JP2020128563A

JP2020128563A - 摺動部材および摺動部材用Ａｌ合金層の製造方法

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Publication number: JP2020128563A
Application number: JP2019020254A
Authority: JP
Inventors: 竜一森岡; Ryuichi Morioka; 直人洞田; Naoto Horata; 俊雄羽賀; Toshio Haga
Original assignee: Taiho Kogyo Co Ltd
Current assignee: Taiho Kogyo Co Ltd
Priority date: 2019-02-07
Filing date: 2019-02-07
Publication date: 2020-08-27

Abstract

【課題】ＡｌとＭｎとを含む金属間化合物によって耐疲労性を向上させることが可能な技術を提供する。【解決手段】２質量％以上かつ２０質量％以下のＳｎと、０．４質量％以上かつ２．５質量％以下のＭｎと、０．１質量％以上かつ７質量％以下のＳｉと、０．３質量％以上かつ２．０質量％以下のＣｕと、０質量％以上かつ０．３５質量％以下のＣｒと、を含み、残部が不可避不純物とＡｌとからなるＡｌ合金層を備え、前記Ａｌ合金層において、Ｍｎを含む金属間化合物とＳｉ粒子の平均粒子径が０．７μｍ以上かつ５．５μｍ以下となっている。【選択図】図３

Description

本発明は、摺動部材および摺動部材用Ａｌ合金層の製造方法に関する。

硬質の金属間化合物の粒子径を適正な大きさに調整することにより、耐疲労性の向上を図った技術が知られている（特許文献１、参照。）。特許文献１においては、Ａｌ合金中においてＡｌとＭｎとを含む金属間化合物が形成されることが開示されている。

特開２０１３−１１３５６号公報

特許文献１においてＭｎの含有量を大きくすることにより、ＡｌとＭｎとを含む硬質の金属間化合物の含有量を大きくすることができ、耐疲労性の向上が期待できる。しかし、Ｍｎの含有量を大きくすると、ＡｌとＭｎとを含む粗大な金属間化合物が析出しやすくなるという問題があった。粗大な金属間化合物が析出すると、粗大な金属間化合物に集中した応力によってクラックが発生しやすくなり、却って耐疲労性が損なわれてしまうという問題があった。
本発明は、前記課題にかんがみてなされたもので、ＡｌとＭｎとを含む金属間化合物によって耐疲労性を向上させることが可能な技術を提供することを目的とする。

前記の目的を達成するため、本発明の摺動部材は、２質量％以上かつ２０質量％以下のＳｎと、０．４質量％以上かつ２．５質量％以下のＭｎと、０．１質量％以上かつ７質量％以下のＳｉと、０．３質量％以上かつ２．０質量％以下のＣｕと、０質量％以上かつ０．３５質量％以下のＣｒと、を含み、残部が不可避不純物とＡｌとからなるＡｌ合金層を備え、Ａｌ合金層において、Ｍｎを含む金属間化合物とＳｉ粒子の平均粒子径が０．７μｍ以上かつ５．５μｍ以下となっている。

前記の構成において、Ａｌ合金層において０．４質量％以上のＭｎを含有させることにより、硬質の金属間化合物の含有量を増大させることができ、耐摩耗性を向上させることができる。その一方で、Ｍｎを含む金属間化合物とＳｉ粒子の平均粒子径を０．７μｍ以上かつ５．５μｍ以下とすることにより、耐疲労性を向上させることができる。以下、Ｍｎを含む金属間化合物とＳｉ粒子とを硬質粒子と総称する場合がある。硬質粒子の平均粒子径を小さくすることにより、粗大な硬質粒子に応力が集中することを防止でき、応力が集中した硬質粒子の付近にて疲労クラックが発生することを防止できる。その結果、耐疲労性を向上させることができ、耐摩耗性と耐疲労性とを両立できる。

また、０．３質量％以上かつ２．０質量％以下のＣｕをＡｌ合金層に含有させることにより、Ａｌのマトリクスを固溶強化することができ、耐摩耗性を向上させることができる。ＡｌとＳｉとＣｒは、Ｍｎとともに硬質の金属間化合物を形成する。また、ＳｉはＭｎと金属間化合物を形成するだけでなく、単独のＳｉ粒子として析出してＡｌ合金層を析出強化する。

Ｍｎを含む金属間化合物の平均粒子径を０．７μｍ以上かつ５．５μｍ以下とするための好適な摺動部材用Ａｌ合金層の製造方法として、冷却速度が２０℃／ｓ以上かつ２００℃／ｓ以上となるように鋳造を行う鋳造工程を含む製造方法を採用してもよい。このように、鋳造における冷却速度を２０℃／ｓ以上かつ２００℃／ｓ以上となるように急冷することにより、Ｍｎを含む金属間化合物の結晶が成長することを防止し、Ｍｎを含む金属間化合物の平均粒子径を小さくすることができる。特に、耐摩耗性を確保するためにＡｌ合金層において０．３質量％以上のＭｎを含有させると、Ｍｎを含む金属間化合物が粗大化しやすくなるが、急冷によって金属間化合物の粗大化を防止できる。従って、耐摩耗性と耐疲労性とを両立できる。

本発明の実施形態にかかる摺動部材の斜視図である。疲労試験の模式図である。ロール圧延装置の模式図である。硬質粒子の平均粒子径のグラフである。

ここでは、下記の順序に従って本発明の実施の形態について説明する。
（１）すべり軸受の構成：
（２）すべり軸受の製造方法：
（３）冷却速度について：
（４）他の実施形態：

（１）すべり軸受の構成：
図１は、本発明の一実施形態にかかる摺動部材としてのすべり軸受１の斜視図である。すべり軸受１は、裏金１０と中間層１１とライニング１２とを含む。すべり軸受１は、円筒を直径方向に２等分した半割形状の金属部材であり、断面が半円弧状となっている。２個のすべり軸受１が円筒状になるように組み合わせられた状態で、自動車のエンジンのコンロッドに取り付けられる。２個のすべり軸受１を組み合わせることによって形成される円柱状の中空部分にて、相手軸２としてのクランクシャフトを軸受けする。相手軸２の外径はすべり軸受１の内径よりもわずかに小さく形成されている。相手軸２の外周面と、すべり軸受１の内周面との間に形成される隙間に潤滑油（エンジンオイル）が供給される。相手軸２は、すべり軸受１の曲率中心と一致する回転軸を中心に回転する。その際に、すべり軸受１の内周面上を相手軸２の外周面が摺動する。

すべり軸受１は、曲率中心から遠い順に、裏金１０と中間層１１とライニング１２とが順に積層された構造を有する。従って、裏金１０がすべり軸受１の最外層を構成し、ライニング１２がすべり軸受１の最内層を構成する。裏金１０と中間層１１とライニング１２とは、それぞれ円周方向において一定の厚みを有している。裏金１０の厚みは１．２ｍｍであり、中間層１１の厚みは０．１ｍｍであり、ライニング１２の厚みは０．２ｍｍである。ライニング１２の曲率中心側の表面の半径（すべり軸受１の内径）は４２ｍｍである。

なお、コンロッドや相手軸２の形状に応じてすべり軸受１の形状を決定すればよく、すべり軸受１の幅は１０〜３００ｍｍの間のいずれかの値であってもよいし、すべり軸受１の外径は２５〜１０００ｍｍの間のいずれかの値であってもよいし、すべり軸受１全体の厚さは０．５〜１８ｍｍの間のいずれかの値であってもよい。また、ライニング１２の厚さは０．０５〜３ｍｍの間のいずれかの値であってもよいし、中間層１１の厚さは０．０１〜０．６ｍｍの間のいずれかの値であってもよい。以下、内側とはすべり軸受１の曲率中心側を意味し、外側とはすべり軸受１の曲率中心と反対側を意味することとする。ライニング１２の内側の表面は、相手軸２の摺動面を構成する。

裏金１０は、Ｃを０．１５質量％含有し、Ｍｎを０．０６質量％含有し、残部がＦｅと不可避不純物とからなる低炭素鋼で形成されている。なお、裏金１０は、ライニング１２を介して相手軸２からの荷重を支持できる材料で形成されればよく、必ずしも鋼で形成されなくてもよい。

中間層１１は、裏金１０の内側、かつ、ライニング１２の外側に積層された層である。中間層１１は、アルミニウム合金によって形成されている。具体的に、中間層１１は、Ｃｕを３質量％含有し、Ｚｒを０．１質量％含有し、残部がＡｌと不可避不純物とからなるアルミニウム合金で形成されている。なお、中間層１１は、上述したアルミニウム合金でなくてもよく、純アルミニウムであってもよい。さらに、中間層１１は省略されてもよく、裏金１０上にライニング１２が積層されてもよい。

ライニング１２は、中間層１１の内側に積層された層であり、本発明のＡｌ合金層である。ライニング１２は、７．０質量％のＳｎと、１．０質量％のＳｉと、１．５質量％のＣｕと、１．２質量％のＭｎと、０．１５質量％のＣｒとを含み、残部がＡｌと不可避不純物とからなる。また、ライニング１２の不可避不純物はＺｎ，Ｖ，Ｆｅ，Ｔｉ，Ｂ等であり、精錬もしくはスクラップにおいて混入する不純物である。不可避不純物の含有量は、全体で１．０質量％以下である。なお、すべり軸受１の各層を構成する元素の質量は、ＩＣＰ発光分光分析装置（島津製作所製ＩＣＰＳ−８１００）によって計測した。

ライニング１２のマトリクスはＡｌ合金であり、このマトリクス中に硬質粒子としてＳｉ粒子と金属間化合物とが析出している。Ｓｉ粒子のビッカース硬さは１１００ＨＶ程度であり、金属間化合物のビッカース硬さ８００ＨＶ程度であった。このような硬質粒子がマトリクス中に析出することにより、ライニング１２を析出強化することができる。

ライニング１２の断面のうち金属間化合物が存在している部分をＥＰＭＡ（Electron Probe Micro Analyzer）によって分析したところ、ＡｌとＦｅとＭｎとＳｉとＣｒが検出された。従って、金属間化合物は、ＡｌとＦｅ（不可避不純物由来）とＭｎとＳｉとＣｒとが化合した化合物であると考えられる。また、金属間化合物とＳｉ粒子の平均粒子径を計測したところ、３．４μｍであった。また、ライニング１２において、Ｃｕはマトリクス中に固溶してマトリクスを固溶強化する。ライニング１２において、Ｓｎはマトリクス中に析出し、なじみ性を向上させる。

以下、ライニング１２における金属間化合物とＳｉ粒子の平均粒子径の計測方法について説明する。まず、摺動面と平行なライニング１２の断面のうち、面積が０．２ｍｍ²となる任意の観察範囲を金属顕微鏡によって２００倍の光学倍率で撮影することにより、観察画像の画像データを得た。そして、観察画像を画像解析装置（ニレコ社製ＬＵＺＥＸ＿ＡＰ）に入力し、金属間化合物とＳｉ粒子の像を抽出するとともに、抽出した像の円相当径（計測パラメータ：ＨＥＹＷＯＯＤ）の平均値を平均粒子径として計測した。なお、計測が可能な円相当径の下限値は０．６６７μｍであった。そのため、面積が０．３４９μｍ²未満となる金属間化合物とＳｉ粒子は平均粒子径の計測において無視されることとなった。

ライニング１２の疲労発生面圧を計測したところ、１２０ＭＰａと良好であった。疲労発生面圧とは、後述する往復動荷重試験機によって疲労試験を行った場合に疲労破壊が生じなかった面圧の上限値である。また、疲労破壊が生じたとは、疲労試験後の摺動面に亀裂が生じていたことを意味する。

図２は、往復動荷重試験機によって行った疲労試験の模式図である。図２に示すように、長さ方向の両端に円柱状の貫通穴が形成されたコンロッドＲを用意し、一端の貫通穴にて相手軸２（ドットハッチング）を軸受けさせた。なお、相手軸２を軸受けするコンロッドＲの貫通穴の内周面に、２個のすべり軸受１（斜めハッチング）を円筒形に組み合わせた状態で取り付けた。相手軸２の軸方向におけるコンロッドＲの両外側において相手軸２を軸受けし、単位時間あたりの回転数が３０００回転／分となるように相手軸２を回転させた。相手軸２とは反対側のコンロッドＲの端部を、コンロッドＲの長さ方向に往復移動する移動体Ｆに連結し、当該移動体Ｆの往復荷重を、疲労試験を行うごとに変化させた。また、単位時間あたりの移動体Ｆの往復回数が３０００回／分となるように移動体Ｆを往復させた。また、コンロッドＲと相手軸２との間に、エンジンオイル（ＣＦ−４０Ｗ−２０）を給油した。また、試験時において１６０℃のエンジンオイルを給油した。なお、相手軸２は、高周波焼入れを行った炭素鋼（Ｓ５５Ｃ）とした。そして、相手軸２の回転数（移動体Ｆの往復回数）が１０⁶回となるまで、すべり軸受１の疲労試験を継続した。疲労試験後において摺動面に亀裂が生じなかった上限の移動体Ｆの往復荷重を特定し、当該往復荷重を相手軸２とすべり軸受１との接触面積で除算した面圧を疲労発生面圧として計測した。

さらに、ライニング１２の引張強度を計測したところ、２３０ＭＰａであった。引張試験機（島津製作所製ＡＧ−ＩＳ）によってライニング１２と同一組成の試験片の引張強度を５０ｋＮの引張荷重の下で計測することにより、ライニング１２の引張強度を計測した。試験片は、後述する製造条件と同様の条件でライニング１２のみの平面状のシートを形成することにより用意した。

以上説明したように、Ａｌ合金層において０．３質量％以上のＭｎを含有させることにより、硬質の金属間化合物の含有量を増大させることができ、耐摩耗性を向上させることができる。その一方で、硬質粒子の平均粒子径を０．７μｍ以上かつ５．５μｍ以下とすることにより、耐疲労性を向上させることができる。硬質粒子の平均粒子径を小さくすることにより、粗大な硬質粒子に応力が集中することを防止でき、応力が集中した硬質粒子の付近にて疲労クラックが発生することを防止できる。その結果、耐疲労性を向上させることができ、耐摩耗性と耐疲労性とを両立できる。

（２）すべり軸受の製造方法：
本実施形態においてすべり軸受１は、ａ．溶融、ｂ．ロール鋳造、ｃ．冷間圧延、ｄ．切断、ｅ．機械加工の各工程を順に行うことにより製造される。なお、裏金１０と中間層１１については公知の製造方法によって製造すればよいため、おもにライニング１２の製造方法について説明する。以下、各工程について説明する。

ａ．溶融
７．０質量％のＳｎと１．０質量％のＳｉと１．５質量％のＣｕと１．２質量％のＭｎと０．１５質量％のＣｒとを含み、残部がＡｌとなるように、各材料の単体または合金のインゴットを計量して用意する。次に、各材料のインゴットを、高周波誘導炉によって８５０℃まで加熱した。これにより、ＡｌとＳｎとＳｉとＣｕとＭｎとが融解し、ライニング１２の溶湯が用意できることとなる。その後、ライニング１２の溶湯にＡｒガスの気泡を分散噴出させて、水素ガスや介在物の除去を行った。

ｂ．ロール鋳造
次に、ライニング１２の溶湯をロール鋳造装置に注入してロール鋳造を行った。
図３は、ロール鋳造装置１００の模式図である。ロール鋳造装置１００は、上ロール１１０と下ロール１２０とバックダムプレート１３０とサイドダムプレート１４０と搬送ローラ１５０を備える。上ロール１１０と下ロール１２０は、銅や軟鋼等の熱伝導性に優れた金属によって円柱状に形成されている。

上ロール１１０の中心には円筒状の冷却水流路１１１が形成されており、冷却水流路１１１に冷却水を流すことにより上ロール１１０が冷却される。上ロール１１０の直径を３００ｍｍとし、下ロール１２０の直径を１０００ｍｍとした。上ロール１１０と下ロール１２０の長さをそれぞれ１００ｍｍとした。上ロール１１０の回転軸１１０Ｃと下ロール１２０の回転軸１２０Ｃは、水平であり、互いに平行である。

バックダムプレート１３０とサイドダムプレート１４０とは、それぞれ平面板であり、平面視においてコの字状となるように接合されている。バックダムプレート１３０とサイドダムプレート１４０の下端面は下ロール１２０に摺接する。また、サイドダムプレート１４０のバックダムプレート１３０と反対側の端面は上ロール１１０に摺接する。これにより、上ロール１１０と下ロール１２０とバックダムプレート１３０とサイドダムプレート１４０との間に、溶湯プールを形成することができる。

上ロール１１０と下ロール１２０とは、それぞれ周速が３０ｍ／ｍｉｎとなるように回転する。周速とは、上ロール１１０と下ロール１２０の表面が単位時間あたりに移動する速度を意味する。上ロール１１０と下ロール１２０の回転方向は互いに反対方向であり、ロールギャップＧが形成される箇所において、上ロール１１０と下ロール１２０の表面が同一方向に移動する。

以上のように、上ロール１１０と下ロール１２０とを回転させた状態で、上述した溶湯プールに坩堝１６０等から溶湯Ｍを注いだ。溶湯プールに注ぐ溶湯Ｍの温度は、６９０℃とした。上ロール１１０と下ロール１２０との間に形成された隙間から溶湯Ｍが下流方向へと導出される。上ロール１１０の回転軸１１０Ｃと下ロール１２０の回転軸１２０Ｃとを結ぶ線分Ｌ上において、上ロール１１０と下ロール１２０との間の最小の隙間（以下、ロールギャップＧ）が形成される。

上ロール１１０は、弾性力によって線分Ｌの方向において下ロール１２０に接近するように付勢されており、この弾性力を調整することによりロールギャップＧを３ｍｍとした。溶湯Ｍは、線分Ｌに近づくにつれて隙間が狭くなる上ロール１１０と下ロール１２０によって急冷され、線分Ｌにて５００℃まで冷却される。線分Ｌよりも上流において溶湯Ｍが上ロール１１０に接する上ロール１１０上の距離を６０ｍｍとし、線分Ｌよりも上流において溶湯Ｍが下ロール１２０に接する下ロール１２０上の距離を１００ｍｍとした。この場合において、溶湯Ｍの冷却速度は１５０℃／ｓとなった。このように溶湯Ｍを急冷することにより、硬質粒子の平均粒子径を小さくすることができる。

溶湯Ｍが線分Ｌを通過するとライニング１２のロール鋳造板が形成され、ライニング１２のロール鋳造板が搬送ローラ１５０上にて搬送される。このとき、ライニング１２の鋳造材はさらに冷却される。ライニング１２のロール鋳造板の厚みは、ロールギャップＧと同じく３ｍｍである。

なお、以上説明したロール鋳造装置１００の構成は一例に過ぎず、ライニング１２の硬質粒子の狙いの平均粒子径が小さくなるほど、溶湯Ｍの冷却速度が大きくなるように、上ロール１１０と下ロール１２０の回転速度が大きく設定されてもよい。さらに、溶湯Ｍの冷却速度に応じて上ロール１１０と下ロール１２０の直径や水冷の有無等が変更されてもよい。溶湯Ｍの冷却速度は、２０〜２００℃／ｓの間で任意に設定されてもよく、好ましくは８０〜１６０℃／ｓの間で任意に設定されてもよい。むろん、ロールギャップＧは、ロール鋳造板の狙いの厚みに応じて調整されてもよい。

ｃ．冷間圧延
次に、ライニング１２のロール鋳造板を焼鈍し、その後、ライニング１２のロール鋳造板と中間層１１の材料板とをロール圧接機によって圧接圧延した。このときの圧下率を５０〜８０％とした。さらに、ライニング１２のロール鋳造板と中間層１１の材料板との圧接板を焼鈍し、その後、当該圧接板と裏金１０の材料板とをロール圧接機によって圧接した。このときの圧下率を５０〜７０％とした。以上により、ライニング１２のロール鋳造板と中間層１１の材料板と裏金１０の材料板とが圧着されたすべり軸受１の圧延板を形成した。すべり軸受１の圧延板をさらに焼鈍し、自然冷却をした。なお、以上説明した冷間圧延において行われる焼鈍と圧接の温度を、３４０〜４００℃から選択した温度とした。焼鈍の時間を１〜１０時間から選択した時間とした。

ｄ．切断
次に、すべり軸受１の圧延板を所定の大きさごとに切断した。所定の大きさとは、後述する機械加工を行うことにより、すべり軸受１が形成できる大きさであり、すべり軸受１が取り付けられるコンロッドの形状によって定まる大きさである。

ｆ．機械加工
最後に、切断後のすべり軸受１の圧延板に対してプレス加工を行うことにより、半割形状のすべり軸受１を形成する。さらに、切削加工によって形状や表面状態を仕上げることにより、すべり軸受１を完成させた。

（３）冷却速度について：
表１は、鋳造における冷却速度を変化させた場合のライニング１２の疲労発生面圧等を示す表である。試料１は、従来の連続鋳造によって鋳造されたものである。試料１，２は、ロール鋳造装置１００によって鋳造されたものである。試料１〜３の材料組成はほぼ同様であるが、試料３（第１実施形態）のＭｎの含有量は試料１，２のＭｎの含有量よりも大きくなっている。

表１に示すように、冷却速度が早くなるほど、硬質粒子の平均粒子径が小さくなり、結果としてライニング１２の疲労発生面圧が大きくなる。また、冷却速度が早くなるほど、ライニング１２の引張強度が大きくなる。なお、試料３のようにＭｎの含有量が多くなっても、冷却速度を早くすることにより、Ｍｎを含む金属間化合物の粗大化を防止できる。そのため、硬質粒子の密度を高くしつつも硬質粒子の粗大化を防止でき、耐摩耗性と態疲労性とを両立させることができる。なお、Ｍｎを２．５質量％まで含有させても、冷却速度を大きくすることにより、ライニング１２の硬質粒子の平均粒子径を５．５μｍ以下まで小さくすることできることを確認できた。

図４は、ライニング１２の冷却速度と硬質粒子の平均粒子径との関係を示すグラフである。同図の縦軸は硬質粒子の平均粒子径を示し、横軸は冷却速度を示す。図４に示すように、冷却速度が２０℃／ｓ以上の範囲において、確実に硬質粒子の平均粒子径を５．５μｍ以下とすることができる。

（４）他の実施形態：
前記実施形態においては、エンジンのクランクシャフトを軸受けするすべり軸受１を構成する摺動部材を例示したが、本発明の摺動部材によって他の用途のすべり軸受１を形成してもよい。例えば、本発明の摺動部材によってトランスミッション用のギヤブシュやピストンピンブシュ・ボスブシュ等のラジアル軸受を形成してもよい。さらに、本発明の摺動部材は、スラスト軸受を構成してもよく、各種ワッシャであってもよいし、カーエアコンコンプレッサ用の斜板であってもよい。また、裏金１０や中間層１１は、必須ではなく省略されてもよい。さらに、ライニング１２上に、ＢｉやＳｎを主成分とするオーバーレイが形成されてもよい。

また、ロール鋳造装置１００は、図２に示すものに限定されない。例えば、ロール鋳造装置１００における２個のロールの直径が互いに等しくてもよい。また、ロール鋳造装置１００における２個のロールが鉛直方向に並んで配置されてもよく、ロール鋳造板が水平方向に排出されてもよい。さらに、ロール鋳造装置１００における２個のロールが水平方向に並んで配置されてもよく、ロール鋳造板が鉛直下方に排出されてもよい。

１…すべり軸受、２…相手軸、１０…裏金、１１…中間層、１２…ライニング、１００…ロール鋳造装置、１１０…上ロール、１１０Ｃ…回転軸、１１１…冷却水流路、１２０…下ロール、１２０Ｃ…回転軸、１３０…バックダムプレート、１４０…サイドダムプレート、１５０…搬送ローラ、Ｆ…移動体、Ｇ…ロールギャップ、Ｌ…線分、Ｍ…溶湯、Ｒ…コンロッド

Claims

２質量％以上かつ２０質量％以下のＳｎと、
０．４質量％以上かつ２．５質量％以下のＭｎと、
０．１質量％以上かつ７質量％以下のＳｉと、
０．３質量％以上かつ２．０質量％以下のＣｕと、
０質量％以上かつ０．３５質量％以下のＣｒと、を含み、
残部が不可避不純物とＡｌとからなるＡｌ合金層を備え、
前記Ａｌ合金層において、Ｍｎを含む金属間化合物とＳｉ粒子の平均粒子径が０．７μｍ以上かつ５．５μｍ以下となっている、
ことを特徴とする摺動部材。
２質量％以上かつ２０質量％以下のＳｎと、
０．４質量％以上かつ２．５質量％以下のＭｎと、
０．１質量％以上かつ７質量％以下のＳｉと、
０．３質量％以上かつ２．０質量％以下のＣｕと、
０質量％以上かつ０．３５質量％以下のＣｒと、を含み、
残部が不可避不純物とＡｌとからなる摺動部材用Ａｌ合金層の製造方法であって、
冷却速度が２０℃／ｓ以上かつ２００℃／ｓ以下となるように鋳造を行う鋳造工程を含む、
ことを特徴とする摺動部材用Ａｌ合金層の製造方法。