JPH02197542A - 高硬度プラスチック金型用銅合金とその製造方法 - Google Patents
高硬度プラスチック金型用銅合金とその製造方法Info
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- JPH02197542A JPH02197542A JP1484889A JP1484889A JPH02197542A JP H02197542 A JPH02197542 A JP H02197542A JP 1484889 A JP1484889 A JP 1484889A JP 1484889 A JP1484889 A JP 1484889A JP H02197542 A JPH02197542 A JP H02197542A
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- thermal conductivity
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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
（産業上の利用分野）
本発明はプラスチック金型用銅合金に係り、特に高硬度
で且つ熱伝導度が大きなプラスチック金型用銅合金及び
その製造方法に関する。 （従来の技術及び解決しようとする課題）プラスチック
成形の分野においては、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。 このような金型材料としては銅系材料、銅合金などが考
えられるが、それぞれ以下のような問題点があり、ＨＲ
Ｃ３５〜４０クラスの高硬度で且つ高熱伝導性の金型材
料が見い出されているとは云えない。 すなわち、銅系材料は、硬さは得られるものの、熱伝導
率は０ 、０６ ｃａ ｆｌ ／ ５ｅｃ−ｃｏ＋・℃
程度が限界であり、不十分である。 一方、熱伝導度が大きなプラスチック金型用銅合金は一
般に硬さが低く、比較的高硬度を達成しているアルミニ
ウム青銅系の耐摩耗材（特開昭６Ｏ−３９１４１）でも
硬さが十分でなく、しかも靭性が低く、プラスチック成
形用金型として不向きである。 本発明は、かぎる事情に鑑みてなされたものであって、
ＨＲＣ３５以上の硬さを有すると共に、０ 、０９ ｃ
ａ １２ ／ ｓｅｃ−ｃｍ・”Ｃ以上の熱伝導度を有
し、且つ所要の靭性等を備えたプラスチック成形用金型
材料を提供することを目的とするものである。 （課題を解決するための手段） 前記目的を達成するため、本発明者は、熱伝導度が大き
い銅合金に着目し、更に高硬度な銅合金を見い出すべく
鋭意研究を重ねた。その結果、成分調整と共に製造条件
を規制することにより、所期の特性を発揮し得るプラス
チック成形金型用銅合金を見い出すに至り、ここに本発
明をなしたものである。 すなわち、本発明は、ＡＱ：８〜１２％、Ｍｎニア〜１
５％、Ｓｉ：２．５〜５．０％、Ｃｏ： ０ 、１〜３
．０％及びＦｅ：０．５〜２．０％を含有し、且つ次式 ％式％ を満足し、残部がＣｕよりなることを特徴とする高硬度
プラスチック金型用銅合金を要旨とするものである。 また、該プラスチック金型用銅合金の製造方法は、上記
組成の銅合金に、加工率５０％以上の熱間加工を施し、
４００〜５５０℃にて時効処理を施すことを特徴とする
ものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 （作用） まず１本発明における化学成分の限定理由を説明する。 ＡΩニ アルミニウム青銅における主要元素であり、高硬度を得
るためにはα＋β相或いはβ単相とする必要がある。そ
のためには８％以上の含有量が必要である。しかし、１
２％を超えて含有させると脆硬なγ２相（Ｃｕ、ＡＱ）
が析出し、機械的性質、特に靭性と切欠靭性を著しく劣
化する恐れがあるので好ましくない、したがって、ＡＱ
量は８〜１２％の範囲とする。 Ｍｎ： Ｍｎは珪化物を構成する主要な元素であり、硬さの向上
及び耐摩耗性の向上に重要な役割を有し。 またＣｕ−ＡＱ系合金の高温安定相であるβ相の共析変
態（β→α＋γ２）を遅らせる働きがあり、そのような
効果は７％以上で顕著になる。しかし。 １５％を超えるとその効果は飽和するので、上限は１５
％とする。したがって、Ｍｎ量は７〜１５％の範囲とす
る。 Ｓｉ： ＳＬはＭｎと共に珪化物を構成する元素であり。 硬さの向上及び耐摩耗性の向上に重要である。しかし、
２．５％以上含有しないと硬さは十分に得られず、また
５、０％を超えると著しく靭性が低下するので好ましく
ない、したがって、Ｓｉ量は２．５〜５．０％の範囲と
する。 但し、ＭｎはＳｌとのバランスにて決定する必要があり
、過剰にＭｎが含まれると十分な硬さが得られないと共
に熱伝導度が低下する。すなわち、Ｍｎ及びＳｉを２．
５≦Ｍｎ／ＳＬ≦３．５を満足する量にしなければ、十
分な析出硬化が期待できず、たとえ４００〜５５０℃の
時効処理を施してもＨＲＣ３５以上の硬さが得られない
。したがって、Ｍｎ及びＳｉ量は、上記含有量範囲にお
いて、２゜５≦Ｍｎ／Ｓｉ≦３．５を満足する量とする
。これにより、４００〜５５０℃の時効処理にて極微細
なＳｉを含有する金属間化合物が形成され、析出硬化を
図ることが可能となる。 Ｃｏニ 一般にアルミニウム青銅にＣｏを含有させると、Ｆｅと
同様に結晶粒の微細化効果があると共にβ→α＋γ２共
析変態を遅延する効果がある。０．１％以上でその効果
が認められるが、３．０％を超えると飽和する。また、
３．０％を超えて含有させると熱伝導度の低下を招くの
で好ましくない。 したがって、Ｃｏ量は０．１〜３．０％の範囲とする。 Ｆｅ： Ｆｅはアルミニウム青銅において結晶粒度の微細化に顕
著な効果がある。Ｆｅによる結晶粒の微細化は機械的性
質の向上、特に靭性の向上に有効であり、また金型に必
要なしぼむら防止に有効である。しかし、０．５％以上
含有しなければその効果は認められず、２．０％でほぼ
飽和する。また、過剰に含まれると熱伝導度の低下及び
硬さの低下を生ずるので好ましくない。したがって、Ｆ
ｅ量は０．５〜２．０％の範囲とする。Ｆｅによる結晶
粒の微細化は機械的性質の向上、特に靭性の向上に有効
で、また金型に必要なしぼむら防止に有効である。 上記組成の銅合金は、常法により溶製した後、鍛造等の
熱間加工を施すが、熱間加工は加工率５０％以上とする
必要がある。これは、熱間加工により、結晶粒の微細化
並びに結晶粒界の補強を図り、靭性を向上させるためで
ある。 熱間加工後、４００〜５５０℃にて時効処理を施す、こ
れにより、極微細なＳｌを含有する金属間化合物が形成
され、析出硬化してＨＲＣ３５以上の高硬度が得られる
。このような４００〜５５０℃における時効硬さは、材
質が調整されていなければ顕著にならず、特にＭｎ／Ｓ
ｉ比が重要である。−船釣なアルミニウム青銅における
β→α＋γ２変態による硬さの上限はＨＲＣ３０程度で
あるが、著しく靭性が低下し、加工時に欠けることがあ
り、実用的でない。 （実施例） 次に本発明の実施例を示す。 災庭■工 第１表に示す化学成分を有する銅合金鋳塊を溶製した後
、６５０〜９００℃にて加工率７０％の熱間鍛造を施し
、溶体化処理後、４００〜５５０℃で時効処理を施した
。 得られた材料の硬さ、熱伝導度、衝撃値（シャルピー衝
撃吸収エネルギー）を第１表に併記する。 また、その際のＭｎ／Ｓｉ比と衝撃値及び硬さの関係を
第１図に示す。 第１図より明らかなように、 Ｍｎ／ Ｓ ｉ＞ ３
、５では時効処理後の硬さが十分に得られていない。 また、Ｍｎ／Ｓｉ＜２．５では衝撃値が低くなる傾向を
示している。 本発明材Ｐｋ１８〜＆１１は、２．５≦Ｍｎ／Ｓｉ≦を
満たしており、硬さはＨＲＣ３５以上を達成し、衝撃吸
収エネルギーも析出硬化型鋼とほぼ同等の０．５ｋｇｆ
−ｒｎ以上を達成し、更に熱伝導度も０．０９ｃａＱ／
ｃｖｇ・Ｓ・℃乃至それ以上と高い値を示している。 一方、比較材＆１はＡＱ量が過剰に含有されているため
に衝撃吸収エネルギーが小さく、靭性が劣っており、逆
に、Ａｎ量が少ない比較材Ｈａ ２は十分な硬さが得ら
れていない。 比較材Ｎａ ３は、本発明材恵１０と比較してＳｉ量が
不足しており１時効処理後の硬さが十分に得られていな
い。 比較材Ｎ１１４〜Ｎ１１７はＭｎ／Ｓｉバランスが適当
でない例であるが、いずれも硬さ或いは衝撃吸収エネル
ギーが低値を示している。なお、比較材血７はＣｏ量が
多く、熱伝導度も低値を示している。
で且つ熱伝導度が大きなプラスチック金型用銅合金及び
その製造方法に関する。 （従来の技術及び解決しようとする課題）プラスチック
成形の分野においては、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。 このような金型材料としては銅系材料、銅合金などが考
えられるが、それぞれ以下のような問題点があり、ＨＲ
Ｃ３５〜４０クラスの高硬度で且つ高熱伝導性の金型材
料が見い出されているとは云えない。 すなわち、銅系材料は、硬さは得られるものの、熱伝導
率は０ 、０６ ｃａ ｆｌ ／ ５ｅｃ−ｃｏ＋・℃
程度が限界であり、不十分である。 一方、熱伝導度が大きなプラスチック金型用銅合金は一
般に硬さが低く、比較的高硬度を達成しているアルミニ
ウム青銅系の耐摩耗材（特開昭６Ｏ−３９１４１）でも
硬さが十分でなく、しかも靭性が低く、プラスチック成
形用金型として不向きである。 本発明は、かぎる事情に鑑みてなされたものであって、
ＨＲＣ３５以上の硬さを有すると共に、０ 、０９ ｃ
ａ １２ ／ ｓｅｃ−ｃｍ・”Ｃ以上の熱伝導度を有
し、且つ所要の靭性等を備えたプラスチック成形用金型
材料を提供することを目的とするものである。 （課題を解決するための手段） 前記目的を達成するため、本発明者は、熱伝導度が大き
い銅合金に着目し、更に高硬度な銅合金を見い出すべく
鋭意研究を重ねた。その結果、成分調整と共に製造条件
を規制することにより、所期の特性を発揮し得るプラス
チック成形金型用銅合金を見い出すに至り、ここに本発
明をなしたものである。 すなわち、本発明は、ＡＱ：８〜１２％、Ｍｎニア〜１
５％、Ｓｉ：２．５〜５．０％、Ｃｏ： ０ 、１〜３
．０％及びＦｅ：０．５〜２．０％を含有し、且つ次式 ％式％ を満足し、残部がＣｕよりなることを特徴とする高硬度
プラスチック金型用銅合金を要旨とするものである。 また、該プラスチック金型用銅合金の製造方法は、上記
組成の銅合金に、加工率５０％以上の熱間加工を施し、
４００〜５５０℃にて時効処理を施すことを特徴とする
ものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 （作用） まず１本発明における化学成分の限定理由を説明する。 ＡΩニ アルミニウム青銅における主要元素であり、高硬度を得
るためにはα＋β相或いはβ単相とする必要がある。そ
のためには８％以上の含有量が必要である。しかし、１
２％を超えて含有させると脆硬なγ２相（Ｃｕ、ＡＱ）
が析出し、機械的性質、特に靭性と切欠靭性を著しく劣
化する恐れがあるので好ましくない、したがって、ＡＱ
量は８〜１２％の範囲とする。 Ｍｎ： Ｍｎは珪化物を構成する主要な元素であり、硬さの向上
及び耐摩耗性の向上に重要な役割を有し。 またＣｕ−ＡＱ系合金の高温安定相であるβ相の共析変
態（β→α＋γ２）を遅らせる働きがあり、そのような
効果は７％以上で顕著になる。しかし。 １５％を超えるとその効果は飽和するので、上限は１５
％とする。したがって、Ｍｎ量は７〜１５％の範囲とす
る。 Ｓｉ： ＳＬはＭｎと共に珪化物を構成する元素であり。 硬さの向上及び耐摩耗性の向上に重要である。しかし、
２．５％以上含有しないと硬さは十分に得られず、また
５、０％を超えると著しく靭性が低下するので好ましく
ない、したがって、Ｓｉ量は２．５〜５．０％の範囲と
する。 但し、ＭｎはＳｌとのバランスにて決定する必要があり
、過剰にＭｎが含まれると十分な硬さが得られないと共
に熱伝導度が低下する。すなわち、Ｍｎ及びＳｉを２．
５≦Ｍｎ／ＳＬ≦３．５を満足する量にしなければ、十
分な析出硬化が期待できず、たとえ４００〜５５０℃の
時効処理を施してもＨＲＣ３５以上の硬さが得られない
。したがって、Ｍｎ及びＳｉ量は、上記含有量範囲にお
いて、２゜５≦Ｍｎ／Ｓｉ≦３．５を満足する量とする
。これにより、４００〜５５０℃の時効処理にて極微細
なＳｉを含有する金属間化合物が形成され、析出硬化を
図ることが可能となる。 Ｃｏニ 一般にアルミニウム青銅にＣｏを含有させると、Ｆｅと
同様に結晶粒の微細化効果があると共にβ→α＋γ２共
析変態を遅延する効果がある。０．１％以上でその効果
が認められるが、３．０％を超えると飽和する。また、
３．０％を超えて含有させると熱伝導度の低下を招くの
で好ましくない。 したがって、Ｃｏ量は０．１〜３．０％の範囲とする。 Ｆｅ： Ｆｅはアルミニウム青銅において結晶粒度の微細化に顕
著な効果がある。Ｆｅによる結晶粒の微細化は機械的性
質の向上、特に靭性の向上に有効であり、また金型に必
要なしぼむら防止に有効である。しかし、０．５％以上
含有しなければその効果は認められず、２．０％でほぼ
飽和する。また、過剰に含まれると熱伝導度の低下及び
硬さの低下を生ずるので好ましくない。したがって、Ｆ
ｅ量は０．５〜２．０％の範囲とする。Ｆｅによる結晶
粒の微細化は機械的性質の向上、特に靭性の向上に有効
で、また金型に必要なしぼむら防止に有効である。 上記組成の銅合金は、常法により溶製した後、鍛造等の
熱間加工を施すが、熱間加工は加工率５０％以上とする
必要がある。これは、熱間加工により、結晶粒の微細化
並びに結晶粒界の補強を図り、靭性を向上させるためで
ある。 熱間加工後、４００〜５５０℃にて時効処理を施す、こ
れにより、極微細なＳｌを含有する金属間化合物が形成
され、析出硬化してＨＲＣ３５以上の高硬度が得られる
。このような４００〜５５０℃における時効硬さは、材
質が調整されていなければ顕著にならず、特にＭｎ／Ｓ
ｉ比が重要である。−船釣なアルミニウム青銅における
β→α＋γ２変態による硬さの上限はＨＲＣ３０程度で
あるが、著しく靭性が低下し、加工時に欠けることがあ
り、実用的でない。 （実施例） 次に本発明の実施例を示す。 災庭■工 第１表に示す化学成分を有する銅合金鋳塊を溶製した後
、６５０〜９００℃にて加工率７０％の熱間鍛造を施し
、溶体化処理後、４００〜５５０℃で時効処理を施した
。 得られた材料の硬さ、熱伝導度、衝撃値（シャルピー衝
撃吸収エネルギー）を第１表に併記する。 また、その際のＭｎ／Ｓｉ比と衝撃値及び硬さの関係を
第１図に示す。 第１図より明らかなように、 Ｍｎ／ Ｓ ｉ＞ ３
、５では時効処理後の硬さが十分に得られていない。 また、Ｍｎ／Ｓｉ＜２．５では衝撃値が低くなる傾向を
示している。 本発明材Ｐｋ１８〜＆１１は、２．５≦Ｍｎ／Ｓｉ≦を
満たしており、硬さはＨＲＣ３５以上を達成し、衝撃吸
収エネルギーも析出硬化型鋼とほぼ同等の０．５ｋｇｆ
−ｒｎ以上を達成し、更に熱伝導度も０．０９ｃａＱ／
ｃｖｇ・Ｓ・℃乃至それ以上と高い値を示している。 一方、比較材＆１はＡＱ量が過剰に含有されているため
に衝撃吸収エネルギーが小さく、靭性が劣っており、逆
に、Ａｎ量が少ない比較材Ｈａ ２は十分な硬さが得ら
れていない。 比較材Ｎａ ３は、本発明材恵１０と比較してＳｉ量が
不足しており１時効処理後の硬さが十分に得られていな
い。 比較材Ｎ１１４〜Ｎ１１７はＭｎ／Ｓｉバランスが適当
でない例であるが、いずれも硬さ或いは衝撃吸収エネル
ギーが低値を示している。なお、比較材血７はＣｏ量が
多く、熱伝導度も低値を示している。
【以下余白１
ヌＪ１引圀
第１表に示した本発明材黙８〜＆１１の銅合金鋳塊につ
き、実施例１と同様の温度で加工率を３０〜７０％に変
化させて熱間鍛造し、溶体化処理後、４００〜５５０℃
で時効処理を施した。 得られた材料について、熱間加工率とシャルピー衝撃吸
収エネルギーの関係を調べた。その結果を第２表に示す
・ 第２表より、加工率５０％で衝撃吸収エネルギーの改善
が顕著となり、加工率５０％以上の熱間加工が必要であ
ることがわかる。 【以下余白】 第２表各種熱間加工率とシャルピー衝撃吸収エネルギー
ヌＷ 第１表に示した本発明材Ｎα８〜Ｎｃｉｌｌの銅合金鋳
塊につき、実施例１と同様の温度で加工率７０％の熱間
鍛造を施し、溶体化処理後、３５０〜６００℃で１）１
ｒ／１ｎｃｈの時効処理を施した。 得られた材料について、硬さに及ぼす時効処理条件の影
響を調べた。その結果を第３表に示す。 第３表より明らかなように、時効処理温度が４００〜５
５０℃の場合において顕著な時効硬化が認められ、その
時効処理によって目標とする硬さＨＲＣ３５以上が達成
される。 【以下余白） （発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、ＨＲＣ３５以上
の硬さを有すると共に高い熱伝導度（０゜０９ ｃａ
ｎ ／ ｓｅｃ−ｃｍ・’Ｃ以上）を有し、しかも所要
の靭性を備えているほか、溶接性、しぼ加工性にも優れ
ている銅合金が得られるので、プラスチック金型用とし
て十分な性能を有する材料を提供することができる。
き、実施例１と同様の温度で加工率を３０〜７０％に変
化させて熱間鍛造し、溶体化処理後、４００〜５５０℃
で時効処理を施した。 得られた材料について、熱間加工率とシャルピー衝撃吸
収エネルギーの関係を調べた。その結果を第２表に示す
・ 第２表より、加工率５０％で衝撃吸収エネルギーの改善
が顕著となり、加工率５０％以上の熱間加工が必要であ
ることがわかる。 【以下余白】 第２表各種熱間加工率とシャルピー衝撃吸収エネルギー
ヌＷ 第１表に示した本発明材Ｎα８〜Ｎｃｉｌｌの銅合金鋳
塊につき、実施例１と同様の温度で加工率７０％の熱間
鍛造を施し、溶体化処理後、３５０〜６００℃で１）１
ｒ／１ｎｃｈの時効処理を施した。 得られた材料について、硬さに及ぼす時効処理条件の影
響を調べた。その結果を第３表に示す。 第３表より明らかなように、時効処理温度が４００〜５
５０℃の場合において顕著な時効硬化が認められ、その
時効処理によって目標とする硬さＨＲＣ３５以上が達成
される。 【以下余白） （発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、ＨＲＣ３５以上
の硬さを有すると共に高い熱伝導度（０゜０９ ｃａ
ｎ ／ ｓｅｃ−ｃｍ・’Ｃ以上）を有し、しかも所要
の靭性を備えているほか、溶接性、しぼ加工性にも優れ
ている銅合金が得られるので、プラスチック金型用とし
て十分な性能を有する材料を提供することができる。
第１図はＭｎ／Ｓｉ比と硬さ及びシャルピー衝撃吸収エ
ネルギーの関係を示す図である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚 ｗ１５ｉ
ネルギーの関係を示す図である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚 ｗ１５ｉ
Claims (2)
- （１）重量％で（以下、同じ）、Ａｌ：８〜１２％、Ｍ
ｎ：７〜１５％、Ｓｉ：２．５〜５．０％、Ｃｏ：０．
１〜３．０％及びＦｅ：０．５〜２．０％を含有し、且
つ次式 - ２．５≦Ｍｎ／Ｓｉ≦３．５ を満足し、残部がＣｕよりなることを特徴とする高硬度
プラスチック金型用銅合金。 （２）請求項１に記載される組成の銅合金に、加工率５
０％以上の熱間加工を施し、４００〜５５０℃にて時効
処理を施すことを特徴とする高硬度プラスチック金型用
銅合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1484889A JPH02197542A (ja) | 1989-01-24 | 1989-01-24 | 高硬度プラスチック金型用銅合金とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1484889A JPH02197542A (ja) | 1989-01-24 | 1989-01-24 | 高硬度プラスチック金型用銅合金とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02197542A true JPH02197542A (ja) | 1990-08-06 |
Family
ID=11872457
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1484889A Pending JPH02197542A (ja) | 1989-01-24 | 1989-01-24 | 高硬度プラスチック金型用銅合金とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH02197542A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| IT201700005383A1 (it) * | 2017-01-19 | 2018-07-19 | Metal Sil Car Snc Di S Faletti & C | Lega metallica |
-
1989
- 1989-01-24 JP JP1484889A patent/JPH02197542A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| IT201700005383A1 (it) * | 2017-01-19 | 2018-07-19 | Metal Sil Car Snc Di S Faletti & C | Lega metallica |
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