴된 및 결함이 있는(다공성) 구역이 교대로 나타난다. 아마도, 탈탄되지 않은 주철 상에서 코팅이 성장함에 따라, 제1 알루미늄 욕에서 일부 흑연 플레이크 표면에 노출될 것이라는 가설이 세워졌다. 흑연 플레이크를 갖는 샘플의 구역은 제2 욕에서 잘 적셔지지 않아, 코팅에 다공성울 생기게 한다.

금속간 층은 400 HV 이상의 평균 경도 값을 가졌다.

이 샘플은 또한 UNI EN ISO 6270-2 CH(응축수)에 따라 기후 셀에서 시험되었다. 시험의 전체 지속기간은 120 시간이었다. 시험 후, 상기 다공성 구역은 층의 나머지 부분보다 더 빨리 부식되는 것으로 밝혀졌다. 이들 구역을 제외하고, 코팅은 매우 균질하고 조밀(compact)한 것으로 나타났다.

코팅 상에서 초기 부식이 발생하는 구역이 존재함에도 불구하고, 주사 전자 현미경 분석은 주철에 이르기까지 응축수 침투의 흔적이 없는 것으로 나타났다. 따라서, 다공성 구역에서 초기 국부적인 부식 현상에도 불구하고, 금속간 화합물 층이 주철 내의 철을 산화로부터 보호한다고 결론내려질 수 있다.

실시예 3

50 mm 직경, 6 mm 두께 디스크로 이루어진 회주철 샘플은 실시예 2에서 설명된 바와 같은 동일한 공정에 적용되었다. 유일한 차이점은 제1 욕에서의 침지 기간이고: 3분 대신에 30초이다. 공정의 마지막에서, 샘플은 이전 실시예에서의 샘플과 동일한 시험을 받았다.

또한 이 경우에, 샘플은 ±30 미크론의 편차와 함께 약 100 미크론의 평균 두께를 갖는 금속간 철-알루미늄 화합물층을 가졌다.

이전 실시예와 달리, 금속간 화합물 층은 주사 전자 현미경 하에서 2층 구조를 갖는 것으로 나타났다. 제1(가장 안쪽) 층은 많은 다공성과 결함 및 군데군데 있는 형태를 가졌다. 이러한 제1 층 위에는 더 균질하고 조밀한 제2 층이 있었고, 그러나, 이것은 제1 금속간 층의 구조에 의해 유도된, 높은 수준의 결함을 그 내부에서 유지하였다. 이 현상은, 표면 상에 흑연 플레이크의 존재(표면 탈탄의 부존재)와 관련이 있다는 것에 더하여, 제1 욕에서 상당히 더 짧은 침지의 지속기간 때문이라는 가설이 세워졌다.

금속간 층은 400 HV 이상의 평균 경도 값을 가졌다.

또한 이 샘플은 UNI EN ISO 6270-2 CH(응축수)에 따라 기후 셀에서 시험되었다. 시험의 전체 지속기간은 120 시간이었다. 시험 후, 다공성 구역은 층의 나머지 부분보다 더 빨리 부식을 받는 것으로 밝혀졌다.

코팅 상에 초기 부식을 받는 구역의 존재에도 불구하고, 주사 전자 현미경 분석은 주철에 이르기까지 응축수 침투의 흔적은 없는 것으로 나타났다. 따라서, 다공성 구역에서 초기 국부적인 부식 현상에도 불구하고, 금속간 화합물 층이 주철의 철을 산화로부터 보호한다고 결론내려질 수 있다.

실시예 4

50 mm 직경, 6 mm 두께 디스크로 이루어진 회주철 샘플은 실시예 1에 설명된 것과 동일한 공정을 받았으며, 다음과 같은 차이가 있다:

- 샘플이 사전에 탈탄되지 않았으며: 및

- 침지는, 실시예 1의 제1 욕의 조성을 갖는 단일 용융 알루미늄 욕에서, 30 분의 침지 기간 및 700℃의 온도로 수행되었다.

공정의 끝에서, 샘플은 이전 실시예의 샘플과 동일한 시험을 받았다.

또한 이 경우에, 위에서 설명된 공정의 끝에서, 샘플은 ±30 미크론 편차와 함께 약 100 미크론의 평균 두께를 갖는 철-알루미늄 금속간 화합물의 층을 가졌다.

전자 현미경 하에서, 금속간 화합물의 층은 불균일한 것으로 나타났다. 실제로, 금속간 층은 결함(핀홀)을 갖는 파괴된 구역과 매우 균질하고 조밀한 구역을 교대로 나타내었다. 또한 이 경우에서, 표면 상에 흑연 플레이크의 존재(표면 탈탄의 부존재)와 관련된 것에 더하여, 표면 다공성은 제2 포화된 철 욕에서 침지가 없었기 때문이라는 가설이 세워졌다.

금속간 층은 400 HV 이상의 평균 경도 값을 가졌다.

또한 이 샘플은 UNI EN ISO 6270-2 CH(응축수)에 따라 기후 셀에서 시험되었다. 시험의 전체 지속기간은 120 시간이었다. 시험 후, 다공성 구역은 층의 나머지 부분보다 더 빨리 부식되는 것으로 밝혀졌다. 이들 구역을 제외하고, 코팅은 매우 균질하고 조밀한 것으로 나타났다.

코팅 상에 초기 부식이 발생하는 구역의 존재에도 불구하고, 주사 전자 현미경 분석은 주철에 이르기까지 응축수 침투의 흔적이 없는 것으로 나타났다. 따라서, 다공성 구역에서 초기 국부적인 부식 현상에도 불구하고, 금속간 화합물 층이 주철의 철을 산화로부터 보호한다고 결론내려질 수 있다.

실시예 5

50 mm 직경, 6 mm 두께 디스크로 이루어진 회주철 샘플은, 표면적으로 탈탄된 샘플이 제1(실질적으로 철이 없는) 욕에서만 30분 동안 침지된 것을 제외하고는, 실시예 1에서 설명된 것과 동일한 공정을 받았다.

위에서 설명된 공정의 끝에서, 샘플은 ±30 미크론 편차와 함께 약 100 미크론의 평균 두께를 갖는 철-알루미늄 금속간 화합물의 층을 가졌다.

주사 전자 현미경 하에서, 금속간 화합물 층은 실시예 1의 샘플에서 얻은 것과 같이 불균일한 것으로 나타났다. 실제로, 금속간 층은 크고 매우 균질하며 조밀한 구역과 일부(덜 광범위한) 파괴된 및 결함이 있는(다공성) 구역이 교대로 나타났다. 아마도, 비록 코팅이 탈탄된 주철에서 성장하였지만, 알루미늄 욕(철로 포화되지 않음)이 탈탄된 표면으로부터 철을 용해하여 밑에 있는 흑연 플레이크를 나타나게 하여 탈탄의 효과를 상쇄시킨다는 가설이 세워졌다. 탈탄 후에 나타난 흑연 플레이크를 갖는 샘플의 구역은 제2 욕에 의해 잘 적셔지지 않고, 코팅에서 다공성을 발생시킨다.

금속간 층은 400 HV 이상의 평균 경도 값을 가졌다.

또한 이 샘플은 UNI EN ISO 6270-2 CH(응축수)에 따라 기후 셀에서 시험되었다. 시험의 전체 지속기간은 120 시간이었다. 시험 후, 위의 다공성 구역은 층의 나머지 부분보다 더 빨리 부식되는 것으로 밝혀졌다. 이들 구역을 제외하고, 코팅은 매우 균질하고 조밀한 것으로 나타났다.

코팅 상에 초기 부식이 발생하는 구역이 존재함에도 불구하고, 주사 전자 현미경 분석은 주철에 이르기까지 응축수 침투의 흔적이 없는 것으로 나타났다. 따라서, 다공성 구역에서 초기 국부적인 부식 현상에도 불구하고, 금속간 화합물 층이 주철의 철을 산화로부터 보호한다고 결론내려질 수 있다.

본 발명은 명세서 전반에 걸쳐 설명된 여러 이점을 얻을 수 있게 한다.

특히, 위에서 예시된 적용 실시예는 본 발명에 따른 방법이 브레이킹 밴드에 더 높은 내마모성 및 내부식성을 부여하는 코팅이 제공되는 주철 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드를 제조하는 것을 가능하게 하는 방법을 강조한다.

실제로, 모든 실시예에서, 금속간 철/알루미늄 화합물의 층으로 이루어진 얻어진 코팅은 400 HV 이상으로 맨(bare) 주철보다 더 높은 경도 값을 나타낸다.

얻어진 코팅은, 비록 실시예마다 상이한 균질성 및 다공성 특성을 갖지만, 항상 아래에 있는 주철을 부식으로부터 보호할 수 있었다. 이것은 본 발명에 따른 방법에 의해 얻어진 코팅의 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드의 내부식성을 증가시키는 능력을 증명한다.

위에 나타낸 실시예는 내식성 측면에서 최상의 효과를 보장하는 본 발명에 따른 방법의 구현예가 어떻게 코팅될 표면을 탈탄화하고, 및 2개의 상이한 알루미늄 욕에서 침지시키며, 그 중 첫번째는 실질적으로 철이 없거나 또는 불순물로 분류할 수 있는 양의 철을 함유하는 것을 포함하는 방법을 강조한다.

본 발명에 따른 브레이킹 밴드를 제조하는 방법은 복잡한 설비를 필요로 하지 않고 매우 적은 리드 타임으로 수행될 수 있다. 이 모든 것은 주철 브레이킹 밴드의 비용과 생산 기간에서 매우 제한된 증가를 초래한다.

마지막으로, 본 발명에 따른 방법은 브레이킹 밴드에서 뒤틀림을 억제(contain)할 필요성과 양립할 수 있는 공정처리 온도에서 실행 가능하다.

따라서, 이렇게 고안된 발명은 설정된 목적을 달성한다.

분명히, 실제로는, 이러한 이유로 현재의 보호 범위를 벗어나지 않으면서 위에 개시된 것과 다른 모양과 구성을 취할 수 있다.

또한, 모든 세부 사항은 기술적으로 균등한 요소로 대체될 수 있으며, 필요에 따라 임의의 크기, 모양 및 재료가 사용될 수 있다.

Claims (29)

1. 증가된 내마모성 및 내부식성을 갖는 주철 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드를 제조하는 방법으로서, 상기 방법은:
   a) 주철로, 바람직하게는 회주철로 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드를 제조하는 단계;
   b) 용융 알루미늄이 상기 브레이킹 밴드의 적어도 미리정의된 표면 영역을 덮도록, 미리정의된 온도에서 유지되는 용융 알루미늄에서 상기 브레이킹 밴드를 적어도 부분적으로 침지시키는 단계이며, 상기 침지시키는 단계는 미리정의된 기간 동안 연장되어, 주철의 표면 미세구조에서 알루미늄 원자의 확산을 허용하고 결과적으로 상기 브레이킹 밴드의 표면층에서 금속간 철-알루미늄 화합물을 형성시킴으로써, 상기 브레이킹 밴드의 미리정의된 표면 영역에서 금속간 철-알루미늄 화합물로 이루어진 층을 생성시키는, 상기 브레이킹 밴드를 용융 알루미늄에서 적어도 부분적으로 침지시키는 단계;
   c) 상기 용융 알루미늄으로부터 브레이킹 밴드를 추출하는 단계;
   d) 상기 금속간 철-알루미늄 화합물의 층을 표면 상에 노출시키기 위해, 추출 후 상기 브레이킹 밴드에 부착된 채로 남아 있는 알루미늄을 제거하는 단계를 포함하고, 상기 표면 상에 노출된 금속간 철-알루미늄 화합물의 층은 주철 브레이킹 밴드에게 상기 미리정의된 표면 영역에서 더 높은 내부식성 및 내마모성을 부여하는, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
2. 청구항 1에 있어서,
   상기 금속간 철-알루미늄 화합물의 층은, 주철의 구조 내에서 알루미늄 원자의 확산 및 금속간 철-알루미늄 화합물의 형성의 과정에 의해, 용융 알루미늄과 접촉하는 주철 브레이킹 밴드의 표면 층에서 형성되는, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
3. 청구항 1에 있어서,
   상기 금속간 철-알루미늄 화합물의 층은 금속간 철-알루미늄 화합물의 우세한 상으로서 FeAl₃를 포함하는, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
4. 청구항 1에 있어서,
   상기 용융 알루미늄이 유지되는 미리정의된 온도는 680℃ 이상, 바람직하게는 750℃ 이하, 좀더 바람직하게는 690℃ 내지 710℃, 및 훨씬 더 바람직하게는 700℃인, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
5. 청구항 1에 있어서,
   상기 미리정의된 침지 기간은 금속간 화합물의 층의 원하는 두께에 따라 고정되고, 용융 알루미늄의 온도가 동일하면, 상기 두께는 침지 기간이 증가함에 따라 증가하고, 침지 기간이 동일하면, 상기 두께는 용융 알루미늄의 온도가 증가함에 따라 증가하고, 바람직하게는 상기 미리정의된 침지 기간은 5 내지 60분, 훨씬 더욱 바람직하게는 30분인, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
6. 청구항 1에 있어서,
   상기 방법은 상기 브레이킹 밴드의 적어도 하나의 미리정의된 표면 영역을 미리정의된 깊이까지 탈탄(decarburizing)하는 단계(f)를 포함하고, 상기 단계(f)는 상기 침지 단계 (b) 이전에 수행되는, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
7. 청구항 6에 있어서,
   상기 미리정의된 탈탄 깊이는 상기 브레이킹 밴드의 외부 표면으로부터 금속간 철-알루미늄 화합물의 층의 깊이 이상이고, 바람직하게는 상기 미리정의된 깊이는 30μm 이상인, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
8. 청구항 6에 있어서,
   상기 단계 (f)에서, 상기 브레이킹 밴드의 적어도 하나의 미리정의된 표면 영역의 탈탄은 전해 공정에 의해 수행되는, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
9. 청구항 8에 있어서,
   상기 전해 공정은 브레이킹 밴드의 미리정의된 표면 영역을 용융 염의 욕에 침지시키고, 및 욕과 브레이킹 밴드 사이에 전위 차를 적용하여 수행되며, 여기서 상기 브레이킹 밴드는 양극에 연결되고, 한편 상기 욕은 음극에 연결되며, 바람직하게는 미리정의된 기간 후에 극성이 반전되고, 훨씬 더욱 바람직하게는 극성 반전이 차례차례로 여러 번 반복되는, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
10. 청구항 1에 있어서,
    상기 용융 알루미늄은 1 중량% 미만의 규소 함량을 갖는, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
11. 청구항 1에 있어서,
    상기 침지 단계 (b)는 용액에 철을 함유하는 용융 알루미늄 욕에서 수행되고, 여기서 용액에서 철 함량은 바람직하게는 5 중량% 이하, 훨씬 더 바람직하게는 3 중량% 내지 5 중량%이고, 전적으로는 4 중량%인, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
12. 청구항 1에 있어서,
    상기 침지 단계(b)는 하기 2개의 서브-단계에서 일어나며:
    - 미리정의된 표면 영역 상에 금속간 철-알루미늄 화합물로 이루어진 초기 층을 얻기 위해, 용액 내에 실질적으로 철이 없는, 용융 알루미늄의 제1 욕에서의 제1 침지 서브-단계(b1);
    - 미리정의된 두께를 갖는 금속간 철-알루미늄 화합물로 이루어진 최종 층이 미리정의된 표면 영역 상에서 얻어질 때까지, 상기 초기 층을 증가시키기 위해, 용액 내에 철을 함유하는, 제2 용융 알루미늄 욕에서의 제2 침지 서브-단계(b2),
    여기서, 제1 욕에서 브레이킹 밴드의 침지 기간은 제2 욕에서 브레이킹 밴드의 침지 기간보다 미만인, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
13. 청구항 12에 있어서,
    용융 알루미늄의 제1 욕 및 제2 욕 둘 다는 1 중량%를 초과하지 않는 불순물 함량을 가지며, 여기서 이들은 바람직하게는 1 중량% 미만의 규소 함량을 갖는, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
14. 청구항 12에 있어서,
    상기 제2 용융 알루미늄 욕은 용액 내에 5 중량%를 초과하지 않는, 좀더 바람직하게는 3 중량% 내지 5중량%의, 훨씬 좀더 바람직하게는 4%인 철 함량을 갖는, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
15. 청구항 12에 있어서,
    상기 제1 욕 및 제2 욕 둘 다는 680℃ 미만, 바람직하게는 750℃ 이하, 좀더 바람직하게는 690℃ 내지 710℃, 및 훨씬 더 바람직하게는 700℃ 온도에서 유지되는, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
16. 청구항 12에 있어서,
    상기 제1 욕에서 브레이킹 밴드의 침지는 가능한 한 짧은 기간 동안 연장되지만, 미리정의된 표면 영역 상에서 10 μm를 초과하지 않는 두께를 갖는 금속간 철-알루미늄 화합물로 이루어진 초기 층을 얻기에 충분하며, 여기서 바람직하게는 상기 제1 욕에서의 침지 기간은, 제1 욕이 약 700℃의 온도에 있는 경우, 3 내지 5분인, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
17. 청구항 12에 있어서,
    상기 제2 욕에서 브레이킹 밴드의 침지 기간은 금속간 화합물의 원하는 최종 층의 두께에 따라 설정되며, 제2 욕의 온도가 동일하면, 상기 두께는 침지 기간이 증가함에 따라 증가하고, 침지 기간이 동일하면, 상기 두께는 제2 욕의 온도가 증가함에 따라 증가하는, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
18. 청구항 1에 있어서,
    상기 방법은 적어도 상기 미리정의된 표면 영역에서 상기 침지 단계(b) 이전에 수행되는 브레이킹 밴드의 표면 전-처리 단계를 포함하고, 상기 표면 전-처리 단계는 바람직하게는 랩핑(lapping), 탈지(degreasing), 샌드블라스팅 및/또는 표면 산화물의 화학적 제거를 포함하는, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
19. 청구항 1에 있어서,
    상기 침지 단계(b) 전에, 산화물의 표면 층이 용융 알루미늄 욕으부터 제거되는, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
20. 청구항 1에 있어서,
    상기 추출 후 상기 브레이킹 밴드 상에 부착된 채로 남아 있는 알루미늄을 제거하는 단계(d)는, 하기 2개의 서브-단계로 수행되며, 여기서 제1 제거 서브-단계(d1)는 용융 알루미늄으로부터 막 추출된 브레이킹 밴드에 대해 수행되어 브레이킹 밴드에 여전히 부착되어 남아 있는 용융 알루미늄을 제거하고, 제2 제거 서브-단계(d2)는 용융 알루미늄으로부터 추출된 브레이킹 밴드에 대해 수행되고, 냉각되어 제1 제거 서브-단계(d2) 후에 남아 있는 잔류 응고된 알루미늄을 제거하는, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
21. 청구항 20에 있어서,
    상기 방법은 상기 제1 제거 서브-단계(d1)와 상기 제2 제거 서브-단계(d2) 사이에 수행되는 브레이킹 밴드의 쿠엔칭(quenching) 단계(e)를 포함하는, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
22. 청구항 20에 있어서,
    상기 제1 제거 서브-단계(d1)는, 여전히 액체인 동안, 알루미늄의 기계적 면도(shaving)에 의해 수행되는, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
23. 청구항 20에 있어서,
    상기 제2 제거 서브-단계(d2)는 기계적으로 제거되지 않은 응고된 알루미늄의 화학적 제거에 의해 수행되며, 바람직하게는 화학적 제거는 다음 반응이 일어나도록 알루미늄을 적어도 4분 동안 염화제이철에 노출시켜 수행되고:
    Al+ FeCl₃ → AlCl₃ + Fe
    바람직하게는 화학적 제거는 상기 쿠엔칭 단계(e) 후에 수행되는, 브레이킹 밴드를 제조하는 방법.
24. 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드로서, 적어도 하나의 브레이킹 표면을 가지며, 상기 브레이킹 표면의 적어도 일부에 대응하여 보호 표면 층을 포함하는 주철, 바람직하게는 회주철로 제조된 브레이킹 밴드 몸체를 포함하는 브레이크 디스크의 브레이킹 밴드이며, 여기서 상기 보호 표면 층은 하나 이상의 금속간 철-알루미늄 화합물로 이루어진 표면 층이며, 상기 금속간 철-알루미늄 화합물의 층은 주철 브레이킹 밴드에게 브레이크 표면의 적어도 하나의 부분 상에서 더 높은 내부식성 및 내마모성을 부여하는, 브레이킹 밴드.
25. 청구항 24에 있어서,
    상기 금속간 철-알루미늄 화합물의 층은 금속간 철-알루미늄 화합물 중에서 우세한 상으로서 FeAl₃를 포함하는, 브레이킹 밴드.
26. 청구항 24에 있어서,
    상기 보호 표면 층은 실질적으로 탄소를 포함하지 않으며, 특히 그래파이트 플레이크를 포함하지 않는, 브레이킹 밴드.
27. 청구항 24에 있어서,
    상기 금속간 철-알루미늄 화합물의 층은 확산 층이고, 주철의 미세구조와 상호침투되며, 바람직하게는 삐쭉비쭉한 상호침투 프로파일을 갖고, 좀더 바람직하게는 상기 삐쭉비쭉한 상호침투 프로파일은 상어 이빨의 형상을 갖는, 브레이킹 밴드.
28. 청구항 24에 있어서,
    상기 금속간 철-알루미늄 화합물의 층은 30 내지 200 ㎛의 평균 두께를 갖는, 브레이킹 밴드.
29. 청구항 24에 있어서,
    상기 브레이킹 표면은 금속간 철-알루미늄 화합물의 층에서 400 내지 1000 HV의 경도를 갖는, 브레이킹 밴드.

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