JPH01104737A - 金型用亜鉛基合金 - Google Patents
金型用亜鉛基合金Info
- Publication number
- JPH01104737A JPH01104737A JP9793488A JP9793488A JPH01104737A JP H01104737 A JPH01104737 A JP H01104737A JP 9793488 A JP9793488 A JP 9793488A JP 9793488 A JP9793488 A JP 9793488A JP H01104737 A JPH01104737 A JP H01104737A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- strength
- mold
- weight
- zinc
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 62
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims abstract description 62
- 239000011701 zinc Substances 0.000 title claims abstract description 26
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 19
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims abstract description 14
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 17
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 6
- 238000005266 casting Methods 0.000 abstract description 33
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 abstract description 9
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 abstract 3
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 20
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 20
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 17
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 13
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 13
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 8
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 5
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 5
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 5
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000011521 glass Substances 0.000 description 3
- 238000001746 injection moulding Methods 0.000 description 3
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 3
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 3
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 3
- 229910010038 TiAl Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910007565 Zn—Cu Inorganic materials 0.000 description 2
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 2
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 2
- TVZPLCNGKSPOJA-UHFFFAOYSA-N copper zinc Chemical compound [Cu].[Zn] TVZPLCNGKSPOJA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 2
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 description 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000881 Cu alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000796 S alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001297 Zn alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002253 acid Substances 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 description 1
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 230000008094 contradictory effect Effects 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 229910002804 graphite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010439 graphite Substances 0.000 description 1
- 230000005484 gravity Effects 0.000 description 1
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 1
- 238000002347 injection Methods 0.000 description 1
- 239000007924 injection Substances 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 1
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 239000004576 sand Substances 0.000 description 1
- 238000007528 sand casting Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 230000035939 shock Effects 0.000 description 1
- 238000003756 stirring Methods 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 150000003751 zinc Chemical class 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C18/00—Alloys based on zinc
- C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Moulds For Moulding Plastics Or The Like (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は金型用亜鉛基合金に関し、より詳しくは高い機
械的強度と低い鋳造温度をもち、射出成形または板金加
工分野における金型用として好適な亜鉛基合金に係る。
械的強度と低い鋳造温度をもち、射出成形または板金加
工分野における金型用として好適な亜鉛基合金に係る。
一般に、例えば自動車部品等の射出成形品または板金加
工品を製作する場合には試作品を作るための試作金型と
、製品を量産するための本型が使用されるのが通例であ
る。
工品を製作する場合には試作品を作るための試作金型と
、製品を量産するための本型が使用されるのが通例であ
る。
通常、試作金型は強度が程々でも短期間で製作できて安
価であるという条件から、砂型鋳造した亜鉛基金型が用
いられている。この亜鉛基金型は鋳造性の良い亜鉛基合
金を用いて切削加工のほとんどいらない最終形状に近い
形に砂型鋳造し、これに仕上研磨を施すことにより製作
されている。そして、現在ではこのような亜鉛基金型の
ほとんどはｚＡ、ｓ合金（商品名：Ａｆｉ：３．９〜４
．３％、 Ｃｕ ： ２．５〜３．５％、Ｍｇ：０．０
３〜０．０６％、残Ｚｎ）で製作されていた。すなわち
、ＺＡＳ合金はパターン再現性の良さ、溶解鋳造のしや
すさ、機械的強度の点で他の合金より優れていた。
価であるという条件から、砂型鋳造した亜鉛基金型が用
いられている。この亜鉛基金型は鋳造性の良い亜鉛基合
金を用いて切削加工のほとんどいらない最終形状に近い
形に砂型鋳造し、これに仕上研磨を施すことにより製作
されている。そして、現在ではこのような亜鉛基金型の
ほとんどはｚＡ、ｓ合金（商品名：Ａｆｉ：３．９〜４
．３％、 Ｃｕ ： ２．５〜３．５％、Ｍｇ：０．０
３〜０．０６％、残Ｚｎ）で製作されていた。すなわち
、ＺＡＳ合金はパターン再現性の良さ、溶解鋳造のしや
すさ、機械的強度の点で他の合金より優れていた。
一方、本型としては、鍛造した大型鋼材ブロックを切削
加工および研削加工して得られる鉄・基金型が用いられ
ている。このような鉄基金型は数十万ショットにも耐え
うる程、高強度であるが、納期が長く、高価格である。
加工および研削加工して得られる鉄・基金型が用いられ
ている。このような鉄基金型は数十万ショットにも耐え
うる程、高強度であるが、納期が長く、高価格である。
ところが、近年、多品種少量生産が指向されるようにな
ると、従来の納期が長く高価格な鋼製金型では製品１個
当りの全型代の負担割合が高くなることから、製造が容
易でかつ安価な金型の出現がまたれていた。このような
要求に対し、５万ショット程度までの量産用金型に亜鉛
基合金が適用し得るとすれば極めて好都合であり、その
ために金型用亜鉛基合金についての種々の提案がなされ
ている。例えば、従来試作金型として知られているＺＡ
Ｓ合金をそのまま上記目的に使用するとすれば、このＺ
ＡＳ合金金型はやや強度不足であり、到底致方ショット
数に耐え得る強度を有するものではなく、従ってこのＺ
ＡＳ合金の強度向上を図るための各種改良亜鉛基合金が
試作されているが、これらはいずれもＺＡＳ合金の長所
である低い鋳造温度。
ると、従来の納期が長く高価格な鋼製金型では製品１個
当りの全型代の負担割合が高くなることから、製造が容
易でかつ安価な金型の出現がまたれていた。このような
要求に対し、５万ショット程度までの量産用金型に亜鉛
基合金が適用し得るとすれば極めて好都合であり、その
ために金型用亜鉛基合金についての種々の提案がなされ
ている。例えば、従来試作金型として知られているＺＡ
Ｓ合金をそのまま上記目的に使用するとすれば、このＺ
ＡＳ合金金型はやや強度不足であり、到底致方ショット
数に耐え得る強度を有するものではなく、従ってこのＺ
ＡＳ合金の強度向上を図るための各種改良亜鉛基合金が
試作されているが、これらはいずれもＺＡＳ合金の長所
である低い鋳造温度。
優れた流動性がある程度犠牲にされるという問題点を有
するものである。
するものである。
しかして、本発明の目的とするところは、ＺＡＳ合金以
下の低い鋳造温度、優れた流動性を有しつつ、強度の大
幅な′向上を図り、致方ショットの多品種少量生産に極
めて適した金型用亜鉛基合金を提供することにある。
下の低い鋳造温度、優れた流動性を有しつつ、強度の大
幅な′向上を図り、致方ショットの多品種少量生産に極
めて適した金型用亜鉛基合金を提供することにある。
なお、以下に示す百分率は重量による。
本発明者らは、前記課題を達成するために。
種々検討を重ねた結果、Ｚ ｎ−６，８％Ａ Ｑ −４
，０％Ｃｕの近傍の合金が凝固開始温度が約３９０℃と
ＺＡＳ合金より約３０℃も低く、凝固温度範囲をＺＡＳ
合金より狭くできるため、ＺＡＳ合金以下の低い鋳造温
度、優れた流動性を有することを知見した。また同系合
金の機械的強度は、ＺＡＳ合金に比較し大幅に向上し、
５万シ目ット以上の射出成形にも耐えうる金型を製作す
ることができる合金であることを知見した。しかも、Ｚ
ＡＳ合金と比べてＡｌ及びＣｕを増量したことにより懸
念される重力偏析による鋳造欠陥の発生も見られないこ
と。さらに、同系合金にＣｏ、ＮｉおよびＴｉの１種ま
たは２種以上を添加することによって、強度が向上する
とともに、溶湯の流動性が改善されることを見出した。
，０％Ｃｕの近傍の合金が凝固開始温度が約３９０℃と
ＺＡＳ合金より約３０℃も低く、凝固温度範囲をＺＡＳ
合金より狭くできるため、ＺＡＳ合金以下の低い鋳造温
度、優れた流動性を有することを知見した。また同系合
金の機械的強度は、ＺＡＳ合金に比較し大幅に向上し、
５万シ目ット以上の射出成形にも耐えうる金型を製作す
ることができる合金であることを知見した。しかも、Ｚ
ＡＳ合金と比べてＡｌ及びＣｕを増量したことにより懸
念される重力偏析による鋳造欠陥の発生も見られないこ
と。さらに、同系合金にＣｏ、ＮｉおよびＴｉの１種ま
たは２種以上を添加することによって、強度が向上する
とともに、溶湯の流動性が改善されることを見出した。
本発明はかかる知見に基づくものであって。
その構成組成成分は、Ａ Ｑ ： ５．２〜８．６％、
Ｃｕ：３．０〜１０％、Ｍ ｇ ： ０．０１〜０．２
０％、必要に応じＣｏおよびＮｉの１種または２種：
０．３０％以下および／またはＴｉ：０．４０％以下を
含有し、残部が不可避不純物を別にしてＺｎからなるも
のである。
Ｃｕ：３．０〜１０％、Ｍ ｇ ： ０．０１〜０．２
０％、必要に応じＣｏおよびＮｉの１種または２種：
０．３０％以下および／またはＴｉ：０．４０％以下を
含有し、残部が不可避不純物を別にしてＺｎからなるも
のである。
次に１本発明における組成成分範囲の限定理由について
説明する。
説明する。
Ａｌ酸成分、合金の強度向上に対して有効であり、Ａｌ
−Ｚｎ二元共晶線を越えるまでは溶湯の流動性を改善す
るが、Ａ１１−Ｚｎ二元共晶線を越え、β相（Ａｆｌ固
溶体）を初品とする領域に入ると溶湯の流動性を阻害す
る。またＡｌの増量に伴い、鋳物中に残存する気泡の量
は増大する。このような種々の条件により、Ａｌの含有
量は定められる。すなおち、ＡΩが５．２％未満では２
本発明合金の高強度と溶湯の高い流動性の両立という特
性が現われず、ＡＭが８．６％を越えると溶湯の流動性
が低下し、鋳物中の残存気泡が増加し、共に好ましくな
い。
−Ｚｎ二元共晶線を越えるまでは溶湯の流動性を改善す
るが、Ａ１１−Ｚｎ二元共晶線を越え、β相（Ａｆｌ固
溶体）を初品とする領域に入ると溶湯の流動性を阻害す
る。またＡｌの増量に伴い、鋳物中に残存する気泡の量
は増大する。このような種々の条件により、Ａｌの含有
量は定められる。すなおち、ＡΩが５．２％未満では２
本発明合金の高強度と溶湯の高い流動性の両立という特
性が現われず、ＡＭが８．６％を越えると溶湯の流動性
が低下し、鋳物中の残存気泡が増加し、共に好ましくな
い。
一方、Ｃｕ成分は合金中に一様に分布すると共に、ε相
（Ｚｎ−Ｃｕ固溶体）を作り１合金の強度（抗張力）を
顕著に上昇させる作用をする。しかし、Ｃｕ量が多くな
ると合金の凝固開始温度が高くなって凝固終了温度であ
る。３８０℃までの温度差が大きくなる。つまり、Ｃｕ
が多くなると合金の凝固温度範囲が広くなって、溶湯の
流動性が低下するので、一定の流動性を保つためには溶
湯温度を上げる必要が生じる。
（Ｚｎ−Ｃｕ固溶体）を作り１合金の強度（抗張力）を
顕著に上昇させる作用をする。しかし、Ｃｕ量が多くな
ると合金の凝固開始温度が高くなって凝固終了温度であ
る。３８０℃までの温度差が大きくなる。つまり、Ｃｕ
が多くなると合金の凝固温度範囲が広くなって、溶湯の
流動性が低下するので、一定の流動性を保つためには溶
湯温度を上げる必要が生じる。
このようにＣｕ含有量は鋳造のしやすさと強度の関係で
決定される。すなわち、Ｃｕが３％未満では強度が不充
分となり、Ｃｕが１０％を越えると溶湯の流動性が低下
し、共に好ましくない。
決定される。すなわち、Ｃｕが３％未満では強度が不充
分となり、Ｃｕが１０％を越えると溶湯の流動性が低下
し、共に好ましくない。
また、Ｍｇ成分はＡｌを含むＺｎ合金に生じやすい粒間
腐食を防止する作用を有すると共に。
腐食を防止する作用を有すると共に。
同合金系で生じる時効反応を抑制する効果を有する。一
方、後の試験例でも示すように、Ｍｇの添加量の増加と
共に抗張力はわずかに上昇するが、衝撃値の低下を生じ
る。よってＭｇの実用範囲は０．０１〜０．２％となる
。
方、後の試験例でも示すように、Ｍｇの添加量の増加と
共に抗張力はわずかに上昇するが、衝撃値の低下を生じ
る。よってＭｇの実用範囲は０．０１〜０．２％となる
。
さらにＣｏとＮｉ成分は溶湯中でＡｌとの化合物を形成
する。すなわち、ＣｏはＡｌヨＣｏ□になり、ＮｉはＡ
Ｑ ３ Ｎ ｘになる。ＣｏとＮｉは合金中の挙動が
良く似ており、等価の作用を有する。ｃｏとＮｉは抗張
力および伸びを向上させると共に、０．１％までの添加
で溶湯の流動性を改善する効果を有する。しかしながら
、後の試験例で示すように、ＣｏとＮｉの過剰添加は衝
撃値を低下させることになる。以上の諸条件およびＧｏ
が高価であることを考え併せると、ＣｏおよびＮｉの１
種または２種を添加する場合の添加量は実用上０．３％
以下であり、好ましくは０．０３〜０．２０％である。
する。すなわち、ＣｏはＡｌヨＣｏ□になり、ＮｉはＡ
Ｑ ３ Ｎ ｘになる。ＣｏとＮｉは合金中の挙動が
良く似ており、等価の作用を有する。ｃｏとＮｉは抗張
力および伸びを向上させると共に、０．１％までの添加
で溶湯の流動性を改善する効果を有する。しかしながら
、後の試験例で示すように、ＣｏとＮｉの過剰添加は衝
撃値を低下させることになる。以上の諸条件およびＧｏ
が高価であることを考え併せると、ＣｏおよびＮｉの１
種または２種を添加する場合の添加量は実用上０．３％
以下であり、好ましくは０．０３〜０．２０％である。
Ｔｉ成分は溶湯中でＴｉＡｌ、なる化合物を作り、この
ＴｉＡｌ、は、結晶微細化作用を持つ。すなわち、溶湯
の冷却時に初品となる相を微細化する。本発明の合金系
は、ＡｌとＣｕとの組合せにより、初品がα相（Ｚｎ固
溶体）、β相（Ａｌ固溶体）およびε相（Ｚｎ−Ｃｕ固
溶体）と３通りあるが、Ｔｉは、いずれの場合において
も微細化作用があり、抗張力を向上させるが、反面多量
に添加すると？＃撃値と流動性が低下する。Ｔｉの作用
は、ＣｏおよびＮｉの作用と原理的に異なるため、互い
にマイナスの効果を生じることがなく、両方添加するこ
とにより、Ｔｉ添加の欠点のひとつである流動性の低下
をＣｏおよびＮｉで補うことができる。
ＴｉＡｌ、は、結晶微細化作用を持つ。すなわち、溶湯
の冷却時に初品となる相を微細化する。本発明の合金系
は、ＡｌとＣｕとの組合せにより、初品がα相（Ｚｎ固
溶体）、β相（Ａｌ固溶体）およびε相（Ｚｎ−Ｃｕ固
溶体）と３通りあるが、Ｔｉは、いずれの場合において
も微細化作用があり、抗張力を向上させるが、反面多量
に添加すると？＃撃値と流動性が低下する。Ｔｉの作用
は、ＣｏおよびＮｉの作用と原理的に異なるため、互い
にマイナスの効果を生じることがなく、両方添加するこ
とにより、Ｔｉ添加の欠点のひとつである流動性の低下
をＣｏおよびＮｉで補うことができる。
Ｔｉの添加量は実用上０．４０％以下であり、好ましく
は０．０３〜０．４０％である。
は０．０３〜０．４０％である。
本発明にかかる合金は、従来のＺＡＳ合金の鋳造温度よ
りも低い、湯温４１０℃から４５０℃以下で鋳造でき、
１００℃における抗張力が２Ｌ５ｋｇｆ／ｆｆ１１ｍ”
以上、この時の伸びが３％以上、また１００℃における
衝撃値が４ｋｇ−ｍ／ａ１以上となり、小規模量産用の
金型↓こ最適な合金といえる。
りも低い、湯温４１０℃から４５０℃以下で鋳造でき、
１００℃における抗張力が２Ｌ５ｋｇｆ／ｆｆ１１ｍ”
以上、この時の伸びが３％以上、また１００℃における
衝撃値が４ｋｇ−ｍ／ａ１以上となり、小規模量産用の
金型↓こ最適な合金といえる。
以下↓こ実施例を示す。
黒鉛ルツボにて、ベースとしての電気亜鉛（Ｚ ｎ）に
所要量のＡ１１．Ｃｕ、Ｍｇおよび必要ならばＧｏおよ
びＮｉとＴｉを母合金の形で添加し第１表−に示す組成
の合金を溶解した。この溶湯を３．５１ ’Ｃに加熱し
た金型に鋳造し、直径１６ｍ５＋で長さ２００ｍｍおよ
び１０ｊｍ角で長さ２００ｍｎ＋の試験片用鋳物を作っ
た。ここで金型を３５０℃に加熱する理由は１合金の冷
却速度を実際の砂型↓；よる大型鋳塊の冷却速度に近似
させるためである。
所要量のＡ１１．Ｃｕ、Ｍｇおよび必要ならばＧｏおよ
びＮｉとＴｉを母合金の形で添加し第１表−に示す組成
の合金を溶解した。この溶湯を３．５１ ’Ｃに加熱し
た金型に鋳造し、直径１６ｍ５＋で長さ２００ｍｍおよ
び１０ｊｍ角で長さ２００ｍｎ＋の試験片用鋳物を作っ
た。ここで金型を３５０℃に加熱する理由は１合金の冷
却速度を実際の砂型↓；よる大型鋳塊の冷却速度に近似
させるためである。
このようにして得た試験片用鋳物から引張試験片、衝撃
試験片等の試験片を作製し、以下の試験を行った。
試験片等の試験片を作製し、以下の試験を行った。
なお、各試験の特性値は、プラスチック射出成形時の金
型温度に近い１００°Ｃの時の値である。
型温度に近い１００°Ｃの時の値である。
＊引張試験：
インストロン引張試験機による
条件：標点間５０ｍｎ＋、引張速度１０ａｎ／ｍｉｎ
１００℃傘衝撃値； シャルピー衝撃試験機による 条件：試験片断面１０Ｉｌａ角ノツチなし、１００℃申
流動性試験、最適鋳造温度の決定： 所定の成分の溶湯を十分攪拌し、所定の温度に保つ、こ
の溶湯の中に外径６ｍｍφ、内径４ＩＩＩｌφのガラス
管の一端を挿入し、かつ他端から２４０ｍｍＨｇ功負圧
を加え、この時ガラス管内に流入して固化した金属の重
量を測定し流入量とする。流入量が多く重量のある方が
流動性が良いと判定する。経験上、この試験において、
２０ｇの溶湯がガラス管に流入する温度が最適鋳造温度
になる。
１００℃傘衝撃値； シャルピー衝撃試験機による 条件：試験片断面１０Ｉｌａ角ノツチなし、１００℃申
流動性試験、最適鋳造温度の決定： 所定の成分の溶湯を十分攪拌し、所定の温度に保つ、こ
の溶湯の中に外径６ｍｍφ、内径４ＩＩＩｌφのガラス
管の一端を挿入し、かつ他端から２４０ｍｍＨｇ功負圧
を加え、この時ガラス管内に流入して固化した金属の重
量を測定し流入量とする。流入量が多く重量のある方が
流動性が良いと判定する。経験上、この試験において、
２０ｇの溶湯がガラス管に流入する温度が最適鋳造温度
になる。
得られた試験結果を第１表に示す。
−（以下余白）
第１表に示した試験結果から以下のようなことがわかる
。
。
すなわち、試料Ｎｏ、１〜５から明らかなように、Ａｌ
の添加量が増すにつれて、強度（抗張力）が増大する。
の添加量が増すにつれて、強度（抗張力）が増大する。
しかし、最適鋳造温度はＡｌ６．８％を最低としてＡｌ
が減少しても、増大しても上昇する。
が減少しても、増大しても上昇する。
また試料Ｎｏ、６〜１０から明らかなように、ＣＵの添
加量が増すにつれて、強度（抗張力）が増大する。しか
し、最適鋳造温度はＣｕ４．０％を最低としてＣｕが減
少しても、増大しても上昇する。
加量が増すにつれて、強度（抗張力）が増大する。しか
し、最適鋳造温度はＣｕ４．０％を最低としてＣｕが減
少しても、増大しても上昇する。
そして１本発明実施例合金ではその最適鋳造温度がいず
れも試料Ｎｏ、５０のＺＡＳ合金における４５０℃より
低温であることがわかる。ちなみに、鋳造温度が４５０
℃を越えるようになると、凝固までに時間がかかって熱
歪が大きくなり、さらにまたピンホールが出やすくなる
という傾向がある。このような本発明実施例合金では強
度（抗張力）は２８．５〜３０．８Ｋｇｆ／ｍｍ”にあ
り、ＺＡＳ合金（試料Ｎｏ、３０）の２４ 、ＯＫｇｆ
／ ｍｍ２に比べて４．５〜６．８Ｋｇｆ／ ｍｍ”
の強度アップが得られている。
れも試料Ｎｏ、５０のＺＡＳ合金における４５０℃より
低温であることがわかる。ちなみに、鋳造温度が４５０
℃を越えるようになると、凝固までに時間がかかって熱
歪が大きくなり、さらにまたピンホールが出やすくなる
という傾向がある。このような本発明実施例合金では強
度（抗張力）は２８．５〜３０．８Ｋｇｆ／ｍｍ”にあ
り、ＺＡＳ合金（試料Ｎｏ、３０）の２４ 、ＯＫｇｆ
／ ｍｍ２に比べて４．５〜６．８Ｋｇｆ／ ｍｍ”
の強度アップが得られている。
試料Ｎｏ、１１〜１５から明らかなように、Ｍｇの添加
量が増すにつれて強度（抗張力）および最適鋳造温度は
大きくは影響をうけないが、Ｍｇ０．２％以上で強度（
抗張力）が少し低下する一方、衝撃値が極端に低下する
。
量が増すにつれて強度（抗張力）および最適鋳造温度は
大きくは影響をうけないが、Ｍｇ０．２％以上で強度（
抗張力）が少し低下する一方、衝撃値が極端に低下する
。
試料Ｎｏ、１６〜２０から明らかなように、ｃｏは０．
３％を越えると強度（抗張力）および衝撃値が低下し、
最適鋳造温度も持ち上げるが、ｃ。
３％を越えると強度（抗張力）および衝撃値が低下し、
最適鋳造温度も持ち上げるが、ｃ。
０．０２〜０．３％の範囲では最適鋳造温度、伸び、Ｗ
Ｉ撃値の特性を維持しつつ、強度（抗張力）を上昇させ
る。
Ｉ撃値の特性を維持しつつ、強度（抗張力）を上昇させ
る。
試料Ｎα、２１〜２５から明らかなように、Ｎｉは０．
３％を超えると強度（抗張力）および？＃撃値が低下し
、かつ最適鋳造温度を持ち上げるが、Ｎｉ０．０１〜０
．３％の範囲では最適鋳造温度、衝撃値の特性を維持し
つつ、強度（抗張力）伸び、を若干向上させる。
３％を超えると強度（抗張力）および？＃撃値が低下し
、かつ最適鋳造温度を持ち上げるが、Ｎｉ０．０１〜０
．３％の範囲では最適鋳造温度、衝撃値の特性を維持し
つつ、強度（抗張力）伸び、を若干向上させる。
試料Ｎα、２６〜３０から明らかなように、ｃｏおよび
Ｎｉの両者を添加した試料では添加量の和が０．３％を
超えると強度（抗張力）および衝撃値が低下し、かつ最
適鋳造温度を持ち上げるが、Ｇ ｏ ＋ Ｎ ｉが０．
３％以下では、最適鋳造温度の特性を維持しつつ、強度
（抗張力）伸びおよび衝撃値を向上させる。
Ｎｉの両者を添加した試料では添加量の和が０．３％を
超えると強度（抗張力）および衝撃値が低下し、かつ最
適鋳造温度を持ち上げるが、Ｇ ｏ ＋ Ｎ ｉが０．
３％以下では、最適鋳造温度の特性を維持しつつ、強度
（抗張力）伸びおよび衝撃値を向上させる。
試料Ｎｏ、３１〜３５から明らかなように、Ｔｉは０．
４％を越えると衝撃値が低下し、最適鋳造温度を持ち上
げるが、Ｔｉ０．０３〜０．４％の範囲では最適鋳造温
度、伸び、衝撃値の特性を維持しつつ、強度（抗張力）
を上昇させる。
４％を越えると衝撃値が低下し、最適鋳造温度を持ち上
げるが、Ｔｉ０．０３〜０．４％の範囲では最適鋳造温
度、伸び、衝撃値の特性を維持しつつ、強度（抗張力）
を上昇させる。
さらに、ＣｏおよびＴｉめ両者を添加した試料Ｎｏ、３
６〜３９では最適鋳造温度がＺＡＳ合金の４５０℃より
低く、伸び、衝撃値もＺＡＳ合金と同等以上でありなが
ら強度は２８．５〜３１．８Ｋｇｆ／ｍｕｍ” テあり
、ＺＡＳ合金に比／＜ テ５．２〜？、８Ｋｇｆ／ａｍ
”（１，２２〜１．３３倍）のアップが得られている。
６〜３９では最適鋳造温度がＺＡＳ合金の４５０℃より
低く、伸び、衝撃値もＺＡＳ合金と同等以上でありなが
ら強度は２８．５〜３１．８Ｋｇｆ／ｍｕｍ” テあり
、ＺＡＳ合金に比／＜ テ５．２〜？、８Ｋｇｆ／ａｍ
”（１，２２〜１．３３倍）のアップが得られている。
さらに、ＮｉおよびＴｉの両者を添加した試料Ｎα６４
０〜４４では、最適鋳造温度がＺＡＳ合金の４５０℃よ
り低く、伸び、衝撃値もＺＡＳ合金と同等以上でありな
がら、強度は３０．１〜３２．３Ｋｇｆ／ｍｍ”であり
、ＺＡＳ合金に比べて６．１〜８．３Ｋｇｆ／ｍｍ２の
強度アップが得られている。
０〜４４では、最適鋳造温度がＺＡＳ合金の４５０℃よ
り低く、伸び、衝撃値もＺＡＳ合金と同等以上でありな
がら、強度は３０．１〜３２．３Ｋｇｆ／ｍｍ”であり
、ＺＡＳ合金に比べて６．１〜８．３Ｋｇｆ／ｍｍ２の
強度アップが得られている。
試料Ｎα、４５〜４９から明らかなように、Ｎｉ、Ｃｏ
およびＴｉを添加した場合もＮ ｉ 十Ｃｏが０．３０
％以下では最適鋳造温度がＺＡＳ合金の４５０℃より低
く、伸び、ｒ＃Ｎ値もＺＡＳ以上でありながら、強度は
３１．５〜３２．３Ｋｇｆ／ｍｍ”であり、ＺＡＳ合金
に比べて７．５〜８．３Ｋｇｆ／ｍｍ２の強度アップが
得られている。
およびＴｉを添加した場合もＮ ｉ 十Ｃｏが０．３０
％以下では最適鋳造温度がＺＡＳ合金の４５０℃より低
く、伸び、ｒ＃Ｎ値もＺＡＳ以上でありながら、強度は
３１．５〜３２．３Ｋｇｆ／ｍｍ”であり、ＺＡＳ合金
に比べて７．５〜８．３Ｋｇｆ／ｍｍ２の強度アップが
得られている。
以上、試験例には代表的なものを挙げて説明したが、他
の配合割合にて各成分を変化させても同様の結果が得ら
れた。
の配合割合にて各成分を変化させても同様の結果が得ら
れた。
本発明にかかる合金は従来試作用金型に用いられていた
ＺＡＳ合金よりも、溶解鋳造が容易でかつ大幅な機械的
性質の向上という本来相反する特性が改善されたもので
ある。従って５本発明の合金で鋳造金型を製造すると、
鋼製金型が用いられた５万ショット程度の量産用金型の
領域にも適用が可能で、かつ、従来のＺＡＳ合金以上に
溶解鋳造が容易なため試作用金型の納期、価格なみて本
型の製造が可能となる。
ＺＡＳ合金よりも、溶解鋳造が容易でかつ大幅な機械的
性質の向上という本来相反する特性が改善されたもので
ある。従って５本発明の合金で鋳造金型を製造すると、
鋼製金型が用いられた５万ショット程度の量産用金型の
領域にも適用が可能で、かつ、従来のＺＡＳ合金以上に
溶解鋳造が容易なため試作用金型の納期、価格なみて本
型の製造が可能となる。
特許出願人 三井金属鉱業株式会社
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ａｌ：５．２〜８．６重量％、Ｃｕ：３．０〜１０
重量％、Ｍｇ：０．０１〜０．２０重量％を含有し、残
部が不可避不純物を別にしてＺｎからなる金型用亜鉛基
合金。 ２、Ａｌ：５．２〜８．６重量％、Ｃｕ：３．０〜１０
重量％、Ｍｇ：０．０１〜０．２０重量％、およびＣｏ
およびＮｉの１種または２種：０．３０重量％以下を含
有し、残部が不可避不純物を別にしてＺｎからなる金型
用亜鉛基合金。 ３、Ａｌ：５．２〜８．６重量％、Ｃｕ：３．０〜１０
重量％、Ｍｇ：０．０１〜０．２０重量％およびＴｉ：
０．４０重量％以下を含有し、残部が不可避不純物を別
にしてＺｎからなる金型用亜鉛基合金。 ４、Ａｌ：５．２〜８．６重量％、Ｃｕ：３．０〜１０
重量％、Ｍｇ：０．０１〜０．２０重量％、Ｃｏおよび
Ｎｉの１種または２種：０．３０重量％以下およびＴｉ
：０．４０重量％以下を含有し、残部が不可避不純物を
別にしてＺｎからなる金型用亜鉛基合金。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9793488A JPH01104737A (ja) | 1987-07-01 | 1988-04-20 | 金型用亜鉛基合金 |
| US07/209,977 US4882126A (en) | 1987-07-01 | 1988-06-22 | High-strength zinc base alloy |
| AU18554/88A AU594244B2 (en) | 1987-07-01 | 1988-06-30 | High-strength zinc base alloy |
| DE8888306028T DE3874979T2 (de) | 1987-07-01 | 1988-07-01 | Hochfeste legierung auf zink-basis. |
| EP88306028A EP0297906B1 (en) | 1987-07-01 | 1988-07-01 | High-strength zinc base alloy |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62-162220 | 1987-07-01 | ||
| JP16222087 | 1987-07-01 | ||
| JP9793488A JPH01104737A (ja) | 1987-07-01 | 1988-04-20 | 金型用亜鉛基合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01104737A true JPH01104737A (ja) | 1989-04-21 |
Family
ID=26439076
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9793488A Pending JPH01104737A (ja) | 1987-07-01 | 1988-04-20 | 金型用亜鉛基合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01104737A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0328340A (ja) * | 1989-06-23 | 1991-02-06 | Mitsui Mining & Smelting Co Ltd | 鋳造してなる亜鉛基合金金型 |
| JPH05140679A (ja) * | 1991-03-27 | 1993-06-08 | Mitsui Mining & Smelting Co Ltd | 重力鋳造時に逆引けの生じない金型用亜鉛基合金 |
| CN106191526A (zh) * | 2016-08-31 | 2016-12-07 | 裴秀琴 | 一种锌合金新材料 |
-
1988
- 1988-04-20 JP JP9793488A patent/JPH01104737A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0328340A (ja) * | 1989-06-23 | 1991-02-06 | Mitsui Mining & Smelting Co Ltd | 鋳造してなる亜鉛基合金金型 |
| JPH05140679A (ja) * | 1991-03-27 | 1993-06-08 | Mitsui Mining & Smelting Co Ltd | 重力鋳造時に逆引けの生じない金型用亜鉛基合金 |
| CN106191526A (zh) * | 2016-08-31 | 2016-12-07 | 裴秀琴 | 一种锌合金新材料 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR102597784B1 (ko) | 다이캐스팅용 알루미늄 합금 및 그 제조방법, 다이캐스팅 방법 | |
| US4140555A (en) | Nickel-base casting superalloys | |
| CN109295351B (zh) | 一种压铸铝合金及其制备方法和应用 | |
| CN103290265B (zh) | 一种高流动性的压铸锌合金及制备方法 | |
| NO163986B (no) | Fremgangsm te for in vitro bedoemmelse av mulighetenllekreft. | |
| KR20170138916A (ko) | 다이캐스트용 알루미늄 합금 및 이를 사용한 알루미늄 합금 다이캐스트 | |
| CN111108224A (zh) | 压铸铸造用铝合金及使用其的功能性部件 | |
| CN107779695A (zh) | 一种高流动耐腐蚀的无链自行车壳体制造方法 | |
| CN111020303A (zh) | 4xxx系铝合金及其制备方法 | |
| US4882126A (en) | High-strength zinc base alloy | |
| JPS60427B2 (ja) | 冷間鍛造性のすぐれた快削鋼 | |
| CN106636850B (zh) | 高温抗氧化性高强度掺稀土合金材料及制备方法 | |
| CN115386771B (zh) | 铝合金材料及道闸传动结构件的压铸方法 | |
| JPH01104737A (ja) | 金型用亜鉛基合金 | |
| CN106929721A (zh) | 一种低热裂倾向的高强度Al‑Cu合金及其制备方法 | |
| JPH0814011B2 (ja) | 高強度ダイカスト用亜鉛基合金 | |
| JP7293696B2 (ja) | アルミニウム合金鋳造材およびその製造方法 | |
| JPH0324245A (ja) | 鋳造してなる金型用亜鉛基合金および鋳造してなる金型 | |
| JPS6254389B2 (ja) | ||
| JPS6330380B2 (ja) | ||
| JPH0788551B2 (ja) | 鋳造用亜鉛基合金 | |
| CN110904365A (zh) | 新型3系铝合金及其制备方法 | |
| JP4399572B2 (ja) | ニッケル−亜鉛母合金の製造方法 | |
| JPS60224731A (ja) | Ｃｏ基耐熱合金 | |
| JPS6254387B2 (ja) |