(57)【要約】【課題】叩かれ摩耗耐性に優れたリング溝を有する内燃機関用鍛造ピストンを提供する。【解決手段】本発明のピストンは、シリンダヘッドとの間で燃焼室の一部を形成する頂面を有し、往復動可能にシリンダ内に嵌挿され得るヘッド部と、ヘッド部の外周面側に略矩形状に開溝してピストンリングを嵌入し得るリング溝とを備え、少なくともリング溝がアルミニウム合金の鍛造基材に形成された内燃機関用鍛造ピストンである。そのアルミニウム合金は、質量％で、Ｆｅ：１.５〜８％、Ｚｒ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：０．１５〜１．２％、残部：Ａｌと不可避不純物からなる。リング溝は、ピストンリングが当接し得る内壁面に、鍛造基材を被覆する焼成めっき層等の被覆層を有する。本発明のピストンは、高比出力または高燃焼圧力のエンジンに用いられると好適である。【選択図】図２Ａ
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
シリンダヘッドとの間で燃焼室の一部を形成する頂面を有し、往復動可能にシリンダ内に嵌挿され得るヘッド部と、
該ヘッド部の外周面側に略矩形状に開溝してピストンリングを嵌入し得るリング溝とを備え、
少なくとも該リング溝がアルミニウム合金の鍛造基材に形成されている内燃機関用鍛造ピストンであって、
前記アルミニウム合金は、全体を１００質量％（単に「％」という。）としたときに、Ｆｅ：１.５〜８％、Ｚｒ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：０．１５〜１．２％、残部：Ａｌと不可避不純物からなり、
前記リング溝は、前記ピストンリングが当接し得る内壁面に、前記鍛造基材を被覆する被覆層を有する内燃機関用鍛造ピストン。
【請求項２】
前記リング溝は、トップリング溝および／またはセカンドリング溝である請求項１に記載の内燃機関用鍛造ピストン。
【請求項３】
前記被覆層は、めっき層または陽極酸化層である請求項１または２に記載の内燃機関用鍛造ピストン。
【請求項４】
前記めっき層は、無電解めっき層または焼成めっき層である請求項３に記載の内燃機関用鍛造ピストン。
【請求項５】
前記焼成めっき層は、表面硬さが７５０Ｈｖ以上である請求項４に記載の内燃機関用鍛造ピストン。
【請求項６】
前記焼成めっき層は、ＮｉとＮｉ３Ｐからなる焼成Ｎｉ−Ｐめっき層である請求項４または５に記載の内燃機関用鍛造ピストン。
【請求項７】
前記鍛造基材は、ビーカス硬さが１５０Ｈｖ以上である請求項１〜６のいずれかに記載の内燃機関用鍛造ピストン。
【請求項８】
前記アルミニウム合金は、さらに、Ｍｇ：０．２〜２．５％を含む請求項１〜７のいずれかに記載の内燃機関用鍛造ピストン。
【請求項９】
アルミニウム合金からなる鍛造基材を機械加工して得られた略矩形状の開溝に無電解めっき層を形成するめっき工程と、
該無電解めっき層を３００〜４５０℃で加熱して焼成めっき層とする焼成工程と、
を備える請求項５〜８のいずれかに記載の内燃機関用鍛造ピストンの製造方法。
【請求項１０】
前記鍛造基材は、前記アルミニウム合金からなる素材を１５０〜４５０℃で鍛造する鍛造工程により得られる請求項９に記載の内燃機関用鍛造ピストンの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、内燃機関用鍛造ピストンおよびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車等の低燃費化の要請により、その駆動源である内燃機関（単に「エンジン」という。）には比出力（単位排気量あたりの出力）の向上が要求され、燃焼ガスの圧力（燃焼圧力）は益々高圧化しつつある。このような高圧の燃焼ガスを繰返し受けるピストンは、高強度かつ高耐熱性であると共に、燃焼ガスのクランク室側への漏出を抑止しているピストンリング（コンプレッションリング）を、リング溝で長期的に安定して保持できることも要求される。
【０００３】
最近のピストンの殆どは、軽量で熱伝導性に優れるアルミニウム合金（適宜「Ａｌ合金」という。）からなる鋳造ピストンであるが、ピストンリングはステンレス鋼等の鋼材からなる。このようなＡｌ合金製のリング溝と鋼製のピストンリングとの間では、一般的な耐摩耗性よりも、いわゆる叩かれ摩耗に対する耐性の確保が重要となる。そこで、高い燃焼圧力下で使用される鋳造ピストンのリング溝（特にトップリング溝）には、ニレジスト（高Ｎｉ鋳鉄）等からなる耐摩環が鋳込まれることが多い。このような耐摩環に関連する記載が、例えば、下記の特許文献１、２にある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００９−２９９６２１号公報
【特許文献２】特開２０１４−９２２１１号公報
【特許文献３】特許５８６７３３２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
ところで、エンジンの比出力や燃焼圧力のさらなる上昇等に対応するため、従来の鋳造ピストンに替えて、高強度化や軽量化等を図り易い鍛造ピストンの利用が検討されている。
【０００６】
しかし、上述した耐摩環は、通常、ピストンのヘッド部に鋳込まれるため、鍛造ピストンに耐摩環を設けることは事実上できない。そこで、鍛造ピストンのリング溝で生じ得る叩かれ摩耗を、耐摩環に替えて抑制できる方策が求められていた。
【０００７】
なお、特許文献３にはアルミニウム合金からなる基体上に、結晶質Ｎｉ−Ｐ層からなる被覆層を設けた耐摩耗性部材に関する記載がある。しかし、特許文献３には、ピストンのリング溝に被覆層を設けることに関して全く記載がない。また、特許文献３では、結晶質Ｎｉ−Ｐ層が発現する一般的な耐摩耗性が評価されているのみであり、ピストンのリング溝とピストンリングとの間で問題となる叩かれ摩耗に関して、全く記載も示唆もされていない。
【０００８】
本発明は、このような事情に鑑みて為されたものであり、リング溝の叩かれ摩耗を抑制できる内燃機関用鍛造ピストンおよびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究した結果、高温特性（強度、硬さ等）に優れた鍛造アルミニウム合金からなるピストン（ヘッド部）のリング溝に、被覆層（焼成したＮｉ−Ｐめっき層等）を形成することにより、叩かれ摩耗耐性に優れた鍛造ピストンを得ることに成功した。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。
【００１０】
《内燃機関用鍛造ピストン》
（１）本発明の内燃機関用鍛造ピストン（単に「鍛造ピストン」または「ピストン」という。）は、  シリンダヘッドとの間で燃焼室の一部を形成する頂面を有し、往復動可能にシリンダ内に嵌挿され得るヘッド部と、該ヘッド部の外周面側に略矩形状に開溝してピストンリングを嵌入し得るリング溝とを備え、少なくとも該リング溝がアルミニウム合金の鍛造基材に形成されている内燃機関用鍛造ピストンであって、前記アルミニウム合金は、全体を１００質量％（単に「％」という。）としたときに、Ｆｅ：１.５〜８％、Ｚｒ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：０．１５〜１．２％、残部：Ａｌと不可避不純物からなり、  前記リング溝は、前記ピストンリングが当接し得る内壁面に前記鍛造基材を被覆する被覆層を有する。
【００１１】
（２）本発明の鍛造ピストンは、従来の鋳造ピストンよりも高強度化や軽量化等を図り易いことに加えて、耐摩環等を用いることなく、リング溝の叩かれ摩耗耐性も確保される。高い叩かれ摩耗耐性が得られる理由は、鋼材等からなるピストンリングが嵌入（装着）されるリング溝が、特有のＡｌ合金からなる鍛造基材に形成されていると共に、その表面が超硬質で高密着性の被覆層で被覆されているためである。従って本発明のピストンを用いれば、耐久性や信頼性を確保しつつ、エンジンの比出力の向上や燃焼圧力の上昇等を図ることが可能となる。
【００１２】
《内燃機関用鍛造ピストンの製造方法》
本発明は、上述した鍛造ピストンに適した製造方法としても把握できる。すなわち本発明は、アルミニウム合金からなる鍛造基材を機械加工して得られた略矩形状の開溝に無電解めっき層を形成するめっき工程と、該無電解めっき層を３００〜４５０℃で加熱して焼成めっき層とする焼成工程と、を備える内燃機関用鍛造ピストンの製造方法でもよい。
【００１３】
《叩かれ摩耗耐性》
リング溝が形成される特有なＡｌ合金からなる鍛造基材上に、特に焼成めっき層を設けることにより、優れた叩かれ摩耗耐性が発現される理由は次のように考えられる。本発明に係る焼成めっき層は、無電解めっき層を焼成等して得られる。無電解めっき法によれば、他の電解式被覆法（めっき法の他、陽極酸化処理法も含む）の用いる場合と異なり、電流密度が高くなる角部の薄膜が厚くなるようなことがない。このため、無電解めっき層を焼成等して得られる焼成めっき層は、略矩形状に開溝しており、狭くて角部の多いリング溝の内壁面に対しても、薄くて均一的に形成されたものとなる。このように、薄くても硬質な焼成めっき層が細口形状のリング溝に対して均質的に形成されることにより、本発明の鍛造ピストンは高い叩かれた摩耗耐性を発現するようになったと考えられる。
【００１４】
本発明に係る被覆層として、例えば、めっき層または陽極酸化層がある。めっき層は、電解めっき層でも無電解めっき層でもよいが、密着性や生産性等の観点から無電解めっき層（特に、無電解Ｎｉ−Ｐめっき層、無電解Ｎｉ−Ｂめっき層、無電解Ｎｉ−Ｐ−Ｂめっき層等）が好ましい。さらに、本発明に係るめっき層は、無電解めっき層（特に無電解Ｎｉ−Ｐめっき層）を焼成等して得られる硬質で耐摩耗性に優れた焼成めっき層（特に焼成Ｎｉ−Ｐめっき層）であると好ましい。耐摩耗性に優れためっき層と基材の間に、密着性を高める中間層をさらに設けてもよい。
【００１５】
《その他》
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。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】試料１に係る焼成めっき層の断面と表面を観察したＳＥＭ像である。
【図２Ａ】試料１に係るスクラッチ試験後のめっき層表面を観察した様子を示す顕微鏡写真とＥＤＸ像である。
【図２Ｂ】試料Ｃ２１に係るスクラッチ試験後のめっき層表面を観察した様子を示す顕微鏡写真とＥＤＸ像である。
【図３】叩かれ摩耗試験後の各試料に係る摩耗量比を示す棒グラフである。
【図４】叩かれ摩耗試験後によって試験片の表面にできた凹み形状を示す図である。
【図５】Ａｌ合金からなる鍛造基材の硬さと加熱温度の関係を示すグラフである。
【図６】めっき層の（表面）硬さと焼成温度の関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本明細書で説明する内容は、本発明のピストンのみならず、その製造方法にも該当し得る。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以上の構成要素を付加し得る。方法に関する構成要素も、一定の場合、物に関する構成要素となり得る。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。
【００１８】
《被覆層／焼成めっき層》
（１）本発明に係る被覆層の好適な一例である焼成めっき層を取り上げつつ、被覆層について詳述する。
【００１９】
焼成めっき層（焼成Ｎｉ−Ｐめっき層等）は、例えば、無電解めっき層（無電解Ｎｉ−Ｐめっき層等）を３００〜４５０℃さらには３５０〜４００℃で加熱して得られる。鍛造基材上に形成された無電解めっき層は、昇温過程中の１００〜３００℃で加熱される際に、鍛造基材に対する密着性が高まる。これはめっき層が生成される過程で取り込まれた水素が放出され、基材とめっき層界面、ベーキング処理の密着性が向上するためと考えられる。そのめっき層をさらに３００℃以上で加熱することにより超硬質化した焼成めっき層が得られる。これはめっき層内にＮｉ３Ｐ化合物が析出することによる分散強化のためと考えられる。こうして得られた焼成めっき層の表面硬さは、７５０Ｈｖ以上、８００Ｈｖ以上、８５０Ｈｖ以上、９００Ｈｖ以上さらには９５０Ｈｖ以上となり得る。
【００２０】
（２）焼成めっき層の好適な一例である焼成Ｎｉ−Ｐめっき層は、非晶質なＮｉ−Ｐ層ではなく、主にＮｉ（結晶相）とＮｉ３Ｐ（析出相）からなる結晶質なＮｉ−Ｐ層からなる。このため本発明に係る焼成めっき層は、結晶質めっき層（結晶質Ｎｉ−Ｐ層等）ともいい得る。但し、結晶質めっき層は、めっき層全体が完全な結晶質である必要はない。Ｘ線で検出される程度に結晶部分が存在すれば足る。
【００２１】
焼成めっき層に含まれるＰは、本発明に係る鍛造基材に対する密着性とピストンリングに対する叩かれ摩耗耐性とに優れる範囲であると好ましい。例えば、焼成Ｎｉ−Ｐめっき層の場合、そのめっき層全体を１００質量％として、Ｐが１〜１３％、５〜１０％さらには６〜９％であると好ましい。なお、本発明に係る焼成めっき層は、電解めっき層を焼成したものでもよい。
【００２２】
《鍛造基材》
本発明に係る鍛造基材は、特定のＡｌ合金を鍛造してなる。このＡｌ合金は、高温特性に優れるため、上述した焼成めっき層の形成時に高温加熱しても殆ど軟化しない。具体的にいうと、高い焼成温度（例えば４００℃）で加熱しても、１５０Ｈｖ以上、１５５Ｈｖ以上さらには１６０Ｈｖ以上という大きな硬さ（残留硬さ）が安定的に維持される。このような高温耐軟化性に優れるＡｌ合金の成分組成、金属組織、特性について以下に詳述する。
【００２３】
（１）成分組成
本発明に係るＡｌ合金は、主成分であるＡｌの他、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉを必須元素とし、さらに、Ｍｇを含むと好ましい。各元素について具体的にいうと次の通りである。なお、各元素の組成範囲はＡｌ合金全体を１００質量％として示した。
【００２４】
Ｆｅは１.５〜８％、２〜６％さらには３〜５．５％含まれると好ましい。ＦｅはＡｌとの金属間化合物（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Ａｌ合金の強度や硬さを高める。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、鍛造性や加工性が低下し得る。
【００２５】
また、ＦｅはＡｌ合金の強度等の向上に有効なだけではなく、無電解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。具体的にいうと、鍛造基材の表面から部分的に露出しているＦｅが起点となってめっき層の形成を促す。この結果、本発明に係るＡｌ合金からなるリング溝の内壁面には、密着性や均一性等に優れためっき層が形成され易くなる。この傾向はＦｅが１％以上のときに顕著である。
【００２６】
ＺｒおよびＴｉは、Ａｌとの間でＬ１２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）を形成し、Ａｌ合金の耐熱性を高める。この理由は次のように考えられる。前述した第一化合物相は、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）などを生じるため、必ずしも熱的に安定ではない。一方、第二化合物相は、母相に整合的であると共に、第一化合物相と母相の境界（界面）近傍に出現し、高温域まで安定している。このため、Ａｌ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が第二化合物相により安定的に抑止（いわばピン留め）され得る。このように第一化合物相と第二化合物相が相乗的に作用することにより、本発明に係るＡｌ合金は優れた高温特性（耐軟化性、耐熱性）を発揮するようになったと考えられる。
【００２７】
Ｚｒは０．２〜１．５％さらには０．６〜１．２％含まれると好ましい。またＴｉは０．１５〜１．２％さらには０．３〜０．８％含まれると好ましい。ＺｒまたはＴｉが過少になると、上述した効果が乏しく、ＺｒまたはＴｉが過多になると、Ａｌ合金の鍛造性や加工性が低下し得る。なお、ＺｒがＴｉよりも多く存在し、特にＴｉに対するＺｒ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るＡｌ合金の高温特性の向上がより顕著となる。
【００２８】
さらにＭｇが０．２〜２．５％さらには０．６〜１．８％含まれると好ましい。Ｍｇは、Ａｌ合金の強度（特に室温強度）の向上に有効な元素である。Ｍｇが過少ではその効果が乏しく、過多ではＡｌ合金材の鍛造性や加工性の低下を招く。
【００２９】
上述した内容を踏まえて、本発明に係るＡｌ合金は、Ｆｅ：１．５〜８％、Ｚｒ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：０．１５〜１．２％、残部：Ａｌと不可避不純物からなる好ましい。また、Ｔｉに対するＺｒの質量比（Ｚｒ／Ｔｉ）：１．１〜１．５であると好ましい。さらにＡｌ合金は、Ｍｇ：０．２〜２．５％、その他の改質元素を含んでもよい。
【００３０】
「改質元素」は、Ａｌ、Ｆｅ、Ｚｒ、ＴｉおよびＭｇ以外の元素であって、Ａｌ合金の特性（強度、硬さ、靱性、延性、寸法安定性など）の改善に有効な元素である。具体例として、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｖ、Ｈｆ、Ｎｂなどがある。各元素の含有量は、通常、微量である。ちなみに、「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り、例えば、シリコン（Ｓｉ）等である。
【００３１】
（２）金属組織
本発明に係るＡｌ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と好ましい。
【００３２】
特に、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と好ましい。つまり、Ａｌ３（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と好ましい。このような第二化合物相は、質量比（Ｚｒ／Ｔｉ）が上述した範囲内にあるときに形成され易い。
【００３３】
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Ａｌ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、Ａｌ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まる。
【００３４】
本発明に係るＡｌ合金（さらには鍛造基材）は、上述したように微細な金属組織からなり、高温特性に優れると共に、広い温度域で高い塑性加工性も発揮し得る。例えば、加工温度：室温（ＲＴ）〜４００℃、加工率：１０〜９０％とすることも可能である。従って、本発明のピストンは、強度や耐久性等のみならず、生産性や設計自由度等にも優れたものである。
【００３５】
《Ａｌ合金の製造》
上述したＡｌ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（粉末、薄片等）からなる成形体（ビレット）を、３００〜５００℃で熱間塑性加工することにより得られる。
【００３６】
熱間塑性加工は、例えば、押出加工や鍛造加工等である。熱間塑性加工は、ピストン鍛造に供される素材（鍛造素材）を成形する工程でも、ピストン自体を成形する鍛造でもよい。鍛造素材を鍛造する場合、鍛造性とＡｌ合金の特性維持を考慮して、鍛造温度は１５０〜４５０℃とするとよい（鍛造工程）。
【００３７】
《焼成めっき層の形成》
本発明に係る焼成めっき層は、例えば、無電解めっき層を形成するめっき工程と、その無電解めっき層を焼成させる焼成工程とにより得られる。
【００３８】
めっき工程は、前処理した鍛造基材表面に無電解めっき処理する工程であると好ましい。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。前処理には、鍛造基材表面にある酸化皮膜や油汚れ等を除去する清浄工程、難めっき材であるＡｌ合金からなる鍛造基材表面でめっきを促進させるジンケート処理工程や活性化工程などがある。これらの詳細については、特許２６４８７１６号公報、特許５８６７３３２号公報等に詳しく記載されている。
【００３９】
焼成工程は、無電解めっき層を３００〜４５０℃さらには３５０〜４００℃で加熱すると好ましい。めっき直後の無電解めっき層は非晶質で密着性や硬さが不十分であるが、上述したように、焼成工程により高密着性で超硬質な焼成めっき層が形成され得る。なお、その加熱時間は０．５〜１０時間程度でよい。
【００４０】
《用途》
（１）本発明のピストンを用いる内燃機関は、ガソリンエンジン等の火花点火機関でも、圧縮着火機関（いわゆるディーゼルエンジン）でもよい。本発明のピストンは、高温特性に優れたＡｌ合金の鍛造基材からなることに加えて、リング溝も補強されている。そこで本発明のピストンは、過給されて燃焼圧力が上昇している高性能エンジンに用いられると好適である。さらに本発明のピストンでは、耐摩環等を用いることなくリング溝の叩かれ摩耗耐性が確保されるため、ヘッド部の裏側や内部における設計自由度の拡大を図れ、例えばクーリングチャネルの配置等も可能となる。
【００４１】
（２）焼成めっき層で被覆されるリング溝は、コンプレッションリング溝（トップリング溝および／またはセカンドリング溝）でもオイルリング溝でもよい。全てのリング溝の内壁面を焼成めっき層で被覆しても良い。但し、少なくとも、叩かれ摩耗耐性が最も要求されるコンプレッションリング溝（特にトップリング溝）の内壁面が被覆層（特に焼成めっき層）で被覆されていると好ましい。
【００４２】
焼成めっき層が形成されるリング溝の内壁面は、全面でも良いし、ピストンリングにより叩かれ摩耗を生じ易い面（さらにはその一部の環状面）だけでも良い。叩かれ摩耗を生じ易い面は、例えば、略平行な対向面（上下面またはトップランドの下面とセカンドランドの上面）である。なお、リング溝は略矩形状の開溝であるが、底面（略平行な対向面間を接続する面）は、平面状（斜面状を含む）でも曲面状でもよい。
【実施例】
【００４３】
鍛造基材の表面に焼成めっき層（被覆層）を形成した試験片を用いて、スクラッチ試験と叩かれ摩耗試験を行い、その密着性と叩かれ摩耗耐性を評価した。この具体例に基づいて、本発明をさらに詳しく説明する。
【００４４】
《鍛造基材》
表１に示す組成のＡｌ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り、上記アトマイズ粉末は１０４℃／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。
【００４５】
アトマイズ粉末を冷間静水等方圧プレス成形（ＣＩＰ）して、φ２９０ｍｍ×５４０ｍｍ、相対密度８５％のビレット（原素材）を得た。このビレットを押出成形機のコンテナ内に装填し、３７０℃で押出成形した鍛造素材を得た（熱間塑性加工）。このときの押出比（原素材の断面積／鍛造素材の断面積）は１０とした。この鍛造素材を６００ｔｏｎ油圧プレス機を用いて熱間鍛造して円板状の鍛造基材を得た（鍛造工程）。このとき、鍛造温度：３５０℃とした。
【００４６】
《焼成めっき層》
（１）清浄工程
上述した鍛造基材を、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、鍛造基材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、鍛造基材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）。こうして鍛造基材表面を清浄化した（清浄工程）。
【００４７】
（２）活性化工程
清浄化した鍛造基材を、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。この活性化処理を鍛造基材の標準（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鍛造基材及び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。
【００４８】
（３）めっき工程
前処理をした鍛造基材を、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。こうして鍛造基材の表面に無電解めっき層を形成した。
【００４９】
（４）焼成工程
無電解めっき処理後の鍛造基材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（焼成温度）は、特に断らない限り４００℃とした。こうして鍛造基材表面に焼成めっき層が形成された各試験片を得た。これらを、スクラッチ試験と叩かれ摩耗試験に供した。なお、各試験片の断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察したところ、焼成めっき層の膜厚は１０μｍであった。
【００５０】
（５）比較例
めっきしていない鍛造基材のままの試験片（試料Ｃ１０／試料１の鍛造基材）と、その鍛造素材の表面が未焼成な無電解めっき層で被覆されている試験片（試料Ｃ１１）と、市販のＡｌ合金展伸材（ＪＩＳ  Ａ２６１８）をそのまま所定形状に加工した試験片（試料Ｃ２０）と、そのＡｌ合金展伸材の表面を未焼成な無電解めっき層で被覆した試験片（試料Ｃ２１）と、耐摩環に用いられるニレジスト鋳鉄材をそのまま所定形状に加工した試験片（試料Ｃ０）とを用意した。これら各試験片も、叩かれ摩耗試験に供した。また試料Ｃ１１の試験片は、スクラッチ試験にも供した。
【００５１】
《観察》
焼成めっき層を形成した試験片について、焼成めっき層の断面とその表面をＳＥＭで観察した。試料１に係るＳＥＭ像を図１に示した。なお、焼成めっき層は、無電解めっき層に３５０℃×１時間の焼成を施したものである。
【００５２】
《スクラッチ試験》
スクラッチ試験機（ナノテック株式会社製 Revetest Scratch Tester）を用いて、各めっき層に対してスクラッチ試験を行い、その表面を観察した。試料１に係る観察結果を図２Ａに示した。また試料Ｃ２１に係る観察結果を図２Ｂに示した。表面は光学顕微鏡およびＳＥＭにより行い、元素分析はエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ）により行った。
【００５３】
《叩かれ摩耗試験》
叩かれ摩耗試験装置（特許第４０３２３０９号公報参照）を用いて、各試料に係る試験片の叩かれ摩耗耐性を調べた。相手材には、ピストンリングを考慮して、マルテンサイト系ステンレス鋼を用いた。この試験は、荷重：２０Ｎ、叩き回数：５０,０００回として、無潤滑下で行った。
【００５４】
試験後の各試験片および相手材の表面の摩耗量（叩かれ摩耗量）を測定した。この測定は、三次元形状測定器を用いて試料表面の塑性変形痕（凹み）の深さを測定することにより行った。この際、試料Ｃ０に係る摩耗量と他の試料に係る摩耗量とを相対比較した。試料Ｃ０に係る摩耗量を１としたときの他の試料の摩耗量の割合（摩耗量比）を、表１と図３に示した。
【００５５】
また、試料１、試料Ｃ１０および試料Ｃ０について、上記の測定により得られた試験後の凹み形状を図４に示した。
【００５６】
《硬さ》
試料１に係る鍛造基材の表面に無電解めっき層を形成した試験片（焼成工程前の試験片）を、室温から２５０℃、３００℃、３５０℃または４００℃の各焼成温度まで加熱した。各温度で加熱した試験片を切断して、切断面の基材部分とめっき層部分との硬さをそれぞれ、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）により測定した。このとき、試験荷重：０．２４５Ｎ、保持時間：２０秒とした。この測定をそれぞれ５回行い、各部の硬さの平均値を図５と図６にそれぞれ示した。
【００５７】
なお、参考までに、図５には、試料Ｃ２０に係る基材の硬さの温度変化も併せて示した。また、めっき層の硬さを示した図６には、基材上に形成した溶射アルミナ層、クロムめっき層、アルマイト層（陽極酸化層）の一般的な表面硬さも併せて示した。
【００５８】
《評価》
（１）焼成めっき層
図１から明らかなように、鍛造基材の表面に焼成めっき層が均一的に形成されている。
【００５９】
（２）密着性
図２Ａから明らかなように、試料１に係る焼成めっき層は、スクラッチ試験によって一部に剥離が観られたものの、基材（Ａｌ）の露出は僅かであった。一方、図２Ｂから明らかなように、試試料Ｃ２１に係る無電解めっき層は、スクラッチ試験により大きな剥離が観られ、基材（Ａｌ）の露出は多かった。
【００６０】
（３）叩かれ摩耗耐性
図３および図４から明らかなように、鍛造基材に焼成めっき層を形成した試料１は、従来のニレジスト鋳鉄材からなる試料Ｃ０と同程度の叩かれ摩耗耐性を発揮することがわかった。
【００６１】
また、同一基材からなる試料１と試料Ｃ１０または試料Ｃ１１との比較から、試料１の優れた叩かれ摩耗耐性は、焼成めっき層に起因していることも確認された。
【００６２】
（４）硬さ
図５から明らかなように、試料１に係る鍛造基材（試料Ｃ１０）は、一般的なＡｌ合金の鍛造材とは異なり、４００℃まで加熱しても硬さが１５５〜１７５Ｈｖ内（変化幅：５〜１５Ｈｖ）で安定しており、殆ど変化しなかった。
【００６３】
図６から明らかなように、無電解めっき層を２５０℃位まで加熱しても、その硬さは４００〜５００Ｈｖ程度で殆ど変化しなかった。しかし、そのめっき層を２５０℃以上（特に３００℃以上）に加熱すると、硬さが１０００〜１３００Ｈｖ位まで急激に上昇した。
【００６４】
２５０℃で加熱しためっき層の表面を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、そのめっき層は非晶質状態にあることがわかった。一方、４００℃で加熱しためっき層を同様に測定したところ、明確なＸ線回折ピークが現れ、そのめっき層は結晶質状態にあることがわかった。なお、そのＸ線回折ピークは、主にＮｉとＮｉ３Ｐを示すものであった。
【００６５】
（５）考察
以上のことを踏まえて、試料１に係る試験片が優れた密着性や叩かれ摩耗耐性を発現した理由は、次のように考えられる。先ず、鍛造基材がＡｌ合金であるにもかかわらず、３００℃以上に加熱しても殆ど硬さが変化しないという高い耐軟化性を有する。これを前提として、表面に形成されためっき層を３００℃以上に加熱することができ、それによりめっき層は結晶化して超硬質化する。単に高耐摩耗性だけではなく、叩かれ摩耗耐性に優れることから、硬質な焼成めっき層は、鍛造基材に強く密着しているといえる。そのめっき層が高密着性を発揮する理由は、被覆される鍛造基材中に含まれるＦｅがめっき層の形成を促進することもあるが、さらには次のような理由が考えられる。すなわち、鍛造基材の表面に形成された無電解めっき層が、結晶化（硬質化）する以前の加熱過程（３００℃以下さらには２５０℃以下の加熱過程）で、めっき層が生成される過程で取り込まれた水素が放出され、基材とめっき層界面の密着性が向上することによって、高密着性が発揮されるようになったと考えられる。
【００６６】
（６）Ａｌ合金
試料１（試料Ｃ１０）と異なるＡｌ合金組成からなる鍛造基材を用いた場合についても、試料１の場合と同様な結果が得られることを確認した。そのようなＡｌ合金組成を表１に例示した。
【００６７】
以上の具体例からわかるように、鍛造基材の表面に焼成めっき層が形成された内壁面からなるリング溝は、優れた叩かれ摩耗耐性を発揮し得ることが明らかとなった。この結果、このようなリング溝を備えた本発明のピストンは、高い比出力または燃焼圧力が要求されるエンジンに用いられても、高い耐久性または信頼性を発揮し得る。
【００６８】
【表１】
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【図１】
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【図２Ａ】
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【図２Ｂ】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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