JPH03100137A - 金型用アルミニウム合金材料 - Google Patents
金型用アルミニウム合金材料Info
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- JPH03100137A JPH03100137A JP23582189A JP23582189A JPH03100137A JP H03100137 A JPH03100137 A JP H03100137A JP 23582189 A JP23582189 A JP 23582189A JP 23582189 A JP23582189 A JP 23582189A JP H03100137 A JPH03100137 A JP H03100137A
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Landscapes
- 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]
本発明は複雑な形状をもった部品を成形するときの金型
用材料に関するもので、特にプラスチック、ゴム、金属
、またはセラミックスなどの粉末射出成形金型として使
用されるアルミニウム合金材料に関するものである。
用材料に関するもので、特にプラスチック、ゴム、金属
、またはセラミックスなどの粉末射出成形金型として使
用されるアルミニウム合金材料に関するものである。
[従来の技術]
プラスチックの射出成形用金型やブロー成形用金型は、
一般に鉄鋼材料が用いられている。
一般に鉄鋼材料が用いられている。
しかし、多量生産を必要としない金型は、アルミニウム
合金が使用されている。
合金が使用されている。
アルミニウム合金製の金型は、耐摩耗性、耐軟化性、高
温強度が鉄鋼材料に較べ劣るため、金型寿命は短いが、
次にあげる利点があるので、好んで使用されてきた。
温強度が鉄鋼材料に較べ劣るため、金型寿命は短いが、
次にあげる利点があるので、好んで使用されてきた。
■ 切削性が良好なため型はり加工速度が早く、型製作
時間が短い。また、機械加工時の工具の寿命が長い。
時間が短い。また、機械加工時の工具の寿命が長い。
■ 比重が小さいため、金型の製作、取付けなどのハン
ドリングが容易である。
ドリングが容易である。
■ 耐食性が良好なため、休止時の保守管理が容易であ
る。
る。
■ 熱伝導度が高いため、金型として冷却能が高く、成
形サイクルの短縮がはかれる。
形サイクルの短縮がはかれる。
アルミニウム合金の種類は強度を必要とするのでJIS
合金では7075.7079などのAl−Zn−Mg−
Cu合金が用いられてきた。
合金では7075.7079などのAl−Zn−Mg−
Cu合金が用いられてきた。
前述のようにアルミニウム合金金型は、アルミニウム合
金中で、強度や耐摩耗性に優れた合金を使用しているが
、鉄鋼材料に比較すると金型寿命が短い。たとえば、鉄
鋼材料金型では10万ショット以上型打ち可能であるが
、アルミニウム合金金型では3000〜5000ショッ
ト位である。このためにアルミニウム合金金型は寿命の
短い簡易型の金型として用いられるのみであった。また
、鉄鋼材料とアルミニウム合金との金型寿命は約30倍
も差があり、アルミニウム合金金型の優位性を生かすこ
とができなかった。
金中で、強度や耐摩耗性に優れた合金を使用しているが
、鉄鋼材料に比較すると金型寿命が短い。たとえば、鉄
鋼材料金型では10万ショット以上型打ち可能であるが
、アルミニウム合金金型では3000〜5000ショッ
ト位である。このためにアルミニウム合金金型は寿命の
短い簡易型の金型として用いられるのみであった。また
、鉄鋼材料とアルミニウム合金との金型寿命は約30倍
も差があり、アルミニウム合金金型の優位性を生かすこ
とができなかった。
アルミニウム合金で鉄鋼の1710以上の寿命をもつも
のが開発されることが望まれており、本発明者らは「粉
末冶金法でSLを15〜40%、Cuを10%以下含有
し、Si粒子の平均径を10μ−以下としたアルミニウ
ム合金材料」を提案した(特願昭63−56288)。
のが開発されることが望まれており、本発明者らは「粉
末冶金法でSLを15〜40%、Cuを10%以下含有
し、Si粒子の平均径を10μ−以下としたアルミニウ
ム合金材料」を提案した(特願昭63−56288)。
[発明が解決しようとする課題]
前述したようにアルミニウム合金で製作された金型は、
鉄鋼材料に比べ寿命が短いことから、簡易型の金型とし
て用いられていた。しかし、アルミニウム合金の改良に
よりアルミニウム合金の寿命が長くなったこと、切削性
が良好な点から複雑な形状をもった金型に使用されるよ
うになった。例えば、第1図に示すようなスイッチボッ
クスのようなプラスチック成形体は、軽量化のため、四
隅に設けたボルト穴は、ボックスの側壁に一体化したも
のから独立した円筒を直立させ、減肉化を図っている。
鉄鋼材料に比べ寿命が短いことから、簡易型の金型とし
て用いられていた。しかし、アルミニウム合金の改良に
よりアルミニウム合金の寿命が長くなったこと、切削性
が良好な点から複雑な形状をもった金型に使用されるよ
うになった。例えば、第1図に示すようなスイッチボッ
クスのようなプラスチック成形体は、軽量化のため、四
隅に設けたボルト穴は、ボックスの側壁に一体化したも
のから独立した円筒を直立させ、減肉化を図っている。
このためには金型の下型(雄型)は、第2図に示すよう
に薄肉のリブが片持梁的に直立したものとなっている。
に薄肉のリブが片持梁的に直立したものとなっている。
このような金型にプラスチック溶融物を射出すると、薄
肉リブは曲げ荷重を受け、これの付は根が折損すること
となる。
肉リブは曲げ荷重を受け、これの付は根が折損すること
となる。
そこで本発明の目的は、先に提案した「粉末冶金法でS
iを15〜40%、Cuを10%以下含有し、Si粒子
の平均径を10μ厘以下としたアルミニウム合金材料」
を改良し、このような薄肉部が折損することのないアル
ミニウム合金金型材料を提供するものである。
iを15〜40%、Cuを10%以下含有し、Si粒子
の平均径を10μ厘以下としたアルミニウム合金材料」
を改良し、このような薄肉部が折損することのないアル
ミニウム合金金型材料を提供するものである。
[課題を解決するための手段]
以上の問題点を解決するため、アルミニウム合金の成分
組成、溶製条件、熱処理条件および金属組織などを種々
変化させながら、強度、耐摩耗性、切削性(表面あらさ
)などへの影響について検討した結果、粉末成形による
Al合金において少な(ともSi及びCuを合金成分と
して含有させ、かつ、Siの粒径を特定範囲に保持する
ことが有効であることを見出し、本発明を完成した。
組成、溶製条件、熱処理条件および金属組織などを種々
変化させながら、強度、耐摩耗性、切削性(表面あらさ
)などへの影響について検討した結果、粉末成形による
Al合金において少な(ともSi及びCuを合金成分と
して含有させ、かつ、Siの粒径を特定範囲に保持する
ことが有効であることを見出し、本発明を完成した。
すなわち、第1の発明は重量%でSt 5〜11.5
%、Cu 0.5〜10%、セラミックス粒子0.5
〜5%を含有し、残部Alおよび不可避的不純物からな
る成分組成の粉末成形により得られたアルミニウム合金
であって、かつ、セラミックス粒子の平均径がOJ〜1
0μ曽であることを特徴とするアルミニウム合金材料で
ある。
%、Cu 0.5〜10%、セラミックス粒子0.5
〜5%を含有し、残部Alおよび不可避的不純物からな
る成分組成の粉末成形により得られたアルミニウム合金
であって、かつ、セラミックス粒子の平均径がOJ〜1
0μ曽であることを特徴とするアルミニウム合金材料で
ある。
第2の発明は重量%でSi5〜11.5%、CuO15
〜10%Mg0.3〜6%、セラミックス粒子0.5〜
5%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなる成
分組成の粉末成形により得られたアルミニウム合金であ
って、かつ、セラミックス粒子の平均粒径が0.3〜I
Oμmであることを特徴とするアルミニウム合金材料で
ある。
〜10%Mg0.3〜6%、セラミックス粒子0.5〜
5%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなる成
分組成の粉末成形により得られたアルミニウム合金であ
って、かつ、セラミックス粒子の平均粒径が0.3〜I
Oμmであることを特徴とするアルミニウム合金材料で
ある。
第3の発明は重量%でSi 5〜11.5%、CuO
15〜10%、セラミックス粒子0.5〜5%を含有し
、さらにFe、MnおよびN1からなる群から選ばれた
金属の1種または2種以上を単独または合計で0.3〜
B%含有し、残部Alおよび不可避的不純物からなる成
分組成の粉末成形により得られたアルミニウム合金であ
って、かつ、セラミックス粒子及び金属間化合物粒子の
平均径が0.3〜10μ−であることを特徴とするアル
ミニウム合金材料である。
15〜10%、セラミックス粒子0.5〜5%を含有し
、さらにFe、MnおよびN1からなる群から選ばれた
金属の1種または2種以上を単独または合計で0.3〜
B%含有し、残部Alおよび不可避的不純物からなる成
分組成の粉末成形により得られたアルミニウム合金であ
って、かつ、セラミックス粒子及び金属間化合物粒子の
平均径が0.3〜10μ−であることを特徴とするアル
ミニウム合金材料である。
さらに第4の発明は重量%でSi 5〜11.5%、
Cu 0.5〜10%Mg0.3〜6%、セラミック
ス粒子0.5〜5%を含有し、さらに、Fe。
Cu 0.5〜10%Mg0.3〜6%、セラミック
ス粒子0.5〜5%を含有し、さらに、Fe。
Mn及びNiからなる群から選ばれた金属の1種又は2
種以上を単独または合計で0.3〜6%含有し、残部A
l及び不可避的不純物からなる成分組成の粉末成形によ
り得られたアルミニウム合金であって、かつ、セラミッ
クス粒子及び金属間化合物粒子の平均径が0.3〜10
μ厘であることを特徴とするアルミニウム合金材料であ
る。
種以上を単独または合計で0.3〜6%含有し、残部A
l及び不可避的不純物からなる成分組成の粉末成形によ
り得られたアルミニウム合金であって、かつ、セラミッ
クス粒子及び金属間化合物粒子の平均径が0.3〜10
μ厘であることを特徴とするアルミニウム合金材料であ
る。
次に本発明アルミニウム合金の組成の限定理由について
述べる。
述べる。
SLは、亜共晶組織として耐摩耗性と靭性を高める。又
、熱膨脹係数を下げて射出成形時の昇温時歪の発生を抑
制する。5%未満では耐摩耗性が不足する。11.5%
を越えると過共晶となり初晶Si粒子をAl基地中に分
散するため、靭性が劣り、使用時に欠けやリブ部の割れ
が生じやすくなる。
、熱膨脹係数を下げて射出成形時の昇温時歪の発生を抑
制する。5%未満では耐摩耗性が不足する。11.5%
を越えると過共晶となり初晶Si粒子をAl基地中に分
散するため、靭性が劣り、使用時に欠けやリブ部の割れ
が生じやすくなる。
Cuは、合金に時効硬化性を付与し、硬さの向上による
耐摩耗性の向上をもたらす。Cuが0.5%未満では効
果が十分でなく、10%を越えると効果が飽和するとと
もに耐食性の劣下が著しいため、0.5〜10%と定め
た。
耐摩耗性の向上をもたらす。Cuが0.5%未満では効
果が十分でなく、10%を越えると効果が飽和するとと
もに耐食性の劣下が著しいため、0.5〜10%と定め
た。
MgはCuと共存して時効硬化による硬さの向上、耐摩
耗性の向上をもたらす。Mgが045未満では効果が十
分でなく、6%を越えると効果が飽和するため、0.3
〜6%と定めた。
耗性の向上をもたらす。Mgが045未満では効果が十
分でなく、6%を越えると効果が飽和するため、0.3
〜6%と定めた。
FeSMn5Niの各成分は合金の耐熱性を高める。す
なわち、金型使用時の温度(たとえば100〜150℃
)において、硬さの低下(軟化)を抑え、また常温〜高
温の強度も高める。更に熱膨脹係数を下げ、弾性係数を
上げる効果もある。これらの成分は各単独あるいは総和
で0.3%未満の含有量では効果が十分でなく、6%を
越えると材料が脆くなり、金型の加工時または使用時に
欠けを生じやすくなる。
なわち、金型使用時の温度(たとえば100〜150℃
)において、硬さの低下(軟化)を抑え、また常温〜高
温の強度も高める。更に熱膨脹係数を下げ、弾性係数を
上げる効果もある。これらの成分は各単独あるいは総和
で0.3%未満の含有量では効果が十分でなく、6%を
越えると材料が脆くなり、金型の加工時または使用時に
欠けを生じやすくなる。
セラミックス粒子:5iCSSi3N+、Al2O3等
で合金の耐摩耗性を高める。
で合金の耐摩耗性を高める。
0.5%未満では耐摩耗性が不足し、5%を越えると材
料の靭性が劣り、使用時に欠けやリブ部の割れが生じ易
くなる。耐摩耗性の効果はSt添加よりも大きい。
料の靭性が劣り、使用時に欠けやリブ部の割れが生じ易
くなる。耐摩耗性の効果はSt添加よりも大きい。
また、セラミックス粒子及び金属間化合物の粒子の平均
径は、0.3μ禦未満では耐摩耗性が不足し、10μm
を越えると切削加工工具のチッピングや摩耗が生じやす
く、また被加工面の面粗度が粗くなる。
径は、0.3μ禦未満では耐摩耗性が不足し、10μm
を越えると切削加工工具のチッピングや摩耗が生じやす
く、また被加工面の面粗度が粗くなる。
本発明のアルミニウム合金の製造は、各種の方法がある
が、一般に次のような方法で製造する。すなわち、前述
の組成のアルミニウム合金を溶解した後、溶湯を急冷凝
固させる。通常は100℃/秒以上の冷却速度で冷却さ
れる。具体的にはアトマイズ法やスプラットクーリング
法が適用される。こうして得た粉末を(a)予備圧縮−
加熱真空脱ガス−押出、(b)予備圧縮−加熱真空脱ガ
ス−ホットプレス、(C)予備圧縮−容器封入−加熱真
空脱ガスーホットブレスー容器除去−押出、(d)予備
圧縮−加熱−押出、(e)予備圧縮−容器封入−加熱真
空脱ガスーHIP(高温等方圧圧縮)などの工程により
固化成形する。具体的には(a)の方法ではCIPまた
は金型圧縮によりアルミニウム合金粉末を真密度の60
〜90%程度まで予備圧縮した後、300〜550℃に
加熱しながら真空排気を行い脱ガスを行う。脱ガス時に
加熱温度が300℃未満の場合、脱ガスが不十分となり
最終製品に膨れが生じたり、気孔が生ずる。550℃を
越えるとSi粒子が成長し粗大になる。こうして脱ガス
が行われた予備圧縮品(ビレット)を300〜520℃
の温度に加熱し、押出を行う。予備圧縮を省略しても品
質に影響しない。脱ガス、熱間加工時の真空シールは、
粉末の容器装入や治工具のシールによって行う。
が、一般に次のような方法で製造する。すなわち、前述
の組成のアルミニウム合金を溶解した後、溶湯を急冷凝
固させる。通常は100℃/秒以上の冷却速度で冷却さ
れる。具体的にはアトマイズ法やスプラットクーリング
法が適用される。こうして得た粉末を(a)予備圧縮−
加熱真空脱ガス−押出、(b)予備圧縮−加熱真空脱ガ
ス−ホットプレス、(C)予備圧縮−容器封入−加熱真
空脱ガスーホットブレスー容器除去−押出、(d)予備
圧縮−加熱−押出、(e)予備圧縮−容器封入−加熱真
空脱ガスーHIP(高温等方圧圧縮)などの工程により
固化成形する。具体的には(a)の方法ではCIPまた
は金型圧縮によりアルミニウム合金粉末を真密度の60
〜90%程度まで予備圧縮した後、300〜550℃に
加熱しながら真空排気を行い脱ガスを行う。脱ガス時に
加熱温度が300℃未満の場合、脱ガスが不十分となり
最終製品に膨れが生じたり、気孔が生ずる。550℃を
越えるとSi粒子が成長し粗大になる。こうして脱ガス
が行われた予備圧縮品(ビレット)を300〜520℃
の温度に加熱し、押出を行う。予備圧縮を省略しても品
質に影響しない。脱ガス、熱間加工時の真空シールは、
粉末の容器装入や治工具のシールによって行う。
(b)の方法は押出に代えてホットプレス(300〜5
50℃で据え込み圧縮すること)によりビレットを緻密
化したもの、(C)はホットプレスの後容器を切削除去
し押出したもの、(d)は予備圧縮後空気中、真空中ま
たはN2、Ar等のガス中で加熱して脱ガスし、その後
押出するもの、(e)は押出やホットプレスに代えてH
IP処理によりアルミニウム合金材を得るものである。
50℃で据え込み圧縮すること)によりビレットを緻密
化したもの、(C)はホットプレスの後容器を切削除去
し押出したもの、(d)は予備圧縮後空気中、真空中ま
たはN2、Ar等のガス中で加熱して脱ガスし、その後
押出するもの、(e)は押出やホットプレスに代えてH
IP処理によりアルミニウム合金材を得るものである。
金型のサイズが大きく、大寸法の材料が必要なときは、
上記のいずれかの工程、中でも (b)のホットプレス
や(e)のHIPにより固化成形した後、鍛造や圧延に
より延ばして大寸法の材料とする。
上記のいずれかの工程、中でも (b)のホットプレス
や(e)のHIPにより固化成形した後、鍛造や圧延に
より延ばして大寸法の材料とする。
このようにして製造した合金材は従来の金型用アルミニ
ウム合金材より耐摩耗性、強度および硬度、耐熱性にす
ぐれ、熱膨張係数が低く、弾性係数が高いなどの特性を
有し、かつ靭性も同等であり、薄肉の長いリブ部を有す
る金型用材料として最適である。
ウム合金材より耐摩耗性、強度および硬度、耐熱性にす
ぐれ、熱膨張係数が低く、弾性係数が高いなどの特性を
有し、かつ靭性も同等であり、薄肉の長いリブ部を有す
る金型用材料として最適である。
金型の設計変更を行う場合、あるいは誤って深彫りした
場合には溶接により肉盛りすることも可能である。溶接
方法としてはTIGSMIGなども可能であるが、でき
れば溶接面積を小さくできる電子ビーム溶接あるいはプ
ラズマアーク溶接などが望ましい。溶加棒としてはBA
4043、B A 4045、B A 4145、B
A 4047、BA4003、B A 4004、BA
4005、B A 4NO4などが用いられる。なお、
溶接を行う場合には、粉末の固化成形時に脱ガス温度を
高くし、あるいは脱ガス時間を長くし、材料中の水素量
を0.5ec7100gA I以下、望ましくは0.3
cc/100gA 1以下とするのがよい。この際脱ガ
ス温度は490〜550℃とするのが望ましい。
場合には溶接により肉盛りすることも可能である。溶接
方法としてはTIGSMIGなども可能であるが、でき
れば溶接面積を小さくできる電子ビーム溶接あるいはプ
ラズマアーク溶接などが望ましい。溶加棒としてはBA
4043、B A 4045、B A 4145、B
A 4047、BA4003、B A 4004、BA
4005、B A 4NO4などが用いられる。なお、
溶接を行う場合には、粉末の固化成形時に脱ガス温度を
高くし、あるいは脱ガス時間を長くし、材料中の水素量
を0.5ec7100gA I以下、望ましくは0.3
cc/100gA 1以下とするのがよい。この際脱ガ
ス温度は490〜550℃とするのが望ましい。
[実施M]
以下に実施例を挙げ、本発明をさらに詳細に説明する。
実施例1
第1表に示すNo、1〜N o、34の合金を溶解し、
エアアトマイズにより急冷凝固粉末を作成した。
エアアトマイズにより急冷凝固粉末を作成した。
得られた粉末を粒径297μ以下に分級した後、No、
18以外の粉末には平均粒径0.2〜13μlのSiC
粒子を0.2〜8%加え、混合した。混合粉末をCIP
により真密度の70〜75%まで予備圧縮し、Al容器
に挿入して加熱しながら真空脱ガスを行った。加熱温度
は500℃とした。このようにして得たビレットを39
0℃に加熱し、押出比14にて押出し、外径40層層の
棒を得た。これらNo、1〜No、34の押出棒に50
0℃X2hr−*水冷→175℃X 8hrの熱処理を
行った。
18以外の粉末には平均粒径0.2〜13μlのSiC
粒子を0.2〜8%加え、混合した。混合粉末をCIP
により真密度の70〜75%まで予備圧縮し、Al容器
に挿入して加熱しながら真空脱ガスを行った。加熱温度
は500℃とした。このようにして得たビレットを39
0℃に加熱し、押出比14にて押出し、外径40層層の
棒を得た。これらNo、1〜No、34の押出棒に50
0℃X2hr−*水冷→175℃X 8hrの熱処理を
行った。
第1表のNo、35の合金は溶解後外径150amの鋳
塊を作成し、これを上記と同条件で押出した。
塊を作成し、これを上記と同条件で押出した。
押出棒について470℃X 2hr→水冷→115℃X
7hr −−175℃X 8hrの条件で熱処理(T7
3処理)を行つた。
7hr −−175℃X 8hrの条件で熱処理(T7
3処理)を行つた。
以上の材料について、ミクロ組織における粒子径(S
i C粒子、Al−5i−Fe系化合物粒子、AlAl
−3i−系化合物粒子、Al−Ni系化合物粒子などす
べての粒子の平均直径)、常温硬さ(ロックウェルBス
ケール)、150℃加熱後の常温硬さ(ロックウェルロ
スケール)、常温引張強さ、150℃で100hr保持
した後の150℃での引張強さ、大越式摩耗試験(乾式
、−荷重2.1kg 、摩擦距離6001、相手材55
00)における比摩耗量、パフ研磨後の表面粗さ(R,
、、) シャルピー衝撃値(平滑材、T6)及び金型
として射出成形したときの摩耗発生までのショツト数又
は薄肉リブに折損が発生するまでのショツト数を測定し
た。
i C粒子、Al−5i−Fe系化合物粒子、AlAl
−3i−系化合物粒子、Al−Ni系化合物粒子などす
べての粒子の平均直径)、常温硬さ(ロックウェルBス
ケール)、150℃加熱後の常温硬さ(ロックウェルロ
スケール)、常温引張強さ、150℃で100hr保持
した後の150℃での引張強さ、大越式摩耗試験(乾式
、−荷重2.1kg 、摩擦距離6001、相手材55
00)における比摩耗量、パフ研磨後の表面粗さ(R,
、、) シャルピー衝撃値(平滑材、T6)及び金型
として射出成形したときの摩耗発生までのショツト数又
は薄肉リブに折損が発生するまでのショツト数を測定し
た。
金型の摩耗は樹脂溶融物が高速で射出されるので、この
通路部が損耗する。通路幅が約2μ■広くなると、樹脂
の流通が悪くなるので、これを測定し、寿命の判定とし
た。
通路部が損耗する。通路幅が約2μ■広くなると、樹脂
の流通が悪くなるので、これを測定し、寿命の判定とし
た。
結果は第2表の通りである。本発明合金No。
1〜No、15の場合、比摩耗量が小さく、特に707
5 (N o、35)より大幅に小さい。また表面粗さ
は7075と同程度に小さく、表面仕上げ性が良好であ
る。更に、シャルピー衝撃値は7075よりも高(、第
1図に示すような・金型のリブ部に割れが発生しに<<
、射出成形のショツト数を増すことができた。又、No
、1〜No、15の中では、Mgを含まないNo、1〜
No、3とMgを含むNo、4、No、5を比較すると
Mgの添加により硬さが増す傾向が示されており、また
Fe。
5 (N o、35)より大幅に小さい。また表面粗さ
は7075と同程度に小さく、表面仕上げ性が良好であ
る。更に、シャルピー衝撃値は7075よりも高(、第
1図に示すような・金型のリブ部に割れが発生しに<<
、射出成形のショツト数を増すことができた。又、No
、1〜No、15の中では、Mgを含まないNo、1〜
No、3とMgを含むNo、4、No、5を比較すると
Mgの添加により硬さが増す傾向が示されており、また
Fe。
Mn、Niを含むNo、6〜No、15はこれらを含ま
ないNo、1〜No、5より加熱後の硬さおよび150
℃の引張強さが高い。
ないNo、1〜No、5より加熱後の硬さおよび150
℃の引張強さが高い。
比較合金No、18は5ifiが少ないため比摩耗量が
大きく、No、17はSi量が多いために金型のリブが
折損した。No、18は、sicを加えずSi量が多い
ので、シャルピー衝撃値が小さく、金型のリブ部に折損
が生じた。No、19はSiC量が少ないため比摩耗量
が大きく、No、20はSiC量が多いためシャルピー
衝撃値が小さく、表面粗さが大きい。N o、21はC
u量が少ないため硬さ及び引張強さが低く、比摩耗量も
大きい。
大きく、No、17はSi量が多いために金型のリブが
折損した。No、18は、sicを加えずSi量が多い
ので、シャルピー衝撃値が小さく、金型のリブ部に折損
が生じた。No、19はSiC量が少ないため比摩耗量
が大きく、No、20はSiC量が多いためシャルピー
衝撃値が小さく、表面粗さが大きい。N o、21はC
u量が少ないため硬さ及び引張強さが低く、比摩耗量も
大きい。
No、22はCu量をNo、23はMgjlをそれぞれ
多くしたものであるが、その高強度があられれず、折損
が生じた。No、24〜2gは、F e s M n
sNi量が単独又は合計で多すぎるため、金型の切削加
工時に欠損が生じやすく、又折損が生じた。N o、2
9.31はセラミックス量が少なく、金型の摩耗で寿命
となった。又、N o、30、セラミックス粒子の大き
さが大きく、金型の摩耗で寿命となった。N o、33
は、セラミックス粒子の大きさが小さく、金型の摩耗で
寿命となった。
多くしたものであるが、その高強度があられれず、折損
が生じた。No、24〜2gは、F e s M n
sNi量が単独又は合計で多すぎるため、金型の切削加
工時に欠損が生じやすく、又折損が生じた。N o、2
9.31はセラミックス量が少なく、金型の摩耗で寿命
となった。又、N o、30、セラミックス粒子の大き
さが大きく、金型の摩耗で寿命となった。N o、33
は、セラミックス粒子の大きさが小さく、金型の摩耗で
寿命となった。
N o、30.32.34は、セラミックス粒子の大き
さが大きいために切削時の表面粗さが大きく金型材料に
適さないものとなった。N o、35は、従来使用され
ていた7075の溶融鋳造材であるが、耐摩耗性が充分
でない。
さが大きいために切削時の表面粗さが大きく金型材料に
適さないものとなった。N o、35は、従来使用され
ていた7075の溶融鋳造材であるが、耐摩耗性が充分
でない。
Il1表
第1表つづき
第2表つづき
第2表
第2表つづき
第2図は第1図に示す成形品を成形するための金型(雄
型) [発明の効果] (1)以上説明したように、本発明のアルミニウム合金
材料は、アルミニウム合金が持つ機械加工性、軽量性、
耐食性、熱伝導性、表面処理性(アルマイト処理性)、
溶接性などの利点を損なうことなく、耐摩耗性、耐熱性
、及び靭性が向上しており、プラスチック、ゴム、金属
粉末、セラミック粉末等の成形用金型に好適で、その使
用寿命を著しく改善することができる。
型) [発明の効果] (1)以上説明したように、本発明のアルミニウム合金
材料は、アルミニウム合金が持つ機械加工性、軽量性、
耐食性、熱伝導性、表面処理性(アルマイト処理性)、
溶接性などの利点を損なうことなく、耐摩耗性、耐熱性
、及び靭性が向上しており、プラスチック、ゴム、金属
粉末、セラミック粉末等の成形用金型に好適で、その使
用寿命を著しく改善することができる。
第1図は本発明の金型により成形した部品の斜視図、
Claims (4)
- (1)重量%でSi5〜11.5%、Cu0.5〜10
%セラミックス粒子0.5〜5%を含有し、残部Al及
び不可避的不純物からなる成分組成の粉末成形により得
られたアルミニウム合金であって、かつ、セラミックス
粒子の平均径が0.3〜10μmであることを特徴とす
る耐摩耗性と靭性に優れたプラスチック成形金型用アル
ミニウム合金材料。 - (2)重量%でSi5〜11.5%、Cu0.5〜10
%Mg0.3〜6%、セラミックス粒子0.5〜5%を
含有し、残部Alおよび不可避的不純物からなる成分組
成の粉末成形により得られたアルミニウム合金であって
、かつ、セラミックス粒子の平均径が0.3〜10μm
であることを特徴とする耐摩耗性と靭性に優れたプラス
チック成形金型用アルミニウム合金材料。 - (3)重量%でSi5〜11.5%、Cu0.5〜10
%、セラミックス粒子0.5〜5%を含有し、さらにF
e、MnおよびNiからなる群から選ばれた金属の1種
または2種以上を単独および合計で0.3〜6%含有し
、残部Al及び不可避的不純物からなる成分組成の粉末
成形により得られたアルミニウム合金であって、かつ、
セラミックス粒子及び金属間化合物粒子の平均径が0.
3〜10μであることを特徴とする耐摩耗性、耐熱性及
び靭性に優れたプラスチック成形金型用アルミニウム合
金材料。 - (4)重量%でSi5〜11.5%、Cu0.5〜10
%、Mg0.3〜6%、セラミックス粒子0.5〜5%
を含有し、さらにFe、MnおよびNiからなる群から
選ばれた金属の1種または2種以上を単独および合計で
0.3〜6%含有し、残部Alおよび不可避的不純物か
らなる成分組成の粉末成形により得られたアルミニウム
合金であって、かつ、セラミックス粒子及び金属間化合
物粒子の平均径が0.3〜10μmであることを特徴と
する耐摩耗性、耐熱性及び靭性に優れたプラスチック成
形金型用アルミニウム合金材料。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23582189A JPH03100137A (ja) | 1989-09-13 | 1989-09-13 | 金型用アルミニウム合金材料 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23582189A JPH03100137A (ja) | 1989-09-13 | 1989-09-13 | 金型用アルミニウム合金材料 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03100137A true JPH03100137A (ja) | 1991-04-25 |
Family
ID=16991758
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP23582189A Pending JPH03100137A (ja) | 1989-09-13 | 1989-09-13 | 金型用アルミニウム合金材料 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH03100137A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN102808119A (zh) * | 2012-09-07 | 2012-12-05 | 重庆大学 | 一种轻质高温耐磨铝合金 |
JP2018070930A (ja) * | 2016-10-27 | 2018-05-10 | 株式会社リケン | アルミニウム合金部材 |
-
1989
- 1989-09-13 JP JP23582189A patent/JPH03100137A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN102808119A (zh) * | 2012-09-07 | 2012-12-05 | 重庆大学 | 一种轻质高温耐磨铝合金 |
JP2018070930A (ja) * | 2016-10-27 | 2018-05-10 | 株式会社リケン | アルミニウム合金部材 |
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