JPH045748B2 - - Google Patents
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- JPH045748B2 JPH045748B2 JP63083481A JP8348188A JPH045748B2 JP H045748 B2 JPH045748 B2 JP H045748B2 JP 63083481 A JP63083481 A JP 63083481A JP 8348188 A JP8348188 A JP 8348188A JP H045748 B2 JPH045748 B2 JP H045748B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- weight
- temperature
- annealing
- alloys
- copper alloy
- 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.)
- Expired - Lifetime
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- Moulds For Moulding Plastics Or The Like (AREA)
Description
［産業上の利用分野］
本発明はプラスチツク成形金型材料用銅合金の
製造方法に関する。 ［従来の技術］ 従来、プラスチツク成形金型材料としては、鉄
系の機械構造用炭素鋼又は熱間工具用合金鋼が多
く使用されている。この鉄系の材料は高温強度が
優れているものの、熱伝導率が劣るので金型の内
外側での温度勾配が大きいため、金型が割れ易く
寿命が短い。 また、熱伝導率が高い材料としては、Cu−Cr
合金又はCu−Cr−Zr合金が公知であるが、これ
らの材料は高温での強度が低い等の問題点があ
る。 プラスチツク製品はその強度及び成形性等の品
質向上により、多方面の分野に利用されるように
なつており、その生産量は増々増大している。 このプラスチツク製品の価格は、成形サイクル
の時間をいかに短縮するかで決まる。特に、大型
製品では１サイクルに数十分を要するものもあ
り、成形時間短縮のために熱伝導率が高い金型用
材料の開発が要望されている。 ［発明が解決しようとする課題］ しかしながら、前述の如く、従来のプラスチツ
ク成形用の鉄系の金型材料は高温強度が優れてい
る一方、熱伝導率が劣り、プラスチツク成形時の
加熱・冷却の繰り返しの熱衝撃で割れやすいとい
う欠点を有する。また、熱伝導率が優れたCu−
Cr合金又はCu−Cr−Zr合金は高温強度が劣り、
プラスチツク成形時において10乃至20Kgｆ／mm2の
圧縮応力を繰り返し受けると、短時間で金型が変
形しやすいという難点がある。 本発明はかかる問題点に鑑みてなされたもので
あつて、プラスチツク成形の金型材料として、熱
伝導率及び高温強度の双方の特性がいずれも優れ
たプラスチツク成形金型材料用銅合金の製造方法
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］ 本発明に係るプラスチツク成形金型材料用銅合
金の製造方法は、Ni；0.4乃至4.0重量％、Si；0.1
乃至1.0重量％、Zn；0.05乃至1.0重量％及び
Mg；0.001乃至0.01重量％（但し、0.01重量％含
まず）を含有すると共に、Cr、Ti及びZrから選
択された少なくとも１種の元素を0.001乃至0.01
重量％（0.01重量％含まず）含有し、残部がCu及
び不可避的不純物である銅合金の鋳塊を、熱間加
工した後、650乃至810℃の温度に５分乃至３時間
加熱し、次いで、600℃以上の温度から15℃／秒
以上の冷却速度で冷却した後、400乃至550℃の温
度に５分乃至４時間焼鈍することを特徴とする。 ［作用］ 以下、本発明に係るプラスチツク成形金型材料
用銅合金の製造方法について、詳細に説明する。 一般的に銅及び銅合金は熱伝導率が優れている
が、高温強度が低い。そこで、プラスチツク成形
金型に使用するためには、銅合金を強化する必要
があるが、銅合金の強化法には、固溶強化、加工
強化及び析出強化の３種類がある。本発明に係る
高温強度及び熱伝導率の双方が優れたCu−Ni−
Si系合金は析出強化型の合金である。 次に、本発明に係る銅合金の成分添加理由及び
組成限定理由について説明する。 Ni Niは後述するSiと共に銅合金の強度を向上さ
せる元素である。Ni含有量が0.4重量％未満の場
合は、Siを0.1乃至1.0重量％含有していても強度
の向上は期待できない。一方、Niが4.0重量％を
超えて含有されると銅合金の加工性が悪くなると
共に、そのように多量に添加しても、強度の向上
効果は少なくなる。従つて、Ni含有量は0.4乃至
4.0重量％とする。 Si Siも銅合金の強度を向上させる元素である。Si
含有量が0.1重量％未満の場合は、Niが0.4乃至4.0
重量％含有されていても強度の向上は期待できな
い。また、Siが1.0重量％を超えて含有されると、
加工性と熱伝導率が低下すると共に、めつき性も
低下する。従つて、Si含有量は0.1乃至1.0重量％
とする。 Zn ZnはＰ含有Ni又はCr等のめつきを行う場合に、
その剥離を抑制するために必須の元素である。し
かし、Zn含有量が0.05重量％未満の場合はこのよ
うな効果が少ない。一方、Znが1.0重量％を超え
て含有されてもそのめつき剥離の抑制効果は実質
的に向上しないのに対し、めつき性が低下する。
従つて、Zn含有量は0.05乃至1.0重量％とする。 Mg Mgは熱間加工性を向上させるための必須元素
であり、銅合金中に混入してくる低融点のＳと反
応して高融点のMgSを形成する。Mg含有量が
0.001重量％未満の場合はその効果が少なく、
0.01重量％以上になると、Cuと低融点の共晶を生
じ、熱間加工が困難になると共に、溶湯が酸化し
易くなつて湯流れ性が低下し、健全な鋳塊が得ら
れない。従つて、Mg含有量は0.001乃至0.01重量
％（0.01重量％を含まず）とする。 Cr，Ti，Zr Cr、Ti及びZrは鋳塊の粒界を強化して熱間加
工性を向上させる。これらの元素は粒界強化上、
同等の作用効果を有し、その添加量が0.001重量
％未満の場合はその効果が少ない一方、0.01重量
％以上含有されると溶湯が酸化し易くなり、健全
な鋳塊が得られない。従つてCr、Ti及びZrの含
有量はいずれも0.001乃至0.01重量％（0.01重量％
を含まず）とする。 更に、上述の各元素の外に、Mn、Fe、Co、
Sn及びAlの１種又は２種以上の元素を0.2重量％
以下の添加量で含有してもよい。これらの元素が
含有されても、製品に必要な特性、即ち、高温強
度、熱伝導率、耐熱性及び熱間加工性等につい
て、実用上問題ない特性を維持することができ
る。 次に、上述の組成を有するプラスチツク成形金
型材料用銅合金の製造方法について説明する。 先ず、本発明にて規定した組成の合金を通常の
半連続鋳造法により鋳造して得た鋳塊に対し、例
えば、800乃至870℃の温度から熱間加工を開始す
る。この熱間加工において、終了温度が825℃以
上であると、結晶粒が50μm以上に粗大化し、後
述する析出硬化焼鈍後に強度の向上は認められる
ものの、結晶粒界が脆化して高温での衝撃値が低
下し、対熱衝撃性が劣化する。従つて、熱間加工
終了温度が810℃以下になるように、温度調整し
て熱間加工することが好ましい。 熱間加工材は鋳塊の大きさ、加工スケジユール
又は加工材の部位によつて、結晶粒度が異なるた
めに、結晶粒を均一化させる必要上、650乃至810
℃の温度に５分乃至３時間加熱して焼鈍する。こ
の焼鈍温度が650℃未満の場合にはNi2Siの析出
が生じ、圧延材のままでのレベラーによる矯正時
に割れが発生する。一方、焼鈍温度が825℃を超
える場合は結晶粒が50μm以上に粗大化し、析出
硬化焼鈍後に脆化割れが発生しやすくなる。ま
た、焼鈍時間が５分未満の場合は結晶粒の均一化
が不十分であり、逆に３時間を超えて焼鈍するこ
とは無駄である。従つて、焼鈍時間は５分乃至３
時間とする。 次いで、600℃以上の温度から15℃／秒以上の
冷却速度で冷却する。この冷却開始（焼入）温度
が600℃未満の場合は、冷却速度を15℃／秒以上
としても、Ni及びSiが固溶せず、析出硬化焼鈍
以前に析出を始めてしまい、その析出物が凝集粗
大化する。同様に、冷却速度が15℃／秒未満の場
合は、600℃以上の温度から冷却を開始しても、
析出物が凝集粗大化する。従つて、焼入温度は
600℃以上とし、冷却速度は15℃／秒以上とする。 次いで、析出硬化のために銅合金を焼鈍する
が、この析出硬化焼鈍はNi2Siの析出量が最も多
くなる温度範囲にて行う。 即ち、導電率が最も高くなる温度が500℃であ
り、焼鈍温度が550℃を超えるとNi2Siが固溶し
て析出量が減少し、導電率及び熱伝導率が低下す
る。一方、焼鈍温度が400℃未満の場合はNi2Si
化合物の析出量が少なく、強度の向上効果が十分
に得られないと共に、熱伝導率も低い。従つて、
焼鈍温度は400乃至550℃とする。焼鈍時間が５分
未満の場合は析出量が不足し、４時間を超えて焼
鈍することは熱経済上から無駄である。従つて、
焼鈍時間は５分乃至４時間とする。 ［実施例］ 次に、本発明の実施例に係るプラスチツク成形
金型材料用銅合金を製造してその各種の特性を試
験した結果について、本発明の特許請求の範囲か
ら外れる比較例合金についての試験結果と併せて
説明する。 下記第１表は、実施例１乃至６及び比較例１乃
至４の各合金の組成を示す。
製造方法に関する。 ［従来の技術］ 従来、プラスチツク成形金型材料としては、鉄
系の機械構造用炭素鋼又は熱間工具用合金鋼が多
く使用されている。この鉄系の材料は高温強度が
優れているものの、熱伝導率が劣るので金型の内
外側での温度勾配が大きいため、金型が割れ易く
寿命が短い。 また、熱伝導率が高い材料としては、Cu−Cr
合金又はCu−Cr−Zr合金が公知であるが、これ
らの材料は高温での強度が低い等の問題点があ
る。 プラスチツク製品はその強度及び成形性等の品
質向上により、多方面の分野に利用されるように
なつており、その生産量は増々増大している。 このプラスチツク製品の価格は、成形サイクル
の時間をいかに短縮するかで決まる。特に、大型
製品では１サイクルに数十分を要するものもあ
り、成形時間短縮のために熱伝導率が高い金型用
材料の開発が要望されている。 ［発明が解決しようとする課題］ しかしながら、前述の如く、従来のプラスチツ
ク成形用の鉄系の金型材料は高温強度が優れてい
る一方、熱伝導率が劣り、プラスチツク成形時の
加熱・冷却の繰り返しの熱衝撃で割れやすいとい
う欠点を有する。また、熱伝導率が優れたCu−
Cr合金又はCu−Cr−Zr合金は高温強度が劣り、
プラスチツク成形時において10乃至20Kgｆ／mm2の
圧縮応力を繰り返し受けると、短時間で金型が変
形しやすいという難点がある。 本発明はかかる問題点に鑑みてなされたもので
あつて、プラスチツク成形の金型材料として、熱
伝導率及び高温強度の双方の特性がいずれも優れ
たプラスチツク成形金型材料用銅合金の製造方法
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］ 本発明に係るプラスチツク成形金型材料用銅合
金の製造方法は、Ni；0.4乃至4.0重量％、Si；0.1
乃至1.0重量％、Zn；0.05乃至1.0重量％及び
Mg；0.001乃至0.01重量％（但し、0.01重量％含
まず）を含有すると共に、Cr、Ti及びZrから選
択された少なくとも１種の元素を0.001乃至0.01
重量％（0.01重量％含まず）含有し、残部がCu及
び不可避的不純物である銅合金の鋳塊を、熱間加
工した後、650乃至810℃の温度に５分乃至３時間
加熱し、次いで、600℃以上の温度から15℃／秒
以上の冷却速度で冷却した後、400乃至550℃の温
度に５分乃至４時間焼鈍することを特徴とする。 ［作用］ 以下、本発明に係るプラスチツク成形金型材料
用銅合金の製造方法について、詳細に説明する。 一般的に銅及び銅合金は熱伝導率が優れている
が、高温強度が低い。そこで、プラスチツク成形
金型に使用するためには、銅合金を強化する必要
があるが、銅合金の強化法には、固溶強化、加工
強化及び析出強化の３種類がある。本発明に係る
高温強度及び熱伝導率の双方が優れたCu−Ni−
Si系合金は析出強化型の合金である。 次に、本発明に係る銅合金の成分添加理由及び
組成限定理由について説明する。 Ni Niは後述するSiと共に銅合金の強度を向上さ
せる元素である。Ni含有量が0.4重量％未満の場
合は、Siを0.1乃至1.0重量％含有していても強度
の向上は期待できない。一方、Niが4.0重量％を
超えて含有されると銅合金の加工性が悪くなると
共に、そのように多量に添加しても、強度の向上
効果は少なくなる。従つて、Ni含有量は0.4乃至
4.0重量％とする。 Si Siも銅合金の強度を向上させる元素である。Si
含有量が0.1重量％未満の場合は、Niが0.4乃至4.0
重量％含有されていても強度の向上は期待できな
い。また、Siが1.0重量％を超えて含有されると、
加工性と熱伝導率が低下すると共に、めつき性も
低下する。従つて、Si含有量は0.1乃至1.0重量％
とする。 Zn ZnはＰ含有Ni又はCr等のめつきを行う場合に、
その剥離を抑制するために必須の元素である。し
かし、Zn含有量が0.05重量％未満の場合はこのよ
うな効果が少ない。一方、Znが1.0重量％を超え
て含有されてもそのめつき剥離の抑制効果は実質
的に向上しないのに対し、めつき性が低下する。
従つて、Zn含有量は0.05乃至1.0重量％とする。 Mg Mgは熱間加工性を向上させるための必須元素
であり、銅合金中に混入してくる低融点のＳと反
応して高融点のMgSを形成する。Mg含有量が
0.001重量％未満の場合はその効果が少なく、
0.01重量％以上になると、Cuと低融点の共晶を生
じ、熱間加工が困難になると共に、溶湯が酸化し
易くなつて湯流れ性が低下し、健全な鋳塊が得ら
れない。従つて、Mg含有量は0.001乃至0.01重量
％（0.01重量％を含まず）とする。 Cr，Ti，Zr Cr、Ti及びZrは鋳塊の粒界を強化して熱間加
工性を向上させる。これらの元素は粒界強化上、
同等の作用効果を有し、その添加量が0.001重量
％未満の場合はその効果が少ない一方、0.01重量
％以上含有されると溶湯が酸化し易くなり、健全
な鋳塊が得られない。従つてCr、Ti及びZrの含
有量はいずれも0.001乃至0.01重量％（0.01重量％
を含まず）とする。 更に、上述の各元素の外に、Mn、Fe、Co、
Sn及びAlの１種又は２種以上の元素を0.2重量％
以下の添加量で含有してもよい。これらの元素が
含有されても、製品に必要な特性、即ち、高温強
度、熱伝導率、耐熱性及び熱間加工性等につい
て、実用上問題ない特性を維持することができ
る。 次に、上述の組成を有するプラスチツク成形金
型材料用銅合金の製造方法について説明する。 先ず、本発明にて規定した組成の合金を通常の
半連続鋳造法により鋳造して得た鋳塊に対し、例
えば、800乃至870℃の温度から熱間加工を開始す
る。この熱間加工において、終了温度が825℃以
上であると、結晶粒が50μm以上に粗大化し、後
述する析出硬化焼鈍後に強度の向上は認められる
ものの、結晶粒界が脆化して高温での衝撃値が低
下し、対熱衝撃性が劣化する。従つて、熱間加工
終了温度が810℃以下になるように、温度調整し
て熱間加工することが好ましい。 熱間加工材は鋳塊の大きさ、加工スケジユール
又は加工材の部位によつて、結晶粒度が異なるた
めに、結晶粒を均一化させる必要上、650乃至810
℃の温度に５分乃至３時間加熱して焼鈍する。こ
の焼鈍温度が650℃未満の場合にはNi2Siの析出
が生じ、圧延材のままでのレベラーによる矯正時
に割れが発生する。一方、焼鈍温度が825℃を超
える場合は結晶粒が50μm以上に粗大化し、析出
硬化焼鈍後に脆化割れが発生しやすくなる。ま
た、焼鈍時間が５分未満の場合は結晶粒の均一化
が不十分であり、逆に３時間を超えて焼鈍するこ
とは無駄である。従つて、焼鈍時間は５分乃至３
時間とする。 次いで、600℃以上の温度から15℃／秒以上の
冷却速度で冷却する。この冷却開始（焼入）温度
が600℃未満の場合は、冷却速度を15℃／秒以上
としても、Ni及びSiが固溶せず、析出硬化焼鈍
以前に析出を始めてしまい、その析出物が凝集粗
大化する。同様に、冷却速度が15℃／秒未満の場
合は、600℃以上の温度から冷却を開始しても、
析出物が凝集粗大化する。従つて、焼入温度は
600℃以上とし、冷却速度は15℃／秒以上とする。 次いで、析出硬化のために銅合金を焼鈍する
が、この析出硬化焼鈍はNi2Siの析出量が最も多
くなる温度範囲にて行う。 即ち、導電率が最も高くなる温度が500℃であ
り、焼鈍温度が550℃を超えるとNi2Siが固溶し
て析出量が減少し、導電率及び熱伝導率が低下す
る。一方、焼鈍温度が400℃未満の場合はNi2Si
化合物の析出量が少なく、強度の向上効果が十分
に得られないと共に、熱伝導率も低い。従つて、
焼鈍温度は400乃至550℃とする。焼鈍時間が５分
未満の場合は析出量が不足し、４時間を超えて焼
鈍することは熱経済上から無駄である。従つて、
焼鈍時間は５分乃至４時間とする。 ［実施例］ 次に、本発明の実施例に係るプラスチツク成形
金型材料用銅合金を製造してその各種の特性を試
験した結果について、本発明の特許請求の範囲か
ら外れる比較例合金についての試験結果と併せて
説明する。 下記第１表は、実施例１乃至６及び比較例１乃
至４の各合金の組成を示す。
【表】
この第１表に示す化学組成を有する合金を電気
炉で待機中にて、木炭被覆下で溶製し、厚さ50
mm、幅80mm、長さ180mmの鋳塊を鋳造した。次い
で、各鋳塊の表裏面を約２mm面削した後、850℃
に加熱し、厚さが15mmになるまで熱間加工した。
次いで、実施例合金No.１乃至３については725℃
に再加熱し、実施例合金No.４乃至６については
800℃に再加熱し、水中に投入して急冷した。こ
の時の冷却速度は30℃／秒である。次に、500℃
の温度に２時間加熱して焼鈍した後、引張試験、
圧縮試験、シヤルピー衝撃試験及び熱伝導率測定
試験用の試験片を採取した。 下記第２表は実施例合金及び比較例合金につい
ての各特性の試験結果を示す。但し、比較例５，
６欄は夫々Cu−１重量％Cr合金及び機会構造用
炭素鋼についての特性である。
炉で待機中にて、木炭被覆下で溶製し、厚さ50
mm、幅80mm、長さ180mmの鋳塊を鋳造した。次い
で、各鋳塊の表裏面を約２mm面削した後、850℃
に加熱し、厚さが15mmになるまで熱間加工した。
次いで、実施例合金No.１乃至３については725℃
に再加熱し、実施例合金No.４乃至６については
800℃に再加熱し、水中に投入して急冷した。こ
の時の冷却速度は30℃／秒である。次に、500℃
の温度に２時間加熱して焼鈍した後、引張試験、
圧縮試験、シヤルピー衝撃試験及び熱伝導率測定
試験用の試験片を採取した。 下記第２表は実施例合金及び比較例合金につい
ての各特性の試験結果を示す。但し、比較例５，
６欄は夫々Cu−１重量％Cr合金及び機会構造用
炭素鋼についての特性である。
【表】
この第２表から明らかなように、実施例合金１
乃至６はいずれも300℃の高温においてもプラス
チツク成形加工時に金型が受ける圧縮応力10乃至
20Kgｆ／mm2に十分耐えることができ、金型が変形
することはない。また、熱伝導率は約0.5cal／cm
秒℃以上であり、これらの実施例１乃至６の銅合
金は鉄系材料の５乃至８倍の極めて高い熱伝導率
を有する。 次に、本発明方法により製造した銅合金につい
てその比較例と共に説明する。前述の第１表に示
す実施例２及び実施例５の銅合金と同一組成の鋳
塊の表裏両面を夫々2.5mmだけ面削した後、850℃
に加熱し、45mmの厚さから15mmの厚さまで熱間加
工して、700℃、750℃、775℃、810℃、825℃及
び850℃の５種類のうちのいずれかの温度に再加
熱し、30分間焼鈍した。その後、この焼鈍材を
700℃の温度か水中に投入して急冷した。このと
きの冷却速度は30℃／秒である。次に、350乃至
600℃の温度範囲において、50℃おきに設定され
た６種類の焼鈍温度のうちのいずれかの焼鈍温度
を選択し、この焼鈍温度に２時間加熱して析出硬
化焼鈍した。その後、引張試験及びシヤルピー衝
撃試験用試験片を採取した。 下記第３表は実施例方法及び比較例方法の製造
条件と、その条件により製造された合金の各試験
結果を示す。但し、各方法により製造した銅合金
の組成は、合金組成No.欄が２の場合は前述の第１
表の実施例２欄の組成と同一であり、５の場合は
実施例５欄の組成と同一である。 また、第１図は縦軸に熱間加工後の再加熱温度
をとり、横軸に結晶粒度をとつて両者の関係を示
すグラフ図である。この第１図において、実線は
第１表の実施例合金１乃至３と同一組成の合金、
破線は実施例合金４乃至６と同一組成の合金につ
いてその再加熱温度を変化させたものである。こ
の第１図から明らかなように、825℃以上の温度
に再加熱すると、結晶粒度が50μm以上に粗大化
する。一方、再加熱温度が810℃以下の場合には
結晶粒度が50μm以下である。
乃至６はいずれも300℃の高温においてもプラス
チツク成形加工時に金型が受ける圧縮応力10乃至
20Kgｆ／mm2に十分耐えることができ、金型が変形
することはない。また、熱伝導率は約0.5cal／cm
秒℃以上であり、これらの実施例１乃至６の銅合
金は鉄系材料の５乃至８倍の極めて高い熱伝導率
を有する。 次に、本発明方法により製造した銅合金につい
てその比較例と共に説明する。前述の第１表に示
す実施例２及び実施例５の銅合金と同一組成の鋳
塊の表裏両面を夫々2.5mmだけ面削した後、850℃
に加熱し、45mmの厚さから15mmの厚さまで熱間加
工して、700℃、750℃、775℃、810℃、825℃及
び850℃の５種類のうちのいずれかの温度に再加
熱し、30分間焼鈍した。その後、この焼鈍材を
700℃の温度か水中に投入して急冷した。このと
きの冷却速度は30℃／秒である。次に、350乃至
600℃の温度範囲において、50℃おきに設定され
た６種類の焼鈍温度のうちのいずれかの焼鈍温度
を選択し、この焼鈍温度に２時間加熱して析出硬
化焼鈍した。その後、引張試験及びシヤルピー衝
撃試験用試験片を採取した。 下記第３表は実施例方法及び比較例方法の製造
条件と、その条件により製造された合金の各試験
結果を示す。但し、各方法により製造した銅合金
の組成は、合金組成No.欄が２の場合は前述の第１
表の実施例２欄の組成と同一であり、５の場合は
実施例５欄の組成と同一である。 また、第１図は縦軸に熱間加工後の再加熱温度
をとり、横軸に結晶粒度をとつて両者の関係を示
すグラフ図である。この第１図において、実線は
第１表の実施例合金１乃至３と同一組成の合金、
破線は実施例合金４乃至６と同一組成の合金につ
いてその再加熱温度を変化させたものである。こ
の第１図から明らかなように、825℃以上の温度
に再加熱すると、結晶粒度が50μm以上に粗大化
する。一方、再加熱温度が810℃以下の場合には
結晶粒度が50μm以下である。
【表】
また第３表からも明らかなように、本発明の実
施例方法により製造された銅合金は、いずれも高
温伸び及びシヤルピー衝撃値が優れており、従つ
て耐熱衝撃性が高いプラスチツク成形用金型の製
造が可能である。 ［発明の効果］ 以上説明したように、本発明によれば、高温強
度及び耐熱衝撃性が優れ、プラスチツク成形金型
用材料として極めて信頼性が高い銅合金が得ら
れ、しかもこの銅合金は熱伝導率が高いため、プ
ラスチツク成形の所要時間を大幅に短縮すること
ができるという優れた効果を奏する。
施例方法により製造された銅合金は、いずれも高
温伸び及びシヤルピー衝撃値が優れており、従つ
て耐熱衝撃性が高いプラスチツク成形用金型の製
造が可能である。 ［発明の効果］ 以上説明したように、本発明によれば、高温強
度及び耐熱衝撃性が優れ、プラスチツク成形金型
用材料として極めて信頼性が高い銅合金が得ら
れ、しかもこの銅合金は熱伝導率が高いため、プ
ラスチツク成形の所要時間を大幅に短縮すること
ができるという優れた効果を奏する。
第１図は再加熱温度と結晶粒度との関係を示す
グラフ図である。
グラフ図である。
Claims (1)
- １ Ni；0.4乃至4.0重量％、Si；0.1乃至1.0重量
％、Zn；0.05乃至1.0重量％及びMg；0.001乃至
0.01重量％（但し、0.01重量％含まず）を含有す
ると共に、Cr、Ti及びZrから選択された少なく
とも１種の元素を0.001乃至0.01重量％（0.01重量
％含まず）含有し、残部がCu及び不可避的不純
物である銅合金の鋳塊を、熱間加工した後、650
乃至810℃の温度に５分乃至３時間加熱し、次い
で、600℃以上の温度から15℃／秒以上の冷却速
度で冷却した後、400乃至550℃の温度に５分乃至
４時間焼鈍することを特徴とするプラスチツク成
形金型材料用銅合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8348188A JPH01283334A (ja) | 1987-12-21 | 1988-04-05 | プラスチック成形金型材料用銅合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62-323510 | 1987-12-21 | ||
| JP32351087 | 1987-12-21 | ||
| JP8348188A JPH01283334A (ja) | 1987-12-21 | 1988-04-05 | プラスチック成形金型材料用銅合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01283334A JPH01283334A (ja) | 1989-11-14 |
| JPH045748B2 true JPH045748B2 (ja) | 1992-02-03 |
Family
ID=26424503
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8348188A Granted JPH01283334A (ja) | 1987-12-21 | 1988-04-05 | プラスチック成形金型材料用銅合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01283334A (ja) |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61106737A (ja) * | 1984-10-29 | 1986-05-24 | Kobe Steel Ltd | 電磁攪拌器を内蔵する連続鋳造用鋳型材料 |
-
1988
- 1988-04-05 JP JP8348188A patent/JPH01283334A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH01283334A (ja) | 1989-11-14 |
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