JPH0238653B2 - Purasuchitsukukanagatayodogokinoyobisonoseizohoho - Google Patents
PurasuchitsukukanagatayodogokinoyobisonoseizohohoInfo
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- JPH0238653B2 JPH0238653B2 JP1649186A JP1649186A JPH0238653B2 JP H0238653 B2 JPH0238653 B2 JP H0238653B2 JP 1649186 A JP1649186 A JP 1649186A JP 1649186 A JP1649186 A JP 1649186A JP H0238653 B2 JPH0238653 B2 JP H0238653B2
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Landscapes
- Moulds For Moulding Plastics Or The Like (AREA)
Description
(産業上の利用分野)
本発明は、熱伝導度が大きくかつ鏡面性に優れ
ると共に高強度を有するプラスチツク金型用銅合
金と、その製造方法に関する。 (従来の技術) プラスチツク成形の分野において、成形サイク
ルの時間短縮を目的として熱伝導度の大きい金型
材料が要求されているが、従来のFe系材料では
限界がある。 一方熱伝導度の大きいプラスチツク金型材とし
て、「特開昭59−133357」に示されるようなCu−
Ni−Si系合金がある。これはNi及びSiと残部Cu
からなる合金を固溶体化処理し、更に時効処理を
施し、HRC3〜36の硬さを有するようにしたこと
を特徴としたものである。しかし、このプラスチ
ツク金型材は熱間加工が困難であり、鋳造状態で
の使用を余儀なくされている。 (発明が解決しようとする問題点) 前記Cu−Ni−Si系のプラスチツク金型材は既
に触れたように熱間加工が困難なため鋳造状態で
使用されねばならず、そのため結晶粒度が大きく
かつそのばらつきも大なるまゝであるからプラス
チツク金型として要求される鏡面性が得難いとい
う問題を有している。 また鋳造状態での使用はとりもなおさず結晶粒
の微細化のなされていないまゝの使用であるから
結晶粒界は補強されておらず、高い硬さは得られ
るものゝ強度が十分でなかつた。そのため金型に
へたり及びクラツクが発生し実用化が困難であつ
た。 本発明は、従来のものがもつ上記の問題点を解
決し、高熱伝導度を有すると共に鏡面性及び強度
の優れたプラスチツク金型用銅合金及びその製造
方法を提供することを目的とする。 (問題点を解決するための手段) 高熱伝導度を有し、かつ鏡面性及び強度の優れ
たプラスチツク金型用銅合金を提供するために、
その組成を重量百分率で、Ni2.0〜5.0%、Si0.5〜
2.0%、Co0.5〜2.0%、Zr0.01〜0.5%、Cr0.1〜0.5
%、Al0.5〜1.5%を含有し、残部実質的にCuから
なるようにしたのであり、材質を調整して優れた
プラスチツク金型用材として製造するために、上
記組成で溶製された銅合金を750℃〜950℃で加工
率60%以上の熱間加工を施して後、800℃〜950℃
に保持して固溶体化処理を行い、同処理後1.0
℃/sec以上の冷却速度で冷却し、450℃〜550℃
で時効処理を施すようにしたのである。 (実施例) 先ず成分の限定理由を詳述する。 Ni:2.0〜5.0%(重量百分率、以下同じ) NiはSiと析出物を形成する。すなわちNi2Siと
なり強度向上のため重要である。従つてNiとSi
の重量比率は理論量とする必要がある。たゞし
2.0%未満のNi量では、理論量のSiが存在したと
しても強度が十分に得られず、また5%を越える
Ni量では熱伝導度が低くなり過ぎる。 第1図はNi量と熱伝導度の関係を示したもの
である。但し供試合金は、Cr、Zr、Al、Coの含
有量を本発明の限定範囲で一定とし、Ni及びSi
はNi/Si=4.0なる関係で含有し、残部実質的に
CuからなるCu合金であり、Ni及びSiを前記関係
を保持して種々加えた各素材に加工率80%の熱間
加工を施して後、900℃で固溶体化処理を行い、
2.5℃/secの冷却速度で冷却し、500℃で時効処
理をしたものについて熱伝導度を測定した結果を
グラフとしたものであり、縦軸に熱伝導度、横軸
にNi%を示している。 以上の第1図から明らかなようにNiが5%を
越えると熱伝導度は0.20cal/sec.cm以下となり、
低くなり過ぎるものである。 Si:0.5〜2.0% SiはNi及びCoと析出物を形成し強度向上に重
要である。但しSiが0.5%未満の場合は析出強化
が十分でなく、2.0%を越えて含まれる場合は熱
伝導度が低下し、十分な熱伝導度が得られない。 すなわちこのSiや前記のNiがα相中に固溶さ
れたまゝのときは熱伝導度が著しく低下するもの
で、従つてSi量、Ni量を析出物形成の理論量と
するのであり、前記Niの2.0〜5.0%に対してSiは
0.5〜2.0%である。 但し実際的には、添加のNiをNi珪化物として
十分析出させるためにはSi量を理論量よりやゝ過
剰とし、後述するCr及びCoにより過剰Siを珪化
物として安定化させる方法が有効かつ望ましい方
法である。 Co:0.5〜2.0% CoはSiと析出物を形成し析出強化の役割を果
すと共に、鋳造組織の微細化に重要である。これ
は初晶として晶出するα相の微細化に効果が認め
られるのであり、この効果は0.5%以上で顕著と
なり、1.5%を越えるとNiと同様熱伝導度の低下
を招来し、必要とする熱伝導度が得られないので
ある。 Al:0.5〜1.5% Alは高温における表面酸化を防止するために
必要であり、高温における鏡面性の維持に重要で
ある。またα相を強化するための元素でもある。 但しAlの0.5%以下は上記効果は認められず、
1.5%を越えて含まれる場合は熱伝導度が低下し
必要とする熱伝導度は得られない。 第2図はAl量と熱伝導度の関係を示したグラ
フであり、供試合金は、4.0%Ni、1.2%Si、0.8%
Co、0.3%Cr、0.5%Zrを含むと共にAl量を種々
変えて添加し、残部実質的にCuの各素材を、加
工率80%の熱間加工を施して後900℃に保持して
固溶体化処理を行い、2.5℃/secの冷却速度で冷
却し500℃で時効処理したものであり、これら各
試料について熱伝導度を測定した結果をグラフと
しているのである。縦軸に熱伝導度、横軸にAl
%をとつた。 同図によればAl量が1.5%を越えると熱伝導度
は0.20cal/sec・cm以下となり十分な熱伝導度が
得られないことが判る。 Cr:0.1〜0.5%、Zr:0.01〜0.5% Cr及びZrは高温における絞り及び伸びを改善
するために添加され、熱間加工を可能とするため
に必要な元素である。 その効果はCr0.1%、Zr0.01%から認められ、
Cr及びZrがそれぞれ0.5%を越えて含まれても前
記効果の伸びは顕著でなくなり、むしろ熱伝導度
低下の要因となる。 またCr、Zrはそれぞれ単独では十分な効果が
認められないのである。 次に、上述の成分を有して残部実質的にCuか
らなる合金の最適な材質調整処理方法について詳
述する。 (a) 熱間加工 熱間加工は結晶粒の微細化に必要である。若
し該加工が十分でない場合は鋳造組織がその
まゝもちきたされて粗大な結晶粒を多く残しば
らつきの大きい組織となる。 従つて、微細化を十分にするためには加工率
60%以上の熱間加工が必要で、これによつて結
晶粒界の補強もなされるのであり、また同時に
鏡面状態の得やすくなるのである。 第3図は熱間加工率と結晶粒度(平均粒度)
の関係を示したグラフで、縦軸に粒度(JIS
H0501)、横軸に熱間加工率をとつている。 供試合金は、2.8%Ni、0.9%Si、0.8%Co、
0.8%Al、0.2%Cr、0.5%Zrを含み残部実質的
にCuよりなる合金で、同合金のインゴツトを
溶製した後、750℃〜950℃の範囲で各種加工率
の熱間鍛造を施したもので、グラフは上記各加
工率と平均結晶粒度との関係を調査しグラフ化
したものである。 同図から平均結晶粒度0.2mm以下の細粒とす
るためには60%以上の熱間加工率が必要である
ことが判る。 なお熱間加工の温度域は750℃〜950℃が適切
である。 第4図に2.8%Ni、0.9%Si、0.8%Co、0.8%
Al、0.2%Cr、0.5%Zrを含み残部実質的にCu
からなる本発明実施例のインゴツト材の高温特
性を示す(実線曲線)が、750℃以上で絞り50
%を越え、熱間加工が可能であることが判る。 但し950℃以上では融点との関係で材質が軟
化し加工困難となる。 また同図には比較のために、3.0%Ni、0.9%
Si、残部実質的にCuよりなるインゴツト材の
高温特性も示した(破線曲線)。該インゴツト
は900℃においても絞りが20%であり、950℃以
上では軟化のため熱間加工が困難であることが
判る。 なお同図は縦軸が特性値(引張強さ、絞り)、
横軸が温度である。 (b) 固溶体化処理 固溶体化処理は800℃〜950℃で行う必要があ
る。 800℃以下では、Ni、Siが十分に固溶せず、
950℃を越える場合は軟化し変形するためであ
る。 (c) 固溶体化処理後の冷却及び時効処理 固溶体化処理後、時効処理温度までの冷却に
は1.0℃/sec以上の冷却速度が必要である。 これは上記冷却速度以下では析出物が時効処
理以前に析出を始め、その析出物が凝集粗大化
するために時効処理を施しても十分な強度が得
られないからである。 第5図は、3.5%Ni、1.2%Si、1.0%Co、0.8
%Al、0.35%Cr、0.5%Zrを含有し残部実質的
にCuからなるインゴツトに80%熱間加工を施
し、900℃に保持して固溶体化処理して後、400
℃まで平均冷却速度を種々変えて冷却し、次い
で400℃〜600℃の範囲で時効処理をした各試料
について硬さを調査し、縦軸に硬さ、横軸に時
効温度をとり、各試料毎の「硬さ−時効温度」
曲線を示したもので、同図から前記冷却速度が
強度を示すパラメータとしての硬さに及ぼす影
響が明らかであり、1.0℃/sec以下の冷却速度
の場合は強度不足となることが判る。 時効温度は第5図から明らかなように450℃
〜550℃の範囲が強度確保のために必要であり、
450℃未満での時効処理では析出が不十分で必
要強度が得られず、550℃を越える場合は過時
効現象となり強度の低下を招来する。 次に本発明の具体的実施例を比較例と共に示
す。 具体的実施例 1 下記第1表は組成を特定範囲内で種々変えた本
発明の実施例と各種の比較例について、引張強
さ、硬さ、熱間絞り(800℃)を比較したもので
ある。 本発明の実施例(No.1〜7)は溶製した各イン
ゴツトに対して、750℃〜950℃で80%熱間加工を
施して後、900℃に保持して固溶体化処理を行い、
次いで2.5℃/secの冷却速度で冷却し、500℃で
時効処理したものである。 比較例のうちNo.10は上記実施例と同様の処理を
示しているが、No.8、9、11〜15は熱間加工がで
きないため、同加工を行わず熱間加工以外の熱処
理については実施例と同一条件で行つた。
ると共に高強度を有するプラスチツク金型用銅合
金と、その製造方法に関する。 (従来の技術) プラスチツク成形の分野において、成形サイク
ルの時間短縮を目的として熱伝導度の大きい金型
材料が要求されているが、従来のFe系材料では
限界がある。 一方熱伝導度の大きいプラスチツク金型材とし
て、「特開昭59−133357」に示されるようなCu−
Ni−Si系合金がある。これはNi及びSiと残部Cu
からなる合金を固溶体化処理し、更に時効処理を
施し、HRC3〜36の硬さを有するようにしたこと
を特徴としたものである。しかし、このプラスチ
ツク金型材は熱間加工が困難であり、鋳造状態で
の使用を余儀なくされている。 (発明が解決しようとする問題点) 前記Cu−Ni−Si系のプラスチツク金型材は既
に触れたように熱間加工が困難なため鋳造状態で
使用されねばならず、そのため結晶粒度が大きく
かつそのばらつきも大なるまゝであるからプラス
チツク金型として要求される鏡面性が得難いとい
う問題を有している。 また鋳造状態での使用はとりもなおさず結晶粒
の微細化のなされていないまゝの使用であるから
結晶粒界は補強されておらず、高い硬さは得られ
るものゝ強度が十分でなかつた。そのため金型に
へたり及びクラツクが発生し実用化が困難であつ
た。 本発明は、従来のものがもつ上記の問題点を解
決し、高熱伝導度を有すると共に鏡面性及び強度
の優れたプラスチツク金型用銅合金及びその製造
方法を提供することを目的とする。 (問題点を解決するための手段) 高熱伝導度を有し、かつ鏡面性及び強度の優れ
たプラスチツク金型用銅合金を提供するために、
その組成を重量百分率で、Ni2.0〜5.0%、Si0.5〜
2.0%、Co0.5〜2.0%、Zr0.01〜0.5%、Cr0.1〜0.5
%、Al0.5〜1.5%を含有し、残部実質的にCuから
なるようにしたのであり、材質を調整して優れた
プラスチツク金型用材として製造するために、上
記組成で溶製された銅合金を750℃〜950℃で加工
率60%以上の熱間加工を施して後、800℃〜950℃
に保持して固溶体化処理を行い、同処理後1.0
℃/sec以上の冷却速度で冷却し、450℃〜550℃
で時効処理を施すようにしたのである。 (実施例) 先ず成分の限定理由を詳述する。 Ni:2.0〜5.0%(重量百分率、以下同じ) NiはSiと析出物を形成する。すなわちNi2Siと
なり強度向上のため重要である。従つてNiとSi
の重量比率は理論量とする必要がある。たゞし
2.0%未満のNi量では、理論量のSiが存在したと
しても強度が十分に得られず、また5%を越える
Ni量では熱伝導度が低くなり過ぎる。 第1図はNi量と熱伝導度の関係を示したもの
である。但し供試合金は、Cr、Zr、Al、Coの含
有量を本発明の限定範囲で一定とし、Ni及びSi
はNi/Si=4.0なる関係で含有し、残部実質的に
CuからなるCu合金であり、Ni及びSiを前記関係
を保持して種々加えた各素材に加工率80%の熱間
加工を施して後、900℃で固溶体化処理を行い、
2.5℃/secの冷却速度で冷却し、500℃で時効処
理をしたものについて熱伝導度を測定した結果を
グラフとしたものであり、縦軸に熱伝導度、横軸
にNi%を示している。 以上の第1図から明らかなようにNiが5%を
越えると熱伝導度は0.20cal/sec.cm以下となり、
低くなり過ぎるものである。 Si:0.5〜2.0% SiはNi及びCoと析出物を形成し強度向上に重
要である。但しSiが0.5%未満の場合は析出強化
が十分でなく、2.0%を越えて含まれる場合は熱
伝導度が低下し、十分な熱伝導度が得られない。 すなわちこのSiや前記のNiがα相中に固溶さ
れたまゝのときは熱伝導度が著しく低下するもの
で、従つてSi量、Ni量を析出物形成の理論量と
するのであり、前記Niの2.0〜5.0%に対してSiは
0.5〜2.0%である。 但し実際的には、添加のNiをNi珪化物として
十分析出させるためにはSi量を理論量よりやゝ過
剰とし、後述するCr及びCoにより過剰Siを珪化
物として安定化させる方法が有効かつ望ましい方
法である。 Co:0.5〜2.0% CoはSiと析出物を形成し析出強化の役割を果
すと共に、鋳造組織の微細化に重要である。これ
は初晶として晶出するα相の微細化に効果が認め
られるのであり、この効果は0.5%以上で顕著と
なり、1.5%を越えるとNiと同様熱伝導度の低下
を招来し、必要とする熱伝導度が得られないので
ある。 Al:0.5〜1.5% Alは高温における表面酸化を防止するために
必要であり、高温における鏡面性の維持に重要で
ある。またα相を強化するための元素でもある。 但しAlの0.5%以下は上記効果は認められず、
1.5%を越えて含まれる場合は熱伝導度が低下し
必要とする熱伝導度は得られない。 第2図はAl量と熱伝導度の関係を示したグラ
フであり、供試合金は、4.0%Ni、1.2%Si、0.8%
Co、0.3%Cr、0.5%Zrを含むと共にAl量を種々
変えて添加し、残部実質的にCuの各素材を、加
工率80%の熱間加工を施して後900℃に保持して
固溶体化処理を行い、2.5℃/secの冷却速度で冷
却し500℃で時効処理したものであり、これら各
試料について熱伝導度を測定した結果をグラフと
しているのである。縦軸に熱伝導度、横軸にAl
%をとつた。 同図によればAl量が1.5%を越えると熱伝導度
は0.20cal/sec・cm以下となり十分な熱伝導度が
得られないことが判る。 Cr:0.1〜0.5%、Zr:0.01〜0.5% Cr及びZrは高温における絞り及び伸びを改善
するために添加され、熱間加工を可能とするため
に必要な元素である。 その効果はCr0.1%、Zr0.01%から認められ、
Cr及びZrがそれぞれ0.5%を越えて含まれても前
記効果の伸びは顕著でなくなり、むしろ熱伝導度
低下の要因となる。 またCr、Zrはそれぞれ単独では十分な効果が
認められないのである。 次に、上述の成分を有して残部実質的にCuか
らなる合金の最適な材質調整処理方法について詳
述する。 (a) 熱間加工 熱間加工は結晶粒の微細化に必要である。若
し該加工が十分でない場合は鋳造組織がその
まゝもちきたされて粗大な結晶粒を多く残しば
らつきの大きい組織となる。 従つて、微細化を十分にするためには加工率
60%以上の熱間加工が必要で、これによつて結
晶粒界の補強もなされるのであり、また同時に
鏡面状態の得やすくなるのである。 第3図は熱間加工率と結晶粒度(平均粒度)
の関係を示したグラフで、縦軸に粒度(JIS
H0501)、横軸に熱間加工率をとつている。 供試合金は、2.8%Ni、0.9%Si、0.8%Co、
0.8%Al、0.2%Cr、0.5%Zrを含み残部実質的
にCuよりなる合金で、同合金のインゴツトを
溶製した後、750℃〜950℃の範囲で各種加工率
の熱間鍛造を施したもので、グラフは上記各加
工率と平均結晶粒度との関係を調査しグラフ化
したものである。 同図から平均結晶粒度0.2mm以下の細粒とす
るためには60%以上の熱間加工率が必要である
ことが判る。 なお熱間加工の温度域は750℃〜950℃が適切
である。 第4図に2.8%Ni、0.9%Si、0.8%Co、0.8%
Al、0.2%Cr、0.5%Zrを含み残部実質的にCu
からなる本発明実施例のインゴツト材の高温特
性を示す(実線曲線)が、750℃以上で絞り50
%を越え、熱間加工が可能であることが判る。 但し950℃以上では融点との関係で材質が軟
化し加工困難となる。 また同図には比較のために、3.0%Ni、0.9%
Si、残部実質的にCuよりなるインゴツト材の
高温特性も示した(破線曲線)。該インゴツト
は900℃においても絞りが20%であり、950℃以
上では軟化のため熱間加工が困難であることが
判る。 なお同図は縦軸が特性値(引張強さ、絞り)、
横軸が温度である。 (b) 固溶体化処理 固溶体化処理は800℃〜950℃で行う必要があ
る。 800℃以下では、Ni、Siが十分に固溶せず、
950℃を越える場合は軟化し変形するためであ
る。 (c) 固溶体化処理後の冷却及び時効処理 固溶体化処理後、時効処理温度までの冷却に
は1.0℃/sec以上の冷却速度が必要である。 これは上記冷却速度以下では析出物が時効処
理以前に析出を始め、その析出物が凝集粗大化
するために時効処理を施しても十分な強度が得
られないからである。 第5図は、3.5%Ni、1.2%Si、1.0%Co、0.8
%Al、0.35%Cr、0.5%Zrを含有し残部実質的
にCuからなるインゴツトに80%熱間加工を施
し、900℃に保持して固溶体化処理して後、400
℃まで平均冷却速度を種々変えて冷却し、次い
で400℃〜600℃の範囲で時効処理をした各試料
について硬さを調査し、縦軸に硬さ、横軸に時
効温度をとり、各試料毎の「硬さ−時効温度」
曲線を示したもので、同図から前記冷却速度が
強度を示すパラメータとしての硬さに及ぼす影
響が明らかであり、1.0℃/sec以下の冷却速度
の場合は強度不足となることが判る。 時効温度は第5図から明らかなように450℃
〜550℃の範囲が強度確保のために必要であり、
450℃未満での時効処理では析出が不十分で必
要強度が得られず、550℃を越える場合は過時
効現象となり強度の低下を招来する。 次に本発明の具体的実施例を比較例と共に示
す。 具体的実施例 1 下記第1表は組成を特定範囲内で種々変えた本
発明の実施例と各種の比較例について、引張強
さ、硬さ、熱間絞り(800℃)を比較したもので
ある。 本発明の実施例(No.1〜7)は溶製した各イン
ゴツトに対して、750℃〜950℃で80%熱間加工を
施して後、900℃に保持して固溶体化処理を行い、
次いで2.5℃/secの冷却速度で冷却し、500℃で
時効処理したものである。 比較例のうちNo.10は上記実施例と同様の処理を
示しているが、No.8、9、11〜15は熱間加工がで
きないため、同加工を行わず熱間加工以外の熱処
理については実施例と同一条件で行つた。
【表】
* 熱間加工ができないため、インゴツト材を熱処理
したものについての試験値。
第1表において比較例のNo.8及び9はZr及び
Crがそれぞれ単独で添加されている例であり、
実施例のNo.4及び5と比較して熱間絞りが小さく
熱間加工が困難である。 比較例のNo.11〜14は本発明で必須とする元素が
含まれていないため、熱間絞りが著しく小さい。 比較例No.14と実施例のNo.7とを比較した場合、
Ni量の多いNo.14の熱伝導度が小さい。 比較例No.10及び9と実施例No.5及び1とを比較
した場合、必須元素が特定範囲を越える比較例で
は熱伝導度が小さくなつている。 強度においては、比較例No.10が実施例に匹敵す
る値を示しているものゝ、他の比較例は総て実施
例より劣つている。 具体的実施例 2 第2表は、3.5%Ni、0.9%Si、1.0%Co、0.8%
Al、0.35%Cr、0.1%Zr、残部実質的にCuからな
るインゴツトを各種条件で処理し製造したものに
ついて、引張強さ及び結晶粒度を調査した結果を
示している。
したものについての試験値。
第1表において比較例のNo.8及び9はZr及び
Crがそれぞれ単独で添加されている例であり、
実施例のNo.4及び5と比較して熱間絞りが小さく
熱間加工が困難である。 比較例のNo.11〜14は本発明で必須とする元素が
含まれていないため、熱間絞りが著しく小さい。 比較例No.14と実施例のNo.7とを比較した場合、
Ni量の多いNo.14の熱伝導度が小さい。 比較例No.10及び9と実施例No.5及び1とを比較
した場合、必須元素が特定範囲を越える比較例で
は熱伝導度が小さくなつている。 強度においては、比較例No.10が実施例に匹敵す
る値を示しているものゝ、他の比較例は総て実施
例より劣つている。 具体的実施例 2 第2表は、3.5%Ni、0.9%Si、1.0%Co、0.8%
Al、0.35%Cr、0.1%Zr、残部実質的にCuからな
るインゴツトを各種条件で処理し製造したものに
ついて、引張強さ及び結晶粒度を調査した結果を
示している。
【表】
【表】
第2表において本発明の実施例(No.1〜7)は
本発明特定の範囲内の条件で処理されたものであ
り、比較例は上記特定範囲を逸脱する部分を有す
る条件で処理されている。 比較例No.13の場合、熱間加工温度が低いため熱
間割れを生じている。 比較例No.14と実施例No.2を比較した場合、No.14
の冷却速度が小さくかつ熱間加工率が小さいた
め、強度が小さくまた結晶粒が大きい。 比較例No.10は冷却速度が小さいため強度が十分
でなく、冷却速度として少なくとも1.0℃/secが
必要である。 比較例No.11及び12は固溶体化温度が低いため、
実施例No.3及びNo.4と比較して強度が低く、同処
理温度としては800℃以上の温度が必要であるこ
とが判る。 また950℃を越える場合は固溶体化処理時に変
形を生じるようになる。 比較例No.8及び9を実施例No.2と比較した場
合、比較例は時効温度が適当でないため強度が低
く、時効温度としては450℃〜550℃が必要であ
る。 (発明の効果) 以上の通り本発明合金は適切な成分の組合せ及
び材質調整を処理方法とにより、高い熱伝導性を
有すると共に高強度及び優れた鏡面性を具え、従
来プラスチツク金型用銅合金が高熱伝導度を有す
るものゝ強度不足でありかつ粗大結晶粒による鏡
面性の問題を見事に解決しているのである。 すなわち本発明合金は引張強さ60Kgf/mm2以
上、熱伝導度0.20cal/sec.cm以上を有するもので
あり、このことは従来の鋼系金型材に比しプラス
チツク成形サイクルを3倍とすることを可能にし
ているのである。 また前記高熱伝導度を有する銅合金と比べて金
型としての寿命は2倍に達しており成形能率及び
金型寿命の延長に大きく寄与するものであり、そ
の工業的価値は著大である。
本発明特定の範囲内の条件で処理されたものであ
り、比較例は上記特定範囲を逸脱する部分を有す
る条件で処理されている。 比較例No.13の場合、熱間加工温度が低いため熱
間割れを生じている。 比較例No.14と実施例No.2を比較した場合、No.14
の冷却速度が小さくかつ熱間加工率が小さいた
め、強度が小さくまた結晶粒が大きい。 比較例No.10は冷却速度が小さいため強度が十分
でなく、冷却速度として少なくとも1.0℃/secが
必要である。 比較例No.11及び12は固溶体化温度が低いため、
実施例No.3及びNo.4と比較して強度が低く、同処
理温度としては800℃以上の温度が必要であるこ
とが判る。 また950℃を越える場合は固溶体化処理時に変
形を生じるようになる。 比較例No.8及び9を実施例No.2と比較した場
合、比較例は時効温度が適当でないため強度が低
く、時効温度としては450℃〜550℃が必要であ
る。 (発明の効果) 以上の通り本発明合金は適切な成分の組合せ及
び材質調整を処理方法とにより、高い熱伝導性を
有すると共に高強度及び優れた鏡面性を具え、従
来プラスチツク金型用銅合金が高熱伝導度を有す
るものゝ強度不足でありかつ粗大結晶粒による鏡
面性の問題を見事に解決しているのである。 すなわち本発明合金は引張強さ60Kgf/mm2以
上、熱伝導度0.20cal/sec.cm以上を有するもので
あり、このことは従来の鋼系金型材に比しプラス
チツク成形サイクルを3倍とすることを可能にし
ているのである。 また前記高熱伝導度を有する銅合金と比べて金
型としての寿命は2倍に達しており成形能率及び
金型寿命の延長に大きく寄与するものであり、そ
の工業的価値は著大である。
第1図はNi量と熱伝導度の関係を示すグラフ、
第2図はAl量と、熱伝導度の関係を示すグラフ、
第3図は熱間加工率と結晶粒度との関係を示すグ
ラフ、第4図は本発明合金実施例インゴツト材と
比較例インゴツト材の高温特性を示すグラフ。第
5図は平均冷却速度の影響及び時効特性(硬さ)
との関係を示すグラフである。
第2図はAl量と、熱伝導度の関係を示すグラフ、
第3図は熱間加工率と結晶粒度との関係を示すグ
ラフ、第4図は本発明合金実施例インゴツト材と
比較例インゴツト材の高温特性を示すグラフ。第
5図は平均冷却速度の影響及び時効特性(硬さ)
との関係を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 重量百分率で、Ni2.0〜5.0%、Si0.5〜2.0%、
Co0.5〜2.0%、Zr0.01〜0.5%、Cr0.1〜0.5%、
Al0.5〜1.5%を含有し、残部実質的にCuからなる
ことを特徴とするプラスチツク金型用銅合金。 2 重量百分率で、Ni2.0〜5.0%、Si0.5〜2.0%、
Co0.5〜2.0%、Zr0.01〜0.5%、Cr0.1〜0.5%、
Al0.5〜1.5%を含有し、残部実質的にCuからなり
溶製された銅合金を、750℃〜950℃で加工率60%
以上の熱間加工を施して後、800℃〜950℃に保持
して固溶体化処理を行い、同処理後1.0℃/sec以
上の冷却速度で冷却し、450℃〜550℃で時効処理
を施すことを特徴とするプラスチツク金型用銅合
金の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1649186A JPH0238653B2 (ja) | 1986-01-27 | 1986-01-27 | Purasuchitsukukanagatayodogokinoyobisonoseizohoho |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1649186A JPH0238653B2 (ja) | 1986-01-27 | 1986-01-27 | Purasuchitsukukanagatayodogokinoyobisonoseizohoho |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62174341A JPS62174341A (ja) | 1987-07-31 |
JPH0238653B2 true JPH0238653B2 (ja) | 1990-08-31 |
Family
ID=11917758
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1649186A Expired - Lifetime JPH0238653B2 (ja) | 1986-01-27 | 1986-01-27 | Purasuchitsukukanagatayodogokinoyobisonoseizohoho |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0238653B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH07116540B2 (ja) * | 1990-08-03 | 1995-12-13 | 株式会社日立製作所 | プラスチック成形用金型材料 |
JP3303623B2 (ja) * | 1995-09-22 | 2002-07-22 | 三菱マテリアル株式会社 | 製鋼連続鋳造用銅合金モールド素材の製造方法およびそれにより製造されたモールド |
JP4440313B2 (ja) * | 2008-03-31 | 2010-03-24 | 日鉱金属株式会社 | 電子材料用Cu−Ni−Si−Co−Cr系合金 |
WO2012081573A1 (ja) * | 2010-12-13 | 2012-06-21 | 国立大学法人東北大学 | 銅合金及び銅合金の製造方法 |
JP6600401B1 (ja) * | 2018-10-11 | 2019-10-30 | 三芳合金工業株式会社 | 時効硬化型銅合金の製造方法 |
JP7215735B2 (ja) * | 2019-10-03 | 2023-01-31 | 三芳合金工業株式会社 | 時効硬化型銅合金 |
CN115198140A (zh) * | 2021-04-13 | 2022-10-18 | 美的集团股份有限公司 | 一种铜合金及其应用 |
-
1986
- 1986-01-27 JP JP1649186A patent/JPH0238653B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS62174341A (ja) | 1987-07-31 |
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