JP5867332B2 - アルミニウム合金製耐摩耗性部材およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、アルミニウム合金製耐摩耗性部材およびその製造方法に関する。

自動車、二輪車、航空機などの輸送機器分野では、最近の環境意識の高揚に伴い、低燃費化またはＣＯ_２排出削減等に有効な軽量化が強く進められている。このため、従来は鉄鋼材や鋳鉄材で構成されていた部材も、アルミニウム合金へ置換されつつある。

このようなアルミニウム合金への置換を促進する上で、その耐熱性のみならず、最近では耐摩耗性、耐食性、耐疲労強度等も重視されるようになってきている。このような事情の下、例えば、硬質皮膜を表面に形成したアルミニウム合金製耐摩耗性部材に関する記載が下記の特許文献で紹介されている。

特許３００９５２７号公報 特開２００４−２７７７８４号公報

アルミニウム合金に硬質皮膜等を形成する方法には、ドライプロセスとウエットプロセスがある。ドライプロセスは、 ＰＶＤ、ＣＶＤ、イオン窒化、溶射等により、ＴｉＮ、ＣｒＮ、ＤＬＣ、Ａｌ_２Ｏ_３等の硬質皮膜を基体表面に形成する方法である。ウエットプロセスは、アルミニウム合金を特定の溶液中に浸漬して、その表面に陽極酸化皮膜や各種めっきを形成する方法である。

ドライプロセスで形成される皮膜は、ビッカース硬さが１０００〜３０００Ｈｖ程度あり、ウエットプロセスで形成される皮膜よりも硬質である。しかし、ドライプロセスは量産性が低く、設備コストや処理コスト等も高い。

一方、ウエットプロセスを用いれば、生産性の向上やコスト低減等を図り易い。もっとも、ウエットプロセスで形成される硬質皮膜のうち、耐摩耗性等に優れるＣｒめっき（８００〜１０００Ｈｖ）は、六価クロムを用いる点で環境上好ましくない。複合めっき（分散めっき）は、めっき液が不安定で管理が難しい。

これらのめっき法に対して、無電解Ｎｉ−Ｐめっきは、環境上の問題も比較的少なく、量産性にも優れる。ただし、Ｎｉ−Ｐめっき層は、ドライプロセスで形成される皮膜やＣｒめっきに比べて硬質ではなく、一般的に耐摩耗性に欠ける。比較的硬質な低Ｐ濃度のＮｉ−Ｐめっき層でもビッカース硬さが５００〜７００Ｈｖである。Ｎｉ−Ｐめっき層を３００℃以上に加熱すると、最高硬さが９００〜１０００ＨｖとＣｒめっきに匹敵する硬度が得られることは知られているが、そのような加熱を行うと基材（母材）であるアルミニウム合金が軟化等して、部材に必要な強度が確保できなかった。また、部材に大きな荷重が作用した際に、Ｎｉ−Ｐめっき層が基材の変形に追従できず、亀裂や剥離がＮｉ−Ｐめっき層に生じることがあった。このように従来は、Ｎｉ−Ｐめっき層によりアルミニウム合金製部材の耐摩耗性を確保することは困難であった。

本発明は、このような事情に鑑みて為されたものであり、量産性、生産コスト、環境性等を考慮しつつ、Ｎｉ−Ｐめっきにより耐摩耗性を高めたアルミニウム合金製部材を提供することを目的とする。またその製造方法も併せて提供することを目的とする。

本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究し、アルミニウム合金からなる基体を軟化させることなく、その表面に形成したＮｉ−Ｐめっき層の硬質化に成功した。この成果を発展させることにより、以降に述べる本発明を完成するに至った。

《アルミニウム合金製耐摩耗性部材》
（１）本発明のアルミニウム合金製耐摩耗性部材は、アルミニウム合金からなる基体と、該基体の少なくとも一部の表面を被覆する被覆層と、からなるアルミニウム合金製耐摩耗性部材であって、前記アルミニウム合金は、全体を１００％としたときに、鉄（Ｆｅ）：１〜７％、ジルコニウム（Ｚｒ）：０．５〜３％、チタン（Ｔｉ）：０．５〜３％、残部：Ａｌと不可避不純物からなる合金組成を有すると共に、４００℃の大気圧雰囲気中に１０時間保持した後に室温状態で測定した残留硬さが１２０Ｈｖ以上あり、前記被覆層は、ニッケル（Ｎｉ）とリン化ニッケル（Ｎｉ_３Ｐ）からなる結晶質Ｎｉ−Ｐ層からなることを特徴とする。

（２）本発明のアルミニウム合金製耐摩耗性部材（適宜「耐摩耗性部材」という。）は、その基体表面が結晶質Ｎｉ−Ｐ層からなる被覆層で被覆されており、優れた耐摩耗性を発揮する。加えて本発明の耐摩耗性部材は、優れた耐熱性、耐食性、耐疲労性、耐久性等をも発揮し得る。もっとも本発明の耐摩耗性部材が優れた特性を発現する理由は必ずしも定かではない。現状では次のように考えられる。

先ず、結晶質Ｎｉ−Ｐ層は、無電解Ｎｉ−Ｐめっき等により形成される非晶質なＮｉ−Ｐめっき層（これを適宜「非晶質Ｎｉ−Ｐ層」という。）とは異なり、非常に硬質である。この結晶質Ｎｉ−Ｐ層は、Ｐ濃度が少ない場合は勿論、Ｐ濃度が高い場合でも、結晶化度に応じて十分な硬さを発揮する。これは、結晶質Ｎｉ−Ｐ層が、結晶化したＮｉの母相中に、Ｎｉ_３Ｐ等の析出相が分散した複合組織構造を有しているためと考えられる。

次に、結晶質Ｎｉ−Ｐ層には大きな圧縮残留応力が生じ得る。この圧縮残留応力は被覆層と基体の熱膨張量差と、非晶質Ｎｉ−Ｐ層が加熱されて結晶質のＮｉおよびＮｉ−Ｐが析出すること等に起因して発生すると考えられる。具体的にいうと、基体と被覆層からなる部材を加熱した場合、被覆層は熱膨張する基体から剥離することなく同様に熱膨張する。昇温中またはその後の保持中において、非晶質Ｎｉ−Ｐ層から結晶質のＮｉ相およびＮｉ−Ｐ相が析出するが、結晶質のＮｉ相およびＮｉ−Ｐ相が主体となる被覆層は基体と熱膨張係数が異なる。このため、降温過程において、両者間に熱収縮量差が生じる。その結果、基体よりも熱膨張係数の小さい結晶質Ｎｉ−Ｐ層において、圧縮残留応力が発生したと考えられる。

このような圧縮残留応力が作用している結晶質Ｎｉ−Ｐ層には、亀裂等が生じ難い。このことは、耐摩耗性の向上に寄与するのみならず、耐食性の向上や繰り返し荷重が作用する際の疲労強度の向上（耐疲労性の向上）等にも寄与することになる。

ところで、非晶質Ｎｉ−Ｐ層を結晶化させたり、結晶質Ｎｉ−Ｐ層に圧縮残留応力を生じさせる高温加熱を行っても、基体は十分な残留硬さを発揮し、結晶質Ｎｉ−Ｐ層の保持や耐摩耗性部材の機能は確保される。従って本発明の耐摩耗性部材によれば、耐軟化性に優れた基体と耐摩耗性に優れた結晶質Ｎｉ−Ｐ層（被覆層）が相乗的に作用することにより、優れた耐摩耗性を安定して発揮するようになると考えられる。

なお、本発明の耐摩耗性部材は、高温特性に優れる基体や被覆層からなるため、高温環境下でも十分な耐摩耗性や強度等を発揮し得る。

《アルミニウム合金製耐摩耗性部材の製造方法》
（１）本発明は、上述した耐摩耗性部材としてのみならず、その製造方法としても把握できる。すなわち本発明は、上述したアルミニウム合金製耐摩耗性部材の製造方法であって、基体表面に無電解Ｎｉ−Ｐめっき液を接触させて該基体表面にＮｉ−Ｐめっき層を形成するめっき工程と、該Ｎｉ−Ｐめっき層を加熱して該Ｎｉ−Ｐめっき層を結晶化させる結晶化工程と、を備えることを特徴とするアルミニウム合金製耐摩耗性部材の製造方法とも把握できる。

（２）本発明の製造方法によれば、基体表面に無電解Ｎｉ−Ｐめっきで形成した非晶質なＮｉ−Ｐめっき層を、所定温度で加熱することにより、前述した結晶質Ｎｉ−Ｐ層が容易に形成され得る。従って、この製造方法によれば、環境上の問題も少なく、上述した耐摩耗性部材を効率良く低コストで量産可能となる。

《その他》
（１）本明細書でいう「残留硬さ」は、所定の加熱工程を経た対象物を、室温状態で、ビッカース硬度計により測定した硬さを意味する。より具体的な測定条件は、マイクロビッカース硬度計を用いて、試験荷重：０．２４５Ｎ、保持時間：２０秒の条件で、対象物断面に対して５回測定した硬度の平均値である。

本発明に係るアルミニウム合金の場合、４００℃の大気圧雰囲気中に１０時間保持した後の残留硬さが１２０Ｈｖ以上、１３０Ｈｖ以上、１４０Ｈｖさらには１４５Ｈｖ以上であると好ましい。なお、この残留硬さを測定する際、アルミニウム合金の熱履歴（使用歴）は基本的に問わない。結晶質Ｎｉ−Ｐ層が密着しているアルミニウム合金に、上記の加熱処理を加えた後に測定した残留硬さが１２０Ｈｖ以上であればよい。

（２）本明細書でいう「残留応力」は、Ｘ線応力測定法標準（日本材料学会Ｘ線材料強度部門委員会（1997））に基づいて定められる。より具体的には、対象物表面に、特性Ｘ線Ｃｕ−Ｋαを照射し、得られるＮｉ（３１１）回折ピークより、ｓｉｎ^２ψ法により決定される。この残留応力の決定に際して必要となる応力定数はニッケルのヤング率、ポアソン比により定めた。

前述したように、結晶質Ｎｉ−Ｐ層には圧縮残留応力が作用している。この圧縮残留応力の値は問わないが、２００ＭＰａ以上、３００ＭＰａ以上さらには９００ＭＰａ以上であると好ましい。なお、結晶質Ｎｉ−Ｐ層に作用する残留応力は、印加された加熱温度が高いほど、比例的に大きくなり得る。

（３）本発明に係るアルミニウム合金は、その形態、金属組織、加工段階などは問わない。例えば、鋳塊、急冷凝固させた粉末、薄帯やその破砕粉、成形体やビレット、さらには焼結材や展伸材（押出材等）などでもよいし、また、素材でも、中間製品でも、最終製品でもよい。

（４）特に断らない限り本明細書でいう「ｘ〜ｙ」は、下限値ｘおよび上限値ｙを含む。本明細書に記載した種々の数値または数値範囲に含まれる任意の数値を、新たな下限値または上限値として「ａ〜ｂ」のような数値範囲を新設し得る。

加熱温度と基体の硬さとの関係を示すグラフである。 加熱温度と被覆層の硬さとの関係を示すグラフである。 加熱温度と被覆層の残留応力との関係を示すグラフである。 各被覆層のＸ線回折像である。 基材Ｎｏ．１１のアルミニウム合金に無電解Ｎｉ−Ｐめっきを施した様子を示す外観写真である。 基材Ｎｏ．Ｃ３のアルミニウム合金に無電解Ｎｉ−Ｐめっきを施した様子を示す外観写真である。 ボールオンディスク試験後の試験片Ｎｏ．１の摩耗痕の断面形状を示す図である。 ボールオンディスク試験後の試験片Ｎｏ．２の摩擦痕の断面形状を示す図である。 ボールオンディスク試験後の試験片Ｎｏ．３の摩擦痕の断面形状を示す図である。

本明細書で説明する内容は、本発明の耐摩耗性部材のみならず、その製造方法にも該当し得る。製造方法に関する構成要素は、プロダクトバイプロセスとして理解すれば物に関する構成要素ともなり得る。そして上述した本発明の構成要素に、本明細書中から任意に選択した一つまたは二つ以上の構成要素を付加し得る。いずれの実施形態が最良であるか否かは、対象、要求性能等によって異なる。

《被覆層》
（１）本発明に係る被覆層は結晶質Ｎｉ−Ｐ層からなるが、この「結晶質」は被覆層全体が完全な結晶となっている必要はない。Ｘ線で検出される程度に結晶部分が存在すれば足る。また結晶質Ｎｉ−Ｐ層の成分組成や金属組織も本発明では問わない。結晶質Ｎｉ−Ｐ層の金属組織は、一概に特定できないが、例えば、Ｎｉの結晶相とＮｉ_３Ｐ等の析出相により構成されると考えられる。この金属組織は、結晶質Ｎｉ−Ｐ層の成分組成、結晶化度、熱履歴等によって異なる。

結晶質Ｎｉ−Ｐ層のＰ量は、耐摩耗性部材の用途、機能、要求仕様等に応じて適宜調整される。もっとも結晶質Ｎｉ−Ｐ層（特に無電解Ｎｉ−Ｐめっきを経由した場合）は、全体を１００質量％（以下単に「％」という）としたとき、Ｐが１〜１３％であると、均一なめっき層が安定して形成される。つまりＰが過少では還元剤である次亜リン酸ナトリム等が少なく、還元力が低下してめっきが析出されにくくなる。Ｐが過多ではめっき液が不安定となり現実的にめっきが困難となり得る。但し、非晶質なＮｉ−Ｐめっき層とは異なり、本発明に係る結晶質Ｎｉ−Ｐ層はＰが多くても十分な硬さを発揮し得る。

（２）本発明に係る結晶質Ｎｉ−Ｐ層は、例えば、無電解Ｎｉ−Ｐめっきにより基体の表面上に形成されたＮｉ−Ｐめっき層を、３００℃〜５００℃より好ましくは３５０〜４５０℃で加熱することにより得られる。無電解Ｎｉ−ＰめっきをしたままのＮｉ−Ｐめっき層は非晶質で、その状態は２００℃ぐらいまで維持され得る。ところが、その非晶質のＮｉ−Ｐめっき層を２００℃以上に加熱していくと、徐々に結晶化が進行する。この結晶化に応じて、結晶質Ｎｉ−Ｐ層の硬さや結晶質Ｎｉ−Ｐ層に作用する圧縮残留応力も大きくなり得る。

勿論、結晶質Ｎｉ−Ｐ層は、無電解Ｎｉ−Ｐめっきのみならず、電解Ｎｉ−Ｐめっきに依っても得られる。無電解Ｎｉ−Ｐめっきが次亜リン酸ナトリウム等を還元剤として用いてＰを共析させるのに対して、電解Ｎｉ−Ｐめっきは亜リン酸ナトリウム等を用いてＰを共析させる。電解Ｎｉ−Ｐめっきは、基体の形状によって電流密度が異なり易く、共析するＰ量、めっきの膜厚等の制御が容易ではない。そこで本発明に係る結晶質Ｎｉ−Ｐ層は、無電解Ｎｉ−Ｐめっきから形成されると好ましい。

《被覆層の形成（耐摩耗性部材の製造方法）》
本発明に係る被覆層は、その形成方法を問わないが、例えば、次のような無電解Ｎｉ−Ｐめっき法により形成される。

（１）清浄工程
清浄工程により、基体表面に形成された酸化皮膜や機械加工等により基体表面に付着した油汚れ等が除去される。この清浄工程により、次工程の前処理を効率的に行え、Ｎｉ−Ｐめっき層の密着性等が向上し得る。

清浄工程は、例えば、基体をアルカリ性溶液と接触させて酸化皮膜を除去するエッチング工程と、エッチング工程後に生じたスマットを酸性溶液で除去するデスマット工程からなる。アルカリ性溶液や酸性溶液の種類、それらの濃度等は適宜調整される。これらの工程に替えて、化学研磨や電解研磨により清浄工程を行うと、基体表面の平滑化も図れる。

（２）前処理工程（ジンケート処理工程、活性化工程）
アルミニウム合金は、難めっき材であり、清浄工程を行っても、大気に接触すると、直ぐに緻密で強固な酸化皮膜が形成されて不活性となり、Ｎｉ−Ｐめっき層の形成が阻害され易い。

そこでアルミニウム合金にめっきを行う場合、前処理工程としてジンケート処理がなされることが多い。ジンケート処理は、ジンケート液（例えば、酸化亜鉛を溶解させた水酸化ナトリウム水溶液等）に基体を接触させて、その基体表面に中間皮膜となる亜鉛置換めっきを形成する処理である。このジンケート処理を行うことにより、密着性に優れたＮｉ−Ｐめっき層が基体表面に形成され易くなる。特にジンケート処理を２回以上行うと、密着性の高いＮｉ−Ｐめっき層が得られ易い。従ってめっきの前処理の一つとして、ジンケート処理は本発明でも有効である。

もっとも、ジンケート処理後に無電解Ｎｉ−Ｐめっきを行うと、中間皮膜を形成していた亜鉛の大部分がめっき液中に溶出する。このため、めっき液が汚染され、高価なめっき液の寿命が短くなって不経済である。

そこで、ジンケート処理を行うことなく、基体表面へ直接めっきできる活性化工程を行うと好適である。この活性化工程は、基体表面にｐＨ３〜１２の処理液を接触させて基体表面を活性化する工程である。この処理液（活性化処理液）には、酸性活性化処理液またはアルカリ性活性化処理液がある。酸性活性化処理液には、例えば、塩酸、フッ酸、酸性フッ化アンモニウム等の水溶液がある。アルカリ性処理液には、例えば、水酸化ナトリウム、炭酸ナトリウム、水酸化アンモニウム、各種アミン類等の水溶液がある。勿論、この活性化工程は清浄工程後になされると好ましいが、酸性活性化処理液を用いる場合には活性化工程により前述した清浄工程を兼ねてもよい。

ちなみに、活性化工程の意義は次の通りである。アルミニウム系基材に無電解めっきを施す場合、元素としてのアルミニウムは、還元剤の反応を開始させる触媒活性を有していないため、無電解めっき反応は自動的に開始されない。もっとも、実用的なアルミニウム系基材は、触媒活性を有する鉄、ニッケル等の元素を、不純物または添加元素として少なからず含有している。これらの元素を、アルミニウム系基材の表面に露出できれば無電解めっき反応を自動的に開始させることができる。しかし、脱脂、エッチング、酸浸漬等の清浄工程を経たアルミニウム系基材では、表面が不働態皮膜（アルミニウム酸化物）で覆われており、上述した鉄やニッケル等の析出物からなる活性点が十分に露出した状態にない。この段階のアルミニウム系基材を無電解めっき液に投入しても、めっき反応は開始されない。そこで、清浄工程後の活性化処理により不働態皮膜が消失されるに伴ない、活性点の露出が進む。そして、浸漬電位が−１．４〜−１．３５Ｖ（ｖｓＡｇ／ＡｇＣｌ）までシフトすると、活性点の露出（活性化）が十分となり、アルミニウム系基材に対しても、無電解めっきが自動的に開始されるようになる。

活性化工程自体は数分間程度行えば十分であるが、必要に応じて２回以上行ってもよい。いずれにしても、この活性化工程により、基体表面が十分に活性化されることが重要となる。この判断は、活性化処理した基体が有する自然（標準）電極電位の貴卑によって行える。自然電極電位の測定は、例えば、ｐＨ１１．５に調整したアルカリ水溶液（測定液）に、活性化処理後の基体とＡｇ／ＡｇＣｌ電極を浸漬して、電位差計により基体の自然電極電位を直ちに測定する。この自然電極電位が−１．４〜−１．３５Ｖまでシフトすると、基体表面はめっきに好適な活性状態にあると判断される。要するに、基体の自然電極電位が所望値になるまで、基体表面に活性化処理液を接触させる活性化工程を行えばよい。

なお、自然電極電位が所望値となる活性化条件を決定できれば、自然電極電位の測定を毎回行う必要はなく、その条件下で活性化工程を繰り返し行えばよい。ちなみに、自然電極電位の測定を行う場合、使用する測定液は、活性化処理液と相互に兼用可能である。この他、活性化工程に関することは、特許２６４８７１６号公報に詳しく記載されている。

（３）めっき工程
めっき工程により、前処理した基体表面にＮｉ−Ｐめっき層が形成される。このＮｉ−Ｐめっき層は、無電解Ｎｉ−Ｐめっき液を用いることにより効率的に形成される。無電解めっき液の組成、めっき液の温度、めっき時間等は適宜調整される。

なお、めっき直後のＮｉ−Ｐめっき層は非晶質であり、必ずしも密着性が高くない。この密着性を高めるために、次の結晶化工程とは別に、めっき工程後の基体を２００℃で１時間程度加熱してもよい。

（４）結晶化工程
結晶化工程により、基体表面に形成された非晶質なＮｉ−Ｐめっき層は結晶化した硬質な結晶質Ｎｉ−Ｐ層となる。この結晶化工程では、基本的にＮｉ−Ｐめっき層を３００〜５００℃好ましくは３５０〜４５０℃で加熱すると好適である。このときの加熱時間は０．５〜１０時間程度でよい。

《基体》
基体は、結晶化工程で加熱しても軟化しないアルミニウム合金からなる。このアルミニウム合金は、４００℃で１０時間保持した後に室温状態で測定した残留硬さが１２０Ｈｖ以上となる耐軟化性を有するものであればよく、その組成や製造方法等は問わない。例えば、以降に述べるようなアルミニウム合金が好適である。

〈アルミニウム合金の組成〉
（１）Ｆｅ
Ｆｅは、アルミニウム合金の強度や硬さなどを高める元素である。具体的には、適量のＦｅはＡｌと金属間化合物（Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物：第一化合物相）を母相（α−Ａｌ相）中に形成する。この第一化合物相がアルミニウム合金の強度や硬さを高める。

アルミニウム合金全体を１００質量％としたときに（以下ではこの記載を省略する。）、Ｆｅは１〜７％、３〜６％、４〜６％さらには４．５〜５．５％であると好ましい。Ｆｅが過少では十分な強度や硬さが得られず、Ｆｅが過多では延性が低下し、また高強度過ぎて成形性や加工性などが困難となる。

なお、Ｆｅはアルミニウム合金の強度等に有効なだけではなく、上述した無電解Ｎｉ−Ｐめっきを行う際の触媒元素（活性化元素）としても機能し得る。すなわち、上述した活性化処理工程後に、基体表面からＦｅが部分的に露出していると、その部分が起点となってＮｉ−Ｐめっき層が形成され始める。従ってＦｅを含有するアルミニウム合金を基体に用いることにより、密着性や均一性等に優れるＮｉ−Ｐめっき層が形成される。この傾向はアルミニウム合金中のＦｅ含有量が１％以上の範囲で増加するほど大きくなる。

（２）ＺｒおよびＴｉ
ＺｒおよびＴｉは、Ａｌと協調して、アルミニウム合金の耐熱性を高める第二化合物相を形成する重要な元素である。前述した第一化合物相は、必ずしも熱的に安定ではなく、高温雰囲気に長時間曝されると、相変態や形状変化（粗大化）などを生じ得る。

適量のＺｒおよびＴｉは、Ａｌとの間でＬ１_２型構造のＡｌ−（Ｚｒ、Ｔｉ）系金属間化合物（第二化合物相または析出相）を形成する。この第二化合物相は、母相に整合的であると共に、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物と母相の境界（界面）近傍に出現して高温域まで安定している。具体的にいうと、第二化合物相は、少なくともその析出を開始した温度以下で、相変態や粗大化を生じることが殆どない。そして、第一化合物相と母相が接する近傍に析出等した第二化合物相は、アルミニウム合金の強度や硬さを担う第一化合物相の高温時における相変態や形状変化等を、安定的に抑止（いわばピン留め）する。このように第一化合物相および第二化合物相が相乗的に作用することによって、優れた耐軟化性、耐熱性を発揮するアルミニウム合金が得られたと考えられる。

なお、本明細書でいう「整合」とは、第二化合物相の結晶基本構造が母相と同一であって、その母相との境界（界面）で原子面あるいは原子列が過不足なく連なっている場合をいう。但し、加工等に導入された転位によって原子列の乱れや点欠陥などを生じ得るが、このようなものは除いて考える。

ところで、第二化合物相はナノ粒子状であり、その中央部でＺｒ濃度が高く、その外郭部でＴｉ濃度が高くなっていることもわかっている。つまり、Ａｌ_３（Ｚｒ、Ｔｉ）中のＺｒおよびＴｉの濃度が、中央から外殻にかけて傾斜していることもわかっている。このような第二化合物相の形成には、ＺｒがＴｉよりも多く存在して、Ｔｉに対するＺｒの質量比（Ｚｒ／Ｔｉ）が所定範囲内であると好適である。

そこでＺｒは０．５〜３％、０．６６〜１．５％、０．７〜１．３％さらには０．８〜１．２％であると好ましい。またＴｉは０．５〜３％、０．６〜１％さらには０．７〜０．９％であると好ましい。ＺｒまたはＴｉが過少になると、その効果が低下し、ＺｒまたはＴｉが過多になると、溶解温度が極めて高くなり製造コスト高になると共にＡｌとの間で粗大な晶出物または析出物が形成されたり、アルミニウム合金の加工性や成形性が低下し得る傾向がある。

そして両者の質量比（Ｚｒ／Ｔｉ）が１．１〜１．５さらには１．１５〜１．４であると、第二化合物相の形成により、高温域まで安定なアルミニウム合金が得られ易くなる。

なお、第一化合物相の境界近傍にある母相中に第二化合物相を微細に分散させるには、ＺｒおよびＴｉを基地中に十分に固溶（過飽和固溶）させて、後から析出させればよい。具体的には、急冷凝固により適量のＺｒおよびＴｉを過飽和に固溶させた後、その析出を促進させる駆動力となるエネルギーを付与するとよい。このようなエネルギーとして、熱処理や熱間加工等によって加えられる熱エネルギー、塑性加工等によって加えられる歪みエネルギーなどがある。加熱処理により熱エネルギーが単独で加えられてもよいし、熱間加工等により熱エネルギーと歪みエネルギーが同時に加えられてもよい。さらには、冷間加工後または温間加工後に加熱処理を行うなど、歪みエネルギーを導入した後に熱エネルギーを加えてもよい。熱エネルギーに歪みエネルギーが加わることにより、第二化合物相の析出が加速されて、耐熱高強度アルミニウム合金を短時間内で効率的に得ることができる。

（３）Ｍｇ
Ｍｇは、アルミニウム合金の強度（特に室温強度）の向上に有効な元素である。Ｍｇは０．５〜５％、０．６〜２．２％、１〜２％さらには１．２〜１．８％であると好ましい。Ｍｇが過少ではその効果がなく、過多ではアルミニウム合金材の加工性や成形性の低下を招く。

（４）上述した内容を踏まえて、本発明に係るアルミニウム合金は、例えば、全体を１００％としたときに、Ｆｅ：３〜６％、Ｚｒ：０．６６〜１．５％、Ｔｉ：０．６〜１％、Ｔｉに対するＺｒの質量比（Ｚｒ／Ｔｉ）：１．１〜１．５、残部：Ａｌと不可避不純物および／または改質元素となる合金組成を有すると好適である。

ここでいう「改質元素」は、Ａｌ、Ｆｅ、Ｚｒ、ＴｉおよびＭｇ以外の元素であって、アルミニウム合金の特性改善に有効な元素である。改善される特性は、その種類は問わないが、高温域または室温域における強度、硬さ、靱性、延性、寸法安定性などがある。このような改質元素の具体例として、Ｃｒ、Ｃｏ、マンガン（Ｍｎ）、ニッケル（Ｎｉ）、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、バナジウム（Ｖ）、ハフニウム（Ｈｆ）、ニオブ（Ｎｂ）などがある。各元素の配合などは任意であるが、通常、その含有量は微量である。

「不可避不純物」は、溶解原料中に含まれる不純物や各工程時に混入等する不純物などであって、コスト的または技術的な理由等により除去することが困難な元素である。本発明に係るアルミニウム合金の場合であれば、例えば、シリコン（Ｓｉ）等がある。

〈アルミニウム合金の金属組織〉
上述したアルミニウム合金は、Ａｌの母相（α相）と、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物相（第一化合物相）と、Ａｌ−（Ｚｒ、Ｔｉ）系金属間化合物（第二化合物相）を少なくとも有する複合組織からなる。

第二化合物相の平均サイズは、１〜３０、２〜２０ｎｍさらには３〜１５ｎｍであると好ましい。このサイズが過小でも過大でも、第二化合物相によるアルミニウム合金の耐熱性の向上効果が低下し得る。なお平均サイズとは、アルミニウム合金中より無作為に抽出したサンプルを透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察し、３０個以上の分散する第二化合物相の平均直径を画像処理法により解析して求めた値である。

〈アルミニウム合金の製造方法〉
（１）上述したようなアルミニウム合金の製造方法は種々考えられる。例えば、合金溶湯を１００℃／秒以上の冷却速度で急冷凝固させた凝固体を得る凝固工程と、この凝固体を例えば３００〜５００℃で加熱する熱処理工程とを備えるアルミニウム合金の製造方法でもよい。この熱処理工程は、凝固体に熱間で塑性加工を施す熱間加工工程であると、前述した第二化合物相が基地中に超微細に均一的に分散した金属組織を得ることができて好適である。

急冷凝固させた凝固体は、ＺｒおよびＴｉが基地中に過飽和に固溶した状態となっている。この原素材に熱間塑性加工を施すと、所望形状に創成された加工材が得られるのみならず、凝固体に熱エネルギーおよび歪みエネルギーが順次または同時に印加されて、第二化合物相の析出が促進される。こうして、母相中に第一化合物相のみならず、第二化合物相が超微細に多数析出した耐熱性に優れるアルミニウム合金が容易に得られる。そして、第二化合物相の析出に長時間を要する時効処理等を行う必要もなく、アルミニウム合金を効率的に低コストで得ることが可能となる。勿論、熱処理（例えば、時効処理）により第二化合物相を析出させてもよい。

（２）凝固体の冷却速度は大きいほど好ましく、例えば、１００℃／秒以上、３００℃／秒以上、１０００℃／秒以上、５０００℃／秒以上さらには１００００℃／秒以上であるとよい。これにより第二化合物相の生成に必要なＺｒおよびＴｉを過飽和に固溶させた凝固体（原素材）を容易に得ることができる。

このような急冷凝固は、例えば、アトマイズ法、スプレーフォーミング法、ストリップキャスト法（ロール鋳造法等）などにより行える。アトマイズ法によると、粉末状の凝固体（アトマイズ粒子が集合したアトマイズ粉末）が得られる。スプレーフォーミング法によると、塊状の凝固体が得られる。連続鋳造法によると、薄帯からなる凝固体が得られる。

凝固体のサイズは問わないが、アトマイズ粒子なら、例えば、平均粒径が５０〜３００μｍ程度であり、薄片なら、例えば、厚さが０．０５〜１．５ｍｍで５〜８ｍｍ角程度であると好ましい。

原素材は、このような凝固体そのものでも良い。もっとも、アトマイズ粉末（水アトマイズ粉末、ガスアトマイズ粉末、水・ガスアトマイズ粉末）や薄帯を破砕または粉砕した薄片からなる破砕粉等を、圧縮成形した成形体またはビレットを原素材として用いると、生産性等の点で好ましい。

（３）熱間塑性加工には、押出加工、鍛造加工、圧延加工、焼結鍛造加工等がある。例えば、ビレットを熱間で押出成形して押出材（加工材）を得る押出加工の場合、ビレットの押出温度は３５０〜５００℃さらには４００℃〜４８０℃にすると好ましい。押出温度が過小であると、第二化合物相の析出やアルミニウム合金の耐熱温度が不十分となる。また加工力も増加して好ましくない。一方、押出温度が過大になると、金属組織の粗大化が進行し、却ってアルミニウム合金の耐熱性が低下し得る。

ビレットの押出比は５〜３０さらには１０〜２０が好ましい。押出比が過小であると、粉末粒子同士または破砕片同士の圧接が不十分となり、所望の強度や延性が得られず、押出比が過大になると加工力が増加して成形困難となる。

なお、押出成形等に用いるビレットの相対密度（嵩密度／真密度）は問わないが、６０％以上、７０％以上、８０％以上、８５％以上さらには９０％以上であると好ましい。相対密度が過小であると、ビレットの保形性や取扱性が低下する。相対密度の上限は問わないが、生産性を考慮すると、９５％以下が好ましい。

〈その他〉
上述したアルミニウム合金以外に、例えば特開２００７−９２１１７号公報や特開２０１１−４２８６１号公報等に記載されている耐軟化性に優れたアルミニウム合金を耐摩耗性部材の基体に用いることもできる。

《用途》
本発明の耐摩耗性部材は、その用途や使用環境を問わない。もっとも、本発明の耐摩耗性部材は、優れた耐摩耗性を有するため、他部材や流体（液体、気体）と接触する摺動部材に好適である。具体的には、ピストン、インペラ、吸気バルブ、コンロッド、ロータ等である。特に本発明に係る基体は、耐熱性や耐軟化性にも優れるので、高温環境下で使用される部材に好適である。具体的には、内燃機関のピストン、過給器のインペラ等に本発明の耐摩耗性部材は好適である。この他、コンプレッサー、シャフト、ローラー、パイプ、ブレーキシリンダー、ＡＴ変速機器部品、金型、ねじ等にも本発明の耐摩耗性部材を用いると好適である。

《耐摩耗性部材の製造》
〈基体〉
耐軟化性に優れた表１に示す多数のアルミニウム合金中から、その一例として選択した基材Ｎｏ．１１のアルミニウム合金（Ａｌ−５％Ｆｅ−１％Ｚｒ−０．８５％Ｔｉ−１．５％Ｍｇ）からなる基体（試験片）を用意した。ちなみに、この基体は、４３０℃で直径５０ｍｍに押出加工した素材を、φ３０ｍｍ×厚さ３ｍｍの円板状に加工したものである。また「％」は特に断らない限り質量％を意味する。

〈被覆層〉
（１）清浄工程
この基体を、水酸化ナトリウム水溶液（濃度５０ｇ／Ｌ）でアルカリエッチングして、基体の表面に形成されていた酸化皮膜を除去した（エッチング工程）。これを水洗した後、基体の表面にできたスマットを硝酸水溶液（濃度３０％）で除去し、さらに水洗した（デスマット工程）。こうして基体表面を清浄化した（清浄工程）。

（２）活性化工程
清浄化した基体を、さらに、ｐＨ１１．５の炭酸ナトリウム水溶液に浸漬して活性化処理をした。この活性化処理を基体の標準（自然）電極電位が−１．４〜−１．３５Ｖ（ｖｓＡｇ／ＡｇＣｌ）にシフトするまで継続した。なお、標準電極電位は該測定液に活性化処理後の基体及びＡｇ／ＡｇＣｌ電極を浸漬、電位差計により測定した。こうしてジンケート処理をせずに直接めっきをするための前処理を行った。

（３）めっき工程
前処理をした基体を、９０℃のめっき液中に６０分間浸漬した。めっき液には、市販されている無電解ニッケルリンめっき液（奥野製薬工業株式会社製トップニコロンＢＬ）を用いた。こうして基体表面にＮｉ−Ｐめっき層が形成された。

（４）加熱工程（結晶化工程）
めっき処理した基体を加熱炉に入れて大気圧雰囲気中で１時間加熱した。加熱温度は、２００℃、３００℃、３５０℃、４００℃および４５０℃とした。こうして加熱温度の異なる複数の試験片を得た。

（５）比較例
表１の基材Ｎｏ．Ｃ１および基材Ｎｏ．Ｃ２に示す市販のアルミニウム合金（Ａ２６１８およびＡ６０６１）も用意した。これらのアルミニウム合金からなる基体についても、上述した処理を同様に行った。

《測定》
（１）基体と被覆層の硬さ
加熱温度の異なる試験片をそれぞれ切断し、切断面の基体部分と被覆層部分の硬さを室温状態でマイクロビッカース硬度計（株式会社アカシ製ＭＶＫ−Ｅ）を用いて測定した。この際、試験荷重：０．２４５Ｎ、保持時間：２０秒として、５回測定した平均値を求めた。この結果を図１および図２にそれぞれ示した。なお、図２には、基材Ｎｏ．１１からなる試験片について測定した被覆層の硬さのみを示したが、他の基材からなる試験片についても同様な結果であった。

（２）被覆層の残留応力
加熱温度の異なる試験片の表面（Ｎｉ−Ｐめっき層）に現れた残留応力を測定した。この測定は、Ｘ線応力測定法標準（日本材料学会Ｘ線材料強度部門委員会（1997））に基づいて行った。具体的には、試料水平型強力Ｘ線回折装置（株式会社リガク製ＲＩＮＴ−ＴＴＲ）を用いて平行ビーム法および並傾法により、試験片のＸ線回折パターンを得た（Ｘ線源：Ｃｕ−Ｋα、出力：５０ｋＶ−３００ｍＡ）。このＸ線回折パターンに基づき、ｓｉｎ^２ψ法により残留応力σを算出した。
σ＝Ｋ・Δ（２θ）／Δ（ｓｉｎ^２ψ）
Ｋ＝｛Ｅ・ｃｏｔθ_０／２（１＋ν）｝・（π／１８０）
Ｅ：Ｎｉのヤング率（２０２０００ＭＰａ）、
ν：Ｎｉのポアソン比（０．３０６）、
θ_０ ：標準ブラッグ角（ψ＝０ｄｅｇ．のときの回折角度）
こうして得られた結果を図３に示した。この図中、「＋」は引張応力を、「−」は圧縮応力を意味する。

《評価》
（１）基体の硬さ
図１から明らかなように、基材Ｎｏ．１１からなる基体は、４５０℃まで加熱しても硬さが殆ど変化しなかった。より具体的にいうと、加熱工程の前後を通じて基体の硬さは、１６０〜１７０Ｈｖ内で安定しており、高々１０〜１５Ｈｖ程度しか変化しなかった。さらにいえば、基材Ｎｏ．１１からなる基体は、高温で加熱するほど硬さが増加する傾向を示した。

ちなみに、めっき工程後に４００℃で加熱した後の基体の硬さ（残留硬さ）は１６５Ｈｖであり、これは表１に示す基材Ｎｏ．１１のアルミニウム合金単体の残留硬さとほぼ同等であった。

一方、基材Ｎｏ．Ｃ１や基材Ｎｏ．Ｃ２からなる基体は、２００℃以上に加熱すると、硬さが急激に低下した。そして４００℃で加熱した後の硬さ（残留硬さ）は、８０Ｈｖよりも小さくなった。いずれにしても、基材Ｎｏ．Ｃ１や基材Ｎｏ．Ｃ２からなる基体は、４００℃で加熱した後の残留硬さが１２０Ｈｖ未満さらには１００Ｈｖ未満となった。

（２）被覆層の硬さ
図２から明らかなように、めっき工程で基体表面形成された（無電解）Ｎｉ−Ｐめっき層の硬さは、２００℃までは殆ど変化せず、５００Ｈｖ程度であった。

しかし、２００℃を超えて加熱すると、Ｎｉ−Ｐめっき層は急激に硬さを増し、３００℃まで加熱したときの硬さは１０００Ｈｖ、３５０℃まで加熱したときの硬さは１１８０Ｈｖ、４００℃まで加熱したときの硬さは１３００Ｈｖにもなった。

このように、ある温度以上にＮｉ−Ｐめっき層を加熱した場合に、その硬さが急変するのは、Ｎｉ−Ｐめっき層の構造が変化しているためと考えられる。具体的には、Ｎｉ−Ｐめっき層が非晶質（アモルファス）状態から結晶質状態（結晶質Ｎｉ−Ｐ層）に変化したためと考えられる。このことは、次に述べる残留応力の測定結果からわかる。

（３）被覆層の結晶性と残留応力
加熱前のＮｉ−Ｐめっき層および２００℃で加熱後のＮｉ−Ｐめっき層の表面を上述したようにＸ線を用いて測定したところ、Ｘ線回折ピークはブロードであり、Ｎｉ−Ｐめっき層は共に非晶質状態であることがわかった。これらのことを示すＮｉ−Ｐめっき層のＸ線回折像を図４に示した。一方、３５０℃、４００℃および４５０℃で加熱したＮｉ−Ｐめっき層の場合、明確なＸ線回折ピークが現れ、Ｎｉ−Ｐめっき層は共に結晶質状態であることがわかった。特に、４００℃以上で加熱した場合、ＮｉとＮｉ_３Ｐの強い回折ピークが観られた。

そして図３から明らかなように、これらＮｉ−Ｐめっき層の表面には９００〜１２００ＭＰａもの圧縮残留応力が生じており、加熱温度に比例して圧縮残留応力が大きくなることもわかった。例えば、Ｎｉ−Ｐめっき層を４００℃で加熱した場合、１０１７（ＭＰａ）という高い圧縮残留応力が生じていた。なお、Ｘ線回折ピークがブロードなＮｉ−Ｐめっき層の表面の残留応力は、上述した方法では正確に評価できなかった。そこで参考として、加熱前のＮｉ−Ｐめっき層の表面の残留応力をBrenner Senderoff のContracto Meter型電着応力計により応力測定したところ、引張残留応力状態（参考値：１２ＭＰａ）であることがわかった（参考文献：A.Brenner and S.Senderoff ; plating, 36, 810, (1949)）。

《観察》
（１）基材Ｎｏ．１１と基材Ｎｏ．Ｃ３（Ａ１０５０）のアルミニウム合金基材からなる１０×７０×１ｍｍの板状の基体に、上述した方法により無電解ニッケルリンめっきを施した。これら試験片の外観写真を図５Ａおよび図５Ｂにそれぞれ示した。いずれの試験片も、めっき後に加熱はしていない。

（２）図５Ａから明らかなように、Ｆｅを含有する基材Ｎｏ．１１の試験片の場合、めっき表面に剥離、膨れ等がなく、良好に密着した均一的なＮｉ−Ｐめっき層が形成されることがわかった。

一方、図５Ｂから明らかなように、Ｆｅを実質的に含有しない基材Ｎｏ．Ｃ３の試験片の場合、めっき表面に膨れ等が生じて、Ｎｉ−Ｐめっき層は密着不良となった。

このようにＮｉ−Ｐめっき層の密着性に相違が生じたのは、基材の成分組成が異なるためと考えられる。基材Ｎｏ．１１はＦｅを５％程度含有するが、基材Ｎｏ．Ｃ３は工業用純アルミニウムであり、不純物であるＦｅを実質的に含有しない（Ｆｅ：０．４０％以下／ＪＩＳ）。

基材Ｎｏ．１１からなる試験片の場合、清浄工程および活性化工程によりＦｅが表面に現れ、その表面が触媒を兼ねることにより、密着性に優れたＮｉ−Ｐめっき層が形成されたと考えられる。逆に、基材Ｎｏ．Ｃ３からなる試験片の場合、清浄工程および活性化工程後もＦｅが表面に現れず、基材自体が触媒作用を果たすことがなかったため、Ｎｉ−Ｐめっき層の密着不良が生じたと考えられる。従って、活性化工程を経る場合、触媒活性を有するＦｅ、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｍｎ、Ｃｏなどを含むアルミニウム合金を基体に用いると、密着性に優れた被覆層を有する耐摩耗性部材が得られるといえる。

《耐摩耗性》
アルミニウム合金基体上に形成したＮｉ−Ｐめっき層の耐摩耗性を評価するため、表１に示す基材Ｎｏ．１１を用いて、表２に示す３種の試験片を用意した。これら試験片をボールオンディスク試験に供した。なお、ボールオンディスク試験は、試験片の評価面（摺動面）に一定の垂直荷重５Ｎを印加したボール（JIS SUJ2）を接触させたまま、その試験片を回転させることにより行った。この際、ボールに対する試験片の摺動速度は２０ｃｍ／ｓとし、摺動距離は６００ｍとした。また、この試験は無潤滑下の室温大気中で行った。

この試験後の各試験片の表面を表面粗さ計で計測して求めた摩耗痕深さを表２に併せて示した。また、試験後の各試験片の摩耗痕の断面形状を図６Ａ〜図６Ｃに示した。なお、ボールオンディスク試験前のＮｉ−Ｐめっき層の厚さは１０μｍであった。

これらからも明らかなように、十分な残留硬さを有する基体上に高温処理されたＮｉ−Ｐめっき層からなる被覆層を有する試験片Ｎｏ．１は、殆ど摩耗することなく、高い耐摩耗性を発現することが確認できた。逆に、それ以外の試験片では、基体側まで摩耗が深く進行していた。以上のことから、本発明に属する基体および被覆層からなる耐摩耗性部材は、アルミニウム合金からなる基体の優れた残留硬さと、Ｎｉ−Ｐめっき層の加熱硬化特性が相乗的に作用することにより、優れた耐摩耗性が発揮されることがわかった。

《基材の製造》
上述した基体に好適なアルミニウム合金（基材）は、例えば、次のようにして得られる。表１に示す組成のアルミニウム合金の溶湯を調製した（溶湯調製工程）。この合金溶湯を真空雰囲気中に噴霧してエアアトマイズ粉末（凝固体）を得た（凝固工程）。得られたエアアトマイズ粉末の粒子（アトマイズ粒子）を分級して粒径：１５０μｍ以下のアトマイズ粉末を用意した。ちなみに、エアアトマイズにより得られる粉末粒子のサイズと冷却速度の関係は公知である。これにより、上記アトマイズ粉末は１０^４℃／秒以上の冷却速度で急冷凝固した粒子からなるといえる。

アトマイズ粉末を冷間静水等方圧プレス成形（ＣＩＰ）して、φ４０ｍｍ×４０ｍｍ、相対密度８５％の押出ビレット（原素材）を得た。

この押出ビレットを押出成形機のコンテナ（図略）内に装填した。そして、そのコンテナに設けた加熱装置で４３０℃に加熱した押出ビレットを、押出成形して、φ１２ｍｍ×４００ｍｍの（中実）棒材（加工材）を得た（熱間塑性加工／加工工程）。このときの押出比（原素材の断面積／加工材の断面積）は１１．１とした。こうして得られたアルミニウム合金の棒材から採取した試料を用いて、以下の測定等を行った。

《測定》
（１）強度および延性
各試料からから切り出した試験片を用いて引張試験を行い、室温における強度および延性と、３００℃（予熱なし）における強度を測定した。その結果を表１に併せて示した。なお、引張試験はＪＩＳ Ｚ２２４１に沿って行い、表１に示した強度は破断強さであり、延性は試験開始から破断時までにおける標点間距離の延び率である。

（２）残留硬さ（耐軟化性）の測定
各試料の残留硬さ（各試料を高温加熱した後の室温硬さ）も測定した。具体的には、４００℃の大気雰囲気中に１０時間保持した後、室温状態に戻した各試料のビッカース硬さを測定した。ビッカース硬さの測定は、ビッカース試験機を用いて、荷重０．９８Ｎ、保持時間２０ｓとして室温環境下で行った。

《基材の評価》
表１から明らかなように、適量のＦｅ等を含有するアルミニウム合金は、いずれも、室温状態における初期特性に優れるのみならず、高温特性にも優れている。特にＦｅ量が増加するほど高温強度も増加する傾向にある。また、Ｚｒ量またはＴｉ量が適量なほど、高温強度や耐軟化性に優れ、４００℃に加熱した後でも十分な残留硬さを維持していた。

Claims (12)

1. アルミニウム合金からなる基体と、
   該基体の少なくとも一部の表面を被覆する被覆層と、
   からなるアルミニウム合金製耐摩耗性部材であって、
   前記アルミニウム合金は、全体を１００％としたときに、鉄（Ｆｅ）：１〜７％、ジルコニウム（Ｚｒ）：０．５〜３％、チタン（Ｔｉ）：０．５〜３％、残部：Ａｌと不可避不純物からなる合金組成を有すると共に、４００℃の大気圧雰囲気中に１０時間保持した後に室温状態で測定した残留硬さが１２０Ｈｖ以上あり、
   前記被覆層は、ニッケル（Ｎｉ）とリン化ニッケル（Ｎｉ_３Ｐ）からなる結晶質Ｎｉ−Ｐ層からなることを特徴とするアルミニウム合金製耐摩耗性部材。
2. 前記結晶質Ｎｉ−Ｐ層は、全体を１００質量％（以下単に「％」という）としたときに、Ｐを１〜１３％含む請求項１に記載のアルミニウム合金製耐摩耗性部材。
3. 前記結晶質Ｎｉ−Ｐ層には、圧縮残留応力が作用している請求項１または２に記載のアルミニウム合金製耐摩耗性部材。
4. 前記アルミニウム合金は、Ｔｉに対するＺｒの質量比（Ｚｒ／Ｔｉ）が１．１〜１．５である請求項１〜３のいずれかに記載のアルミニウム合金製耐摩耗性部材。
5. 前記アルミニウム合金は、マグネシウム（Ｍｇ）を０．５〜５％含む請求項１〜４のいずれかに記載のアルミニウム合金製耐摩耗性部材。
6. 請求項１〜５のいずれかに記載のアルミニウム合金製耐摩耗性部材の製造方法であって、
   前記基体表面に無電解Ｎｉ−Ｐめっき液を接触させて該基体表面にＮｉ−Ｐめっき層を形成するめっき工程と、
   該Ｎｉ−Ｐめっき層を加熱して該Ｎｉ−Ｐめっき層を結晶化させる結晶化工程と、
   を備えることを特徴とするアルミニウム合金製耐摩耗性部材の製造方法。
7. 前記めっき工程前に、前記基体表面に処理液を接触させて該基体表面を活性化する活性化工程または該基体表面にジンケート処理を施すジンケート工程からなる前処理工程を備える請求項６に記載のアルミニウム合金製耐摩耗性部材の製造方法。
8. 前記前処理工程前に、前記基体表面を清浄する清浄工程を備える請求項７に記載のアルミニウム合金製耐摩耗性部材の製造方法。
9. 前記清浄工程は、前記基体をアルカリ性溶液と接触させて前記酸化皮膜を除去するエッチング工程と、
   該エッチング工程後に生じたスマットを酸性溶液で除去するデスマット工程と、からなる請求項８に記載のアルミニウム合金製耐摩耗性部材の製造方法。
10. 前記基体は、
    合金溶湯を急冷凝固させた凝固体を得る凝固工程と、
    該凝固体を加熱する熱処理工程と、
    を経て得られたアルミニウム合金からなる請求項６〜９のいずれかに記載のアルミニウム合金製耐摩耗性部材の製造方法。
11. 前記熱処理工程は、前記凝固体に熱間で塑性加工を施す熱間加工工程である請求項１０に記載のアルミニウム合金製耐摩耗性部材の製造方法。
12. 前記凝固工程は、前記合金溶湯を１００℃／秒以上の冷却速度で急冷凝固させる工程であり、
    前記熱処理工程は、該凝固体を３００〜５００℃で加熱する工程である請求項１０または１１に記載のアルミニウム合金製耐摩耗性部材の製造方法。