(57)【要約】【課題】有害元素や稀少元素を含まず、強度が高く、延びや硬さ、耐摩耗性のバランスがよい金型用亜鉛合金および金型、ならびにそれらの製造方法を提供する。【解決手段】アルミニウムを４〜１２ｗｔ％、銅を１〜３ｗｔ％、マグネシウムを０．２５〜１．５ｗｔ％含み、残部が亜鉛および不可避の不純物から成る。特に、マグネシウムを０．２５〜０．６ｗｔ％含むことが好ましい。これらの原料から成る合金を鋳造することにより製造される。鋳造後、室温〜１２０℃で５日以上、または１２０℃〜３５０℃で２時間以上の時効処理を行ってもよい。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
アルミニウムを４〜１２ｗｔ％、銅を１〜３ｗｔ％、マグネシウムを０．２５〜１．５ｗｔ％含み、残部が亜鉛および不可避の不純物から成ることを特徴とする金型用亜鉛合金。
【請求項２】
前記マグネシウムを０．２５〜０．６ｗｔ％含むことを特徴とする請求項１記載の金型用亜鉛合金。
【請求項３】
破断強度が３２０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１および２記載の金型用亜鉛合金。
【請求項４】
請求項１乃至３のいずれか１項に記載の金型用亜鉛合金から成ることを特徴とする金型。
【請求項５】
アルミニウムを４〜１２ｗｔ％、銅を１〜３ｗｔ％、マグネシウムを０．２５〜１．５ｗｔ％含み、残部が亜鉛および不可避の不純物から成る合金を鋳造後、室温〜１２０℃で５日以上、または１２０℃〜３５０℃で２時間以上の時効処理を行うことを特徴とする金型用亜鉛合金の製造方法。
【請求項６】
前記鋳造する合金は、前記マグネシウムを０．２５〜０．６ｗｔ％含むことを特徴とする請求項５記載の金型用亜鉛合金の製造方法。
【請求項７】
アルミニウムを４〜１２ｗｔ％、銅を１〜３ｗｔ％、マグネシウムを０．２５〜１．５ｗｔ％含み、残部が亜鉛および不可避の不純物から成る合金を鋳造後、室温〜１２０℃で５日以上、または１２０℃〜３５０℃で２時間以上の時効処理を行うことを特徴とする金型の製造方法。
【請求項８】
前記鋳造する合金は、前記マグネシウムを０．２５〜０．６ｗｔ％含むことを特徴とする請求項７記載の金型の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、金型用亜鉛合金および金型、ならびにそれらの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ＺＡＳ（Ｚｎ−４Ａｌ−３Ｃｕ）などの鋳造亜鉛（Ｚｎ）合金は、低融点で、切削性に優れ、仕上げ等も容易であり、鉄基の成形用金型材料と比較して、低コストで短納期が可能であるため、成形用金型材料として広く用いられている。従来、このような亜鉛合金として、例えば、銅およびアルミニウムの他に、機械的強度を高めるために、希土類のランタノイドやイットリウムを含有したもの（例えば、特許文献１または２参照）や、硬さを向上させるために、マグネシウムを含有したもの（例えば、特許文献３または４参照）、耐焼付性や耐摩耗性等を高めるために、ベリリウム、チタニウムおよび銀を含有したもの（例えば、特許文献５参照）などが開発されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開昭６３−６５０４３号公報
【特許文献２】特開昭６３−３８５４８号公報
【特許文献３】特開平４−１４３２３８号公報
【特許文献４】特開平１１−２７９６７３号公報
【特許文献５】特公昭５１−５３４２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかしながら、特許文献１および２に記載の亜鉛合金は、ランタノイドやイットリウムといった稀少元素を含むため、高価であるという課題があった。また、特許文献３および４に記載の亜鉛合金は、マグネシウムや銅を多く含むため、硬さは向上するが、機械的な強度が低下してしまうという課題があった。また、特許文献５に記載の亜鉛合金は、人体に対して有害なベリリウムを含んでいるという課題があった。
【０００５】
本発明は、このような課題に着目してなされたもので、有害元素や稀少元素を含まず、強度が高く、延びや硬さ、耐摩耗性のバランスがよい金型用亜鉛合金および金型、ならびにそれら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】
【０００６】
上記目的を達成するために、本発明に係る金型用亜鉛合金は、アルミニウムを４〜１２ｗｔ％、銅を１〜３ｗｔ％、マグネシウムを０．２５〜１．５ｗｔ％含み、残部が亜鉛および不可避の不純物から成ることを特徴とする。
【０００７】
本発明に係る金型用亜鉛合金は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金にＭｇを添加することにより、凝固組織を変化させ、時効による劣化を防ぐとともに、強度を増加することができる。本発明に係る金型用亜鉛合金は、破断強度として、３２０ＭＰａ以上を得ることができる。また、金型の材料として、強度や延び、硬さ、耐摩耗性のバランスがよい。ベリリウムなどの有害元素を含まないため、安全である。また、ランタノイドやイットリウムといった稀少元素を含まないため、安価である。
【０００８】
本発明に係る金型用亜鉛合金は、前記マグネシウムを０．２５〜０．６ｗｔ％含むことが好ましい。この場合、特に強度が高く、延びとのバランスがよい。また、金型の材料として、硬さや耐摩耗性のバランスにも特に優れている。
【０００９】
本発明に係る金型は、本発明に係る金型用亜鉛合金から成ることを特徴とする。
本発明に係る金型は、本発明に係る金型用亜鉛合金から成るため、強度が高く、延びや硬さ、耐摩耗性のバランスがよい。また、有害元素や稀少元素を含まないため、安全かつ安価である。
【００１０】
本発明に係る金型用亜鉛合金および金型の製造方法は、アルミニウムを４〜１２ｗｔ％、銅を１〜３ｗｔ％、マグネシウムを０．２５〜１．５ｗｔ％含み、残部が亜鉛および不可避の不純物から成る合金を鋳造後、室温〜１２０℃で５日以上、または１２０℃〜３５０℃で２時間以上の時効処理を行うことを特徴とする。
【００１１】
本発明に係る金型用亜鉛合金および金型の製造方法によれば、鋳造後の合金に時効処理を行うことにより、強度をより高めることができる。また、延び率を高め、靭性を改善することもできる。時効処理を行わなくとも、強度が高く、延びや硬さ、耐摩耗性のバランスがよい金型用亜鉛合金や金型を得ることができるが、時効処理を行うことにより、よりバランスの優れた金型用亜鉛合金や金型を得ることができる。原料にベリリウムなどの有害元素を含まないため、安全な金型用亜鉛合金や金型を得ることができる。また、原料にランタノイドやイットリウムといった稀少元素を含まないため、金型用亜鉛合金や金型を安価に得ることができる。
【００１２】
本発明に係る金型用亜鉛合金および金型の製造方法で、前記鋳造する合金は、前記マグネシウムを０．２５〜０．６ｗｔ％含むことが好ましい。この場合、特に強度が高く、延びとのバランスがよい金型用亜鉛合金や金型を得ることができる。また、硬さや耐摩耗性のバランスにも特に優れた金型用亜鉛合金や金型を得ることができる。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、有害元素や稀少元素を含まず、強度が高く、延びや硬さ、耐摩耗性のバランスがよい金型用亜鉛合金および金型、ならびにそれらの製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】（ａ）Zn-10%Al-1%Cu合金の、型ばらし直後のもの（as cast）、（ｂ）100℃で１週間の時効処理を行ったもの、（ｃ）本発明の実施の形態の金型用亜鉛合金であるZn-10%Al-1%Cu-0.3%Mg合金の、型ばらし直後のもの（as cast）、（ｄ）100℃で１週間の時効処理を行ったものを示す顕微鏡写真である。
【図２】（ａ）Zn-10%Al-3%Cu-0.1%Mg合金の、型ばらし直後のもの（as cast）、（ｂ）本発明の実施の形態の金型用亜鉛合金であるZn-10%Al-3%Cu-0.5%Mg合金の、型ばらし直後のもの（as cast）を示す顕微鏡写真である。
【図３】本発明の実施の形態の金型用亜鉛合金に関する、Zn-10%Al-3%Cu-x%Mg合金（x:0.05〜1.5）の、破断強度のＭｇ濃度依存性を示すグラフである。
【図４】本発明の実施の形態の金型用亜鉛合金に関する、Zn-10%Al-3%Cu-x%Mg合金（x:0.05〜1.5）の、破断伸びのＭｇ濃度依存性を示すグラフである。
【図５】本発明の実施の形態の金型用亜鉛合金であるZn-10%Al-3%Cu-0.5%Mg合金の、破断強度の熱処理温度依存性を示すグラフである。
【図６】本発明の実施の形態の金型用亜鉛合金に関する、Zn-10%Al-3%Cu-x%Mg合金（x:0.05〜1.5）の、ビッカース硬さのＭｇ濃度依存性を示すグラフである。
【図７】本発明の実施の形態の金型用亜鉛合金に関する、Zn-10%Al-3%Cu-x%Mg合金（x:0.05〜1.5）の、摩耗量のＭｇ濃度依存性を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明の実施の形態の金型用亜鉛合金は、アルミニウムを４〜１２ｗｔ％、銅を１〜３ｗｔ％、マグネシウムを０．２５〜１．５ｗｔ％含み、残部が亜鉛および不可避の不純物から成っている。
以下に、組織観察や引張試験等の実験結果に基づいて、本発明の実施の形態の金型用亜鉛合金および金型、ならびにそれらの製造方法の構成、作用効果について説明する。
【００１６】
［試験用の試料の作製］
Ａｌを１０ｗｔ％、Ｃｕを１〜３ｗｔ％、Ｍｇを０〜１．５ｗｔ％含み、残部が亜鉛から成る合金（Zn-10%Al-1〜3%Cu-0〜1.5%Mg合金）を、大気中で、高周波溶解炉を用いて溶解した。その溶湯を、鋳込み温度560℃で、金型で鋳込んだ後、型ばらし直後のもの（as cast）、室温で１週間程度の時効処理を行ったもの、および、100℃で１週間の時効処理を行ったものについて試験を行った。また、Zn-10%Al-3%Cu-0.5%Mg合金については、金型で鋳込んだ後、200℃および300℃でそれぞれ３時間の熱処理を行ったものについても試験を行った。
【００１７】
［組織観察］
作製した合金のうち、Zn-10%Al-1%Cu（-0%Mg）合金、Zn-10%Al-1%Cu-0.3%Mg合金、Zn-10%Al-3%Cu-0.1%Mg合金およびZn-10%Al-3%Cu-0.5%Mg合金について、光学顕微鏡および走査電子顕微鏡を使用して組織観察を行った。組織観察は、Zn-10%Al-1%Cu（-0%Mg）合金およびZn-10%Al-1%Cu-0.3%Mg合金については、型ばらし直後のもの（as cast）、および、100℃で１週間の時効処理を行ったものについて実施した。そのときの顕微鏡写真を、図１（ａ）〜（ｄ）に示す。また、Zn-10%Al-3%Cu-0.1%Mg合金およびZn-10%Al-3%Cu-0.5%Mg合金については、型ばらし直後のもの（as cast）について実施した。そのときの顕微鏡写真を、図２に示す。
【００１８】
as castでは、図１（ａ）に示すように、Zn-10%Al-1%Cu合金は、Ａｌから成る初晶a相(fcc相；図中の黒色の部分)の周りを、ＡｌとＺｎの共晶(fcc+hcp；図中の灰色および白色の部分)が囲むような組織となっている。これに対し、図１（ｃ）および図２（ｂ）に示すように、Zn-10%Al-1%Cu-0.3%Mg合金およびZn-10%Al-3%Cu-0.5%Mg合金は、初晶a相の周りを、η部(Zn-rich,hcp；図中の灰色の部分)が取りかこみ、更にその間をＭｇ含有共晶(fcc+hcp+Mg2Zn11；図中の細長い線状の黒色の部分)が埋めるような組織となっている。また、初晶a相部は、共析反応(a+hcp)により、図１（ａ）と比べて微細な組織となっている。また、図２（ａ）に示すように、Zn-10%Al-3%Cu-0.1%Mg合金は、Ｍｇ含有共晶が若干認められ、図１（ａ）と図１（ｃ）および図２（ｂ）との中間の組織となっている。このように、Ｍｇを添加することにより、凝固組織を変化させることができる。
【００１９】
100℃で１週間の時効処理を行った場合、図１（ｂ）に示すように、Zn-10%Al-1%Cu合金では、図１（ａ）と比べて、初晶部、共晶部ともに組織が大きく変化しているのが確認された。これに対し、図１（ｄ）に示すように、Zn-10%Al-1%Cu-0.3%Mg合金では、図１（ｃ）と比べて、初晶部の組織は変化しているが、η部は変化していないことが確認された。η部が変化しないのは、Ｍｇを含有しているためであると考えられる。また、Ｍｇ含有共晶部の組織が、球状化しつつあることも確認された。
【００２０】
［引張試験］
Zn-10%Al-3%Cu-x%Mg合金（x:0.05〜1.5）について、引張試験を行った。引張試験は、各合金の型ばらし直後（数時間以内）のもの（as cast）、室温で１週間程度の時効処理を行ったもの、100℃で１週間の時効処理を行ったものについて実施した。引張試験速度は、１mm/minとした。引張試験により得られた破断強度（最大応力）および破断伸び（伸び率）のＭｇ濃度依存性を、それぞれ図３および図４に示す。
【００２１】
図３に示すように、as castでは、Zn-10%Al-3%Cu合金へのＭｇ添加にともない、一時的に破断強度が減少するが、その後増加し、0.3%Mg以上でほぼ一定の破断強度を示している。室温で１週間の時効処理では、as castと同様に、Ｍｇ添加にともない、一時的に破断強度は減少し、その後増加するが、0.5%Mg以上で再び減少し、0.7%Mg以上でほぼ一定となっている。100℃で１週間の時効処理でも、室温で１週間の時効処理とほぼ同様の傾向を示している。
【００２２】
図４に示すように、破断伸びも、破断強度とほぼ同様の傾向を示す。伸び率は、室温での時効処理では、as castとほとんど変わらないが、100℃の時効処理で増加する傾向が認められる。これは、図１（ｄ）に示すように、100℃の時効処理を行ったとき、Ｍｇ含有共晶部が球状化することにより、延性が向上したものと考えられる。なお、Ｍｇを0.7wt%以上添加したとき、伸び率が低下する傾向が認められる。これは、Ｍｇ含有共晶がネットワーク状につながるためであると考えられる。
【００２３】
図３および図４に示すように、Ｚｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金にＭｇを０．２５〜１．５ｗｔ％添加することにより、優れた強度や伸び率が得られることがわかる。例えば、破断強度として、３２０ＭＰａ以上を得ることができる。また、時効処理により、強度や延性の向上が認められることから、時効による劣化を防ぐこともできる。特に、Ｍｇを０．２５〜０．６ｗｔ％添加したとき、特に強度が高くなり、延びとのバランスがよい。また、時効処理による、強度および延性を向上させる効果も高い。
【００２４】
次に、Zn-10%Al-3%Cu-0.5%Mg合金の、型ばらし直後（数時間以内）のもの（as cast）、室温で１週間程度（この場合は９日間）の時効処理を行ったもの、100℃で１週間の時効処理を行ったもの、200℃で３時間の熱処理を行ったもの、300℃で３時間の熱処理を行ったものについて、引張試験を行った。引張試験により得られた破断強度（最大応力）の熱処理温度依存性を、図５に示す。
【００２５】
図５に示すように、200℃や300℃で熱処理を行っても、３２０ＭＰａ以上の破断強度が得られており、破断強度の大きな減少は認められない。また、図４に示す100℃で１週間の時効処理を行った場合と同様に、200℃や300℃で熱処理を行うと、室温での時効処理と比べて、伸びが増加する傾向があり、靭性や延性を改善することができる。これは、熱処理によりＭｇ含有共晶部が球状化することで、延性が向上するためであると考えられる。このように、100℃以上の熱処理（時効処理）で強度や延性の向上が認められることから、時効による劣化を防ぐことができる。
【００２６】
［ビッカース硬さ試験］
Zn-10%Al-3%Cu-x%Mg合金（x:0.05〜1.5）について、ビッカース硬さの測定を行った。ビッカース硬さ試験は、各合金の型ばらし直後（数時間以内）のもの（as cast）について実施した。ビッカース硬さのＭｇ濃度依存性を、図６に示す。図６に示すように、ビッカース硬さは、0.5%Mgまでは殆ど変化がなく、その後上昇して0.7%Mgでピークを示し、一旦減少した後、単調に増加している。これは、Ｍｇの添加により、硬いＭｇ２Ｚｎ１１相が析出するためであると考えられる。なお、得られた合金を金型材料として利用する場合、型を調整するために切削加工などを行う必要があるため、硬すぎない方がよいと考えられる。
【００２７】
［摩耗試験］
Zn-10%Al-3%Cu-x%Mg合金（x:0.05〜1.5）について、摩耗試験を行った。摩耗試験としてはピンオンディスク型摩擦摩耗試験を行い、試験条件を、荷重9.8N、半径7mm、ピン材質S45C、回転速度150rpmとし、５時間の摩擦後、重量変化（摩耗量）を測定した。摩耗量のＭｇ濃度依存性を、図７に示す。図７に示すように、Ｍｇ濃度の増加とともに、摩耗量が減少する傾向が認められる。これは、図６に示すように、Ｍｇ濃度の増加とともに合金の硬さが上昇するためであると考えられる。
【００２８】
以上の試験結果から、本発明の実施の形態の金型用亜鉛合金は、金型の材料として、強度や延び、硬さ、耐摩耗性のバランスがよい。特に、Ｍｇを０．２５〜０．６ｗｔ％含む場合には、それらのバランスに優れており、硬すぎないため、切削加工などにより比較的容易に型を調整することができ、金型材料として最適である。また、鋳造後に時効処理を行うことにより、特に高い強度や伸び率、靭性を有する、よりバランスの優れた金型材料とすることができる。
【００２９】
本発明の実施の形態の金型用亜鉛合金は、ベリリウムなどの有害元素を含まないため、安全である。また、ランタノイドやイットリウムといった稀少元素を含まないため、安価である。このように、本発明の実施の形態の金型用亜鉛合金は、安全かつ安価であり、強度や延び、硬さ、耐摩耗性等の優れたバランスを有しているため、これらの特性を利用することにより、金型の材料としてだけでなく、耐震補強用の超塑性合金や金属飾り、銅合金の代替品などの他の用途にも利用することができる。
【図３】
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【図４】
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【図６】
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【図７】
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【図１】
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【図２】
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【図５】
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