(57)【要約】【課題】  従来のＮｉ基合金やＣｏ基合金の熱間鍛造金型用肉盛材料と比較して同等かより優れる高温耐摩耗性を有する新規な肉盛材料の提供。【解決手段】  溶製法により製造し、鍛造用金型表面に溶接された肉盛溶接材料であって、材料全体を１００％とした場合において、Ｃｒを質量％で２８．０％以下含有するＦｅ−Ｃｒ合金よりなるマトリックス相中に、４A族元素、５A族元素、６A族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物を体積率で３〜３０％分散した溶接材料であり、分散させた上記ホウ化物又は／及びその複合化物のうち体積率で６０％以上がＴｉＢ２であることを特徴とする高温耐摩耗性に優れた熱間鍛造金型用肉盛溶接材料。【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶製法により製造し、鍛造用金型表面に溶接された肉盛溶接材料であって、材料全体を１００％とした場合において、Ｃｒを質量％で２８．０％以下含有するＦｅ−Ｃｒ合金よりなるマトリックス相中に、４A族元素、５A族元素、６A族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物を体積率で３〜３０％分散した溶接材料であり、分散させた上記ホウ化物又は／及びその複合化物のうち体積率で６０％以上がＴｉＢ２であることを特徴とする高温耐摩耗性に優れた熱間鍛造金型用肉盛溶接材料。
【請求項２】
Ｆｅ−Ｃｒ合金よりなるマトリックス相中に、材料全体を１００％とした場合において、質量％で３．５％以下のＣｕを含有することを特徴とする請求項１記載の高温耐摩耗性に優れた熱間鍛造金型用肉盛溶接材料。
【請求項３】
材料全体を１００％とした場合における上記マトリックス相のみに含まれる各元素の含有率が、質量％で、Ｃ：０．５０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｓ：０．１００％以下、Ｃｒ：２８．０％以下、Ｍｏ：４．０％以下、Ｃｕ：３．５％以下、V：１．０％以下であり、残部Ｆｅ、Ｔｉ及び不可避不純物元素からなることを特徴とする請求項１、２のいずれか１項に記載の高温耐摩耗性に優れた熱間鍛造金型用肉盛溶接材料。
【請求項４】
材料全体を１００％とした場合において、マトリックス相中に含まれるＣｒ含有率が、質量%で８．０〜２８．０％であって、マトリックス相が室温から鍛造温度域の範囲においてフェライト単相であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高温耐摩耗性に優れた熱間鍛造金型用肉盛溶接材料。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか１項に記載の肉盛溶接材料が、金型表面に肉盛溶接されていることを特徴とする熱間鍛造用金型
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、過酷な条件で使用される熱間鍛造用金型の寿命を大幅に向上することのできる溶接材料及びそれを用いた熱間鍛造用金型に関するものであり、具体的には工具鋼からなる金型表面に肉盛溶接することによって、表面に靭性、耐ヒートチェック性および高温耐摩耗性の優れた肉盛溶接層を設けることにより、寿命の改善を可能とする金型の肉盛溶接材料及びその溶接材料を用いた熱間鍛造用金型に関する。
【背景技術】
【０００２】
熱間鍛造は、１０００〜１３００℃程度に加熱された被加工材を鍛造型に設置して機械力または油圧力の加圧手段によって成形する技術であり、高温に加熱することにより冷間で加工する場合に比べ変形抵抗が低下し、比較的大きな部品であっても高い生産性での部品製造が可能となることから、クランクシャフト、コンロッド等のエンジン部品等多くの機能部品に採用されている。
【０００３】
しかし、熱間鍛造は高温に加熱された被加工材に繰返し加工を加え、一つの金型を使って多数の部品を連続的に製造することを特徴としていること、被加工材は高温に加熱されているため、冷間に比べ変形抵抗は低下しているものの、かなりの高荷重が高温状態にて負荷されること等から、鍛造型には過酷な機械的応力と熱的応力を受け、寿命が比較的短いという問題がある。従って、鍛造型の寿命を改善するためには、以下の特性が特に優れていることが要求される。
【０００４】
(1)繰返し高温の被加工材と接触することに伴う熱負荷に耐えられる耐ヒートチェック性
(2)繰返し衝撃荷重を受けることに耐えられる耐衝撃性(靭性)
(3)繰返し高温で高面圧の負荷がされる条件下での高温耐摩耗性
【０００５】
このような熱間加工時の型に使用される工具鋼としては、ＪＩＳでＳＫＤ６１、ＳＫＴ４などが規格化されており、現在も使用されている。しかしながら、熱間鍛造のような過酷な条件の元で使用した場合、期待する寿命を得られない場合が多いことから、前記した型の表面に母材型材料に比較して高温耐摩耗性、耐ヒートチェック性等耐熱性に優れた材料を、特に摩耗量が多いと予想される箇所について肉盛溶接することにより、型寿命を向上するという方法が一般的に行われている。この肉盛溶接用材料としては、Ｎｉ基の合金やＣｏ基の合金が多く用いられている。また、最近では、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ等の元素を適量添加することによって前記性能を改善した鉄合金も使用されている(特許文献１、非特許文献１参照)。
【０００６】
【特許文献１】特開平１１−７７３７５号公報
【非特許文献１】鍛造技報  第７１号  第１０〜１７頁
【０００７】
特許文献１に記載の発明は、従来肉盛用溶接材料として用いられてきたＣｏ基合金で問題となっていた肉盛性を改善することを目的に開発されたＣｏ基合金について記載されている。また、この特許の出願時に既に用いられていたＣｏ基合金についても記載されている。
【０００８】
また、非特許文献１は、ドイツにおいて熱間用金型材に使用されている肉盛溶接材料について記載されたものであり、Ｎｉ基合金やＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ等を適量添加した鉄合金を適用した例が記載されている。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかし、現在まで使用されている前記肉盛溶接材料には以下の問題がある。
前記した通り、熱間鍛造時には、型の寿命向上と型コストの低減を図るため、型表面の摩耗が大きくなると予想される箇所に肉盛溶接を行うことによる型寿命改善の試みが行われてきた。しかし、最高で１３００℃程度まで加熱された被加工材と高い面圧が負荷された状態で繰返し連続して接触することとなるため、その使用環境は極めて厳しいものとなる。その結果、従来から最も高温耐摩耗性が優れていると言われているＮｉ基やＣｏ基の肉盛材料を用いた場合であっても、その寿命の限界は摩耗量が限界値を超えることにより生じており、摩耗量が限界値に達する度に、型を交換し再度肉盛溶接する等の作業が必要となる。
【００１０】
また、前記したＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ等を適量添加したＦｅ合金からなる肉盛材料においては、Ｎｉ基、Ｃｏ基の肉盛材料と比較して安価であるという利点はあるものの、高温耐摩耗性の点では、Ｎｉ基、Ｃｏ基の肉盛材料に比べて劣るため、型寿命が短くなり、Ｃｏ基、Ｎｉ基の溶接材料を用いた場合に比較して、型交換、型の補修回数が増加してしまうという問題がある。
【００１１】
このような、型交換、型の補修は、新たな型の補修コストが必要になるという問題だけでなく、型交換時には生産を一時中止しなければならないことから、鍛造品の生産性を大きく低下させるものとなるため、その改善が強く要望されていた。また、Ｎｉ基合金、Ｃｏ基合金は非常に高価であるため、これらの肉盛材料に比べさらに寿命を向上させることにより、鍛造品製造に必要な型コストを低減できる新しい肉盛材料の開発が強く望まれていた。
【００１２】
本発明は、これらの課題を解決するために検討された結果見出されたものであり、従来最も耐摩耗性が優れていると言われていたＣｏ基、Ｎｉ基の肉盛材料と比較してさらに優れた高温耐摩耗性を有し、金型の寿命を改善して、型交換、型の補修回数の低減を可能とすることにより、鍛造品のトータル製造コストの低減を可能とする新規な肉盛溶接材料を提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明の請求項１に記載の発明は、溶製法により製造し、鍛造用金型表面に溶接された肉盛溶接材料であって、材料全体を１００％とした場合において、Ｃｒを質量％で２８．０％以下含有するＦｅ−Ｃｒ合金よりなるマトリックス相中に、４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物又は／及びその複合化物(以下、ホウ化物、その複合化物の両方を含めて「ホウ化物」と記載する。)を体積率で３〜３０％分散した溶接材料であり、分散させた上記ホウ化物のうち体積率で６０％以上がＴｉＢ２であることを特徴とする高温耐摩耗性に優れた熱間鍛造金型用肉盛溶接材料である。
【００１４】
本発明のポイントは、Ｆｅ−Ｃｒ合金からなるマトリックス相中に４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素及びＦｅを含むグループから選択される１種以上の元素を含むホウ化物を体積率で３〜３０％分散したことにあり、分散させたホウ化物のうち６０％以上をＴｉＢ２とした点にある。
【００１５】
以下、本発明の完成に到ったポイントについて説明する。
Ｃｒは、耐熱性を改善する元素として良く知られており、その添加によって高温での変形抵抗を改善する効果を有する元素である。また、Ｃｒは、後述するようにホウ化物生成元素でもある。そこで本発明では、Ｃｒを含有するＦｅ−Ｃｒ合金を採用することとした。これにより、耐熱性の優れたマトリックス相とすることが可能になるとともに、一部のＣｒがホウ化物を形成した場合でも耐摩耗性向上に寄与することが期待できる。
【００１６】
そして、最も大きなポイントは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ等の４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素のホウ化物をＦｅ−Ｃｒ合金からなるマトリックス相中に分散させたことである。これらのホウ化物は、硬度がＨＶ２０００〜３０００程度とＦｅ合金からなるマトリックス相に比較して極めて硬く、かつ融点も２０００℃以上と極めて高いため、熱間鍛造用の型として使用した際に予想される型表面の最高温度である７００℃程度では、ほとんど硬度低下せず高い硬さを維持できるため、マトリックス中に適当量分散させることによって、高温耐摩耗性を大きく改善することができることを見出したものである。なお、分散させるホウ化物の中にＦｅを含めたのは、当然の如くマトリックス相がＦｅ基の合金であるため、若干量のＦｅホウ化物の生成が防止できない場合があるからである。
【００１７】
また、前記したホウ化物の中でも本発明では、ＴｉＢ２を６０％以上の量となるよう分散させることを特徴としている。これは、前記ホウ化物の中でもＴｉＢ２は硬度が約ＨＶ３０００と最も高いという特徴を有していること、融点も３０００℃を超える極めて高温であるという特徴を有しているため、他の４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素のホウ化物と比較して耐摩耗性向上効果が優れていることを考慮してこのような選択をしたものである。
【００１８】
以上説明したように、本発明の溶接材料は、Ｔｉホウ化物を主とするホウ化物を分散させたことにより、高温耐摩耗性を改善したことを特徴とするものであるが、熱間鍛造用金型の肉盛材料として、優れた材料であるためには、前記した通り高温耐摩耗性のみが優れているだけでは不十分であり、繰返し連続して衝撃的な荷重が負荷されても割れが生じることのない優れた耐衝撃性と、繰返し高温の被加工材に接触し、温度変化の極めて大きい環境で使用されても割れの生じることのない耐ヒートチェック性の両方が優れていることも必要不可欠となる。本発明者等は、鋭意検討を行った結果、全ての特性を満足できるマトリックス相の成分及びホウ化物の分散条件(ホウ化物の種類、割合、体積率等)を見出し、本発明を完成させたものである。
【００１９】
なお、本発明を実際に適用する際には、まず請求の範囲に記載の通り、Ｆｅ−Ｃｒ合金をマトリックス相とし、ＴｉＢ２を主体とするホウ化物が分散された鋼を、電気炉を用いて溶解し、これを圧延や鍛伸等の加工を行って、線状又は棒状(溶接棒)からなる溶接材料を製造する必要がある。  以下、溶製法によって本発明の溶接材料を製造する方法について説明する。
【００２０】
Ｔｉは良く知られているように酸素と結合しやすい特徴を有している。本発明の溶接材料を製造するには、Ｔｉが多量に添加された溶湯を得る必要があるため、大気中で大気との接触を防ぐための対策を行うことなく普通に溶解すると、Ｔｉの酸化物が多量に生成することになる。この酸化物は、鋼に比較して融点が高いため、表面に固体のＴｉ酸化膜が生成し、溶解後の作業に支障が生じる場合がある。また、Ｔｉ酸化物が多量に生成するということは、本来ホウ化物として分散させることを目的として添加したＴｉが、目的通りの役目を有しないこととなり、耐摩耗性向上効果が低下することとなる。そこで、本発明の溶接合金を製造するための溶解作業においては、真空誘導溶解炉を用いて２５０Ｐａ以下程度に減圧した空間内で行うことが望ましい。
【００２１】
また、本発明の溶接合金の溶解作業においては、まず、マトリックス相となる鋼の原料とホウ化物の原料であるＢを多く含む合金を添加して溶解し、その後にホウ化物として分散させる４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素を多く含む合金を添加すると良い。これは、最初にマトリックスとなる鋼を製造した方が品質の安定した溶接合金を製造できるからである。また、Ｔｉは、前記した通り酸化物を生成しやすいことから、添加から出湯までの時間を短縮化した方が、酸化物の生成を抑制することができるからである。なお、Ｂを多く含む合金としては、フェロボロンを使用することができ、４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素の原料としては、金属モリブデン等の純金属、分散させたい元素を多く含む合金鉄等を使用することができる。また、本発明では分散させるホウ化物の主体をＴｉＢ２としているので、スポンジチタン、チタンスクラップ等を使用することができる。
【００２２】
以上説明したように溶解して溶接材料の母合金が製造できたら、これを鋳型内に鋳造し、圧延して適当な寸法に加工することによって、線状又は棒状(溶接棒)からなる溶接材料を製造することができる。
【００２３】
線状又は棒状からなる溶接棒が製造できたら、これをＳＫＤ６１やＳＫＴ４等の工具鋼で製造した型表面の適当な位置に肉盛溶接する。すると、肉盛溶接された溶接材料中には、硬度が非常に高く、高温でも軟化することのないＴｉＢ２を主とするホウ化物が多量に分散している(溶接し、再凝固した際も、本発明で指定した成分範囲内の原料を用いていれば、凝固時に自動的にＴｉＢ２を主とするホウ化物が分散した状態を得ることができる。)ため、母型材料であるＳＫＤ６１やＳＫＴ４に比べ著しく耐摩耗性に優れた肉盛表面層を形成させることができる。その結果、連続的に高温で厳しい加工を継続して行っても摩耗が極めて小さく抑えられるため、型寿命を大幅に改善することができる。なお、溶接は、ＴＩＧ溶接、アーク溶接等により行うことができる。但し、溶接時には、大気との接触を防止できる条件で行って、Ｔｉ酸化物の生成を防止できるようにすることが望ましい。
【００２４】
また、上記方法のほかに前記のように溶解した溶湯を用い各種アトマイズ法(水、ガス、真空溶解ガス、遠心力等)によって粉末を生成し、粉体プラズマ溶接法によって肉盛溶接した場合であっても同様に優れた効果を得ることができる。
【００２５】
なお、肉盛溶接は、実際の鍛造において特に型への負担が大きく、摩耗が大きくなる部位に限定して行っても良いし、母型は比較的安価な材料を用い、型表面のうち、鍛造時に被加工材と接触する部位全面を肉盛溶接し、全面について耐摩耗性の向上を図るようにしても良い。
【００２６】
また、肉盛溶接の際は、肉盛溶接する母型を３００〜５００℃程度に予熱後、後熱するまでの間２００℃以下に低下しない条件下で溶接し、溶接後も４００〜５００℃程度で後熱後徐冷することが、溶接後の欠陥生成防止のために重要である。
【００２７】
次に請求項１の肉盛溶接材料の各条件を限定した理由について説明する。
Ｃｒ：２８．０％以下
本発明は、高温環境で使用されるため、耐熱性に優れている必要があり、Ｃｒは前記した通り本発明にとって不可欠となる耐熱性を改善するために必要となる元素である。従って、本発明では基本マトリックス相をＦｅ−Ｃｒ合金とすることにより、必要な耐熱性を確保することとした。なお、下限を限定していないのは、実際に要求される耐熱性のレベルが鍛造される部品によって異なるため、要求される耐熱性に合わせて添加量を調整できるようにするためである。但し、１２００℃以上の高温に加熱され、高い耐熱性が要求される場合には、最低でも８．０％以上含有させることが望ましい。しかしながら、添加量が多くなると熱間加工性が低下するので、上限を２８．０％とした。
【００２８】
特にＣｒを多量に添加すると、他成分の含有率によっても影響されるが、室温から１０００℃以上の高温までフェライト単相の組織を維持可能となり、熱間鍛造型の表面に肉盛溶接後、実際の鍛造を行うことによって高温環境に晒された場合であっても、型として使用中に溶接材料が相変態することがないため、変態歪により生じる変態応力の発生を心配する必要がなく、格段に耐ヒートチェック性が向上するという大きな利点を有する(請求項４)。なお、高温までフェライト単相の組織を得るには、前記した通りＣｒ量は少なくとも８．０％以上添加し、かつ分散させているＴｉ等のホウ化物を除くマトリックス相部分のみにおけるＣｒ含有率が、少なくとも１０．０％以上となるように添加することが望ましい。従って、Ｔｉホウ化物の分散量が少ない場合には、溶接材料全体に対するマトリックス相の部分の比率が高くなるため、確実にフェライト単相の組織を得るためには、その分Ｃｒの添加量を多くする必要がある。
【００２９】
なお、請求の範囲に「材料全体を１００％とした場合において」と記載したのは、２８．０％以下という数字が、マトリックス相のみの含有率で規定しているのではなく、マトリックス相中に分散させているホウ化物も含めて指定した数字であることを明確にしたものであり、後述の他の成分も全く同様である。
【００３０】
生成させるホウ化物をＦｅ以外では４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素に限定(Ｆｅを含めたのは、前記した通り)したのは、前記した通りこれらの元素のホウ化物が、極めて高い硬度を有し、かつ融点も高いため、熱間鍛造で上昇する温度レベルでは、ほとんど軟化することがなく、耐摩耗性向上に大きな効果を得ることができるからである。本発明は、その中でもＴｉＢ２を分散させるホウ化物の主体とし、これを分散させるホウ化物の６０％以上としている。これは、前記した通り、ＴｉＢ２が他のホウ化物に比較して硬度、融点共に高いため、Ｔｉ以外の４Ａ族元素、５Ａ族元素、６Ａ族元素のホウ化物を分散させる場合に比較して高温での耐摩耗性向上効果が高いという理由によるものである。
【００３１】
ここで、分散させるホウ化物の体積率を３〜３０％としたのは、３％未満では、耐摩耗性向上効果が十分に得られず、本発明の目的を達成することが難しくなるためであり、３０％を超えると溶製によって均一にＴｉＢ２が分散した溶接棒の製造が難しくなるとともに、耐摩耗性については非常に優れた特性が得られるが、被削性、靭性が低下し、肉盛溶接後の表面形状の修正加工が困難になるだけでなく、鍛造中に割れが発生しやすくなり、寿命向上効果が小さくなるためである。
【００３２】
また、本発明では、マトリックス相にＣの添加を必須としていない。これは、本発明で主のホウ化物として使用するＴｉがＣと非常に結合しやすい元素であるため、Ｃが存在すると、本来ＴｉＢ２として分散させるために添加したＴｉの一部が目的と異なりＴｉＣとなって存在し、Ｔｉ添加による耐摩耗性向上効果を阻害してしまうためである。従って、ＴｉＢ２の分散による高温耐摩耗性向上効果を優先しようとすると、通常の鋼で行うことが可能なＣの固溶強化による強度向上を図ることができない。そこで、そのような場合の強度不足を補う必要がある場合には、質量％で３．５％以下のＣｕを添加し、析出強化によってマトリックスを強化する(請求項２)。下限を特に指定していないのは、使用環境やマトリックス中のＣ含有率によって必要なＣｕ量が変化するため、できるだけ自由に変更可能とするためであり、上限を３．５％としたのは、多量に添加すると熱間加工性が低下するとともに、圧延材に表面疵が発生しやすくなり、製造が難しくなるためである。
【００３３】
なお、Ｃｕの析出強化による強度向上効果を十分に得るためには、熱処理が必要となるが、前記したように溶接欠陥を防止するためには肉盛溶接後に４００〜５００℃程度で後熱を行う必要があるため、それによってＣｕの析出硬化処理を兼ねることができる。
【００３４】
また、マトリックス相として使用するＦｅ−Ｃｒ合金は、より具体的には、材料全体を１００％とした場合における上記マトリックス相のみに含まれる各元素の含有率が、質量％で、Ｃ：０．５０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｓ：０．１００％以下、Ｃｒ：２８．０％以下、Ｍｏ：４．０％以下、Ｃｕ：３．５％以下、Ｖ：１．０％以下であり、残部Ｆｅ、Ｔｉ及び不可避不純物元素からなる鋼とすることができる(請求項３)。
【００３５】
このうち、Ｃｒ、Ｃｕについては、既に説明したので、他の元素について以下にその範囲の限定理由について説明する。
Ｃ：０．５０％以下
Ｃは、前記した通り、Ｔｉと非常に結合しやすいため、その一部がＴｉＣとなって鋼中に存在し、本来ホウ化物としてマトリックス相中に分散させるために添加したＴｉの一部がホウ化物として分散できないことになる。従って、Ｔｉをホウ化物としてより有効に分散させたい場合には、Ｃはできるだけ低く抑えるのが良く、０．１５％以下程度とするのが望ましい。
【００３６】
しかしながら、ＣはＮと同様に侵入型元素として鋼中に固溶して素地の強化に有効な元素であり、前記デメリットを考慮しても、少量のＣを添加して固溶強化を図った方が良い場合がある。また、ＴｉＣが存在すると、ＴｉＢ２が細長く六角柱状に成長するのを抑制し、かつＴｉＢ２、ＴｉＣのそれぞれが同位置に互いに微細に分散したＴｉ炭ホウ化物(ＥＰＭＡで同じ位置からＴｉ、Ｂ、Ｃの３元素全てが検出される。)を形成し、このＴｉ炭ホウ化物が生成した効果によって被削性が改善される。特に、ホウ化物を分散させた本発明の溶接材料は、ホウ化物の分散量を多くするほど耐摩耗性が改善される一方で、機械加工性については低下する傾向がある。そこで、ホウ化物の分散量を多くする場合には、Ｃは意図的に添加してＴｉＢ２の微細分散を図り、機械加工性を改善しておく必要がある。
【００３７】
但し、Ｃの添加量を多くすると、ＴｉＣの量が増加し、狙いとするＴｉＢ２を分散させるために必要なＴｉ量が増加するとともに、耐ヒートチェック性、靭性、熱間加工性が低下するため、上限を０．５０％とした。
【００３８】
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、鋳造時の溶鋼の流動性を確保する効果を有する元素である。従って、その効果を得るためには、０．１％以上、望ましくは０．３％以上含有させることが望ましい。一方多量に含有させると、凝固に際してＴｉを主体とする４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素のホウ化物が粗大化しやすくなり、熱間加工性が低下して圧延による製造が難しくなるため、上限を１．０％とした。
【００３９】
Ｍｎ：２．０％以下
Ｍｎは固溶強化によってマトリックス相の強度向上に寄与する元素であり、必要に応じ適量添加することができる。しかしながら、Ｍｎは多量に添加するとマトリックス相がオーステナイトとなり鋼が非磁性となる。本発明では、Ｃｒの添加理由の箇所で説明した通り、Ｃｒを多量添加した場合においてフェライト単相とすることにより耐ヒートチェック性を改善するという効果を有しているが、Ｍｎを多量添加した場合、この目的達成が困難となるため、上限を２．０％とした。
【００４０】
Ｓ：０．１００％以下
Ｓは、被削性向上に効果のある元素であるが、添加量が多くなりすぎると、耐ヒートチェック性、熱間加工性が著しく低下するため、上限を０．１００％とした。
【００４１】
Ｍｏ：４．０％以下
Ｍｏは、マトリックスの固溶強化及び焼入性に効果があり、必要に応じ適量添加できる元素である。しかし、その必要となる量は、実際の使用環境によって変化するため、下限値は特に限定しない。但し、多量に含有させても得られる効果が飽和し、コスト高となるだけであるので、上限を４．０％とした。
【００４２】
Ｖ：１．０％以下
Ｖは、Ｔｉと同様にＣと結合しやすい元素であり、炭化物の析出に伴う析出硬化によって、強度を高める効果のある元素であり、Ｃｕと同様に強度を高めたい場合に添加できる元素である。しかし、多量に含有させても効果が飽和し、コスト高となるので、上限を１．０％とした。
【００４３】
その他Ｔｉは、前記した通り、マトリックス相にＣを含有する場合には、ＴｉＣとして存在するＴｉとＴｉＢ２として存在するＴｉが存在することになる。この場合両者を別々に分析することは困難であるという点と、ＴｉＣとして存在するＴｉを考慮して、Ｔｉについては範囲を規定せず、Ｔｉが存在しているということのみを明確にするため、「残部Ｆｅ、Ｔｉ及び不可避不純物元素からなる」と記載したものである。また、Ａｌは、脱酸のために必要な元素であるので、そのために少量を含む場合も本発明に記載の不可避不純物に含まれるものとする。
【００４４】
次に請求項５の発明は、請求項１〜４のいずれか１項に記載の肉盛溶接材料を、金型表面に肉盛溶接したことを特徴とする熱間鍛造用金型である。
既に詳細に説明したように、本発明の溶接材料は、Ｆｅ−Ｃｒ合金からなるマトリックス相中に、硬度、融点が共に非常に高いという特徴を有するＴｉＢ２を主体とするホウ化物を体積率で３〜３０％分散させている。このホウ化物は、極めて高硬度であるため、高温で厳しい加工を行う金型として用いた場合においても、摩耗量を極めて小さいレベルに抑えることができ、寿命の優れた熱間鍛造用金型の提供が可能になる。
【実施例】
【００４５】
次に、本発明により得られる効果を実施例により明らかにする。表１に実施例として用いた供試材の化学成分を示す。このうち、No.１〜７は、本発明で規定した成分範囲及びホウ化物の条件を満足するものであり、No.８〜１４は、一部の条件が本発明の条件を満足しない比較例である。また、No.１５、１６は、従来から肉盛用として用いられていたＮｉ基合金及びステライト系Ｃｏ基合金であり、No.１７は、従来型材であるＳＫＤ６１である。
【００４６】
【表１】
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【００４７】
以上の溶接合金のうち、ホウ化物を分散させたことを特徴とする溶接材料であるNo.  １〜１４については、溶解した合金が大気と接触して酸化物が生成することを防止するため、真空誘導溶解炉を用いて約２００Ｐａに減圧された閉空間内で溶解作業を行った。そして、最初にマトリックスとなる鋼の原料とＢを多くフェロボロンを添加して溶製し、最後に分散させる４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素を多く含む合金原料(ＴｉＢ２の原料としてはスポンジチタン、他の元素のホウ化物を分散させる場合は、その元素を含む純金属)を添加して、狙いとする量のホウ化物を分散させたものである。
【００４８】
以上のようにして溶製後、鋳型に注湯し、製造された鋼塊を鍛伸して棒状の溶接棒を製造し、後述の実験を行った。また、No.２と４の合金については、前記のように減圧下で溶解した溶湯を用い、ガスアトマイズ法により粉末を製造し、粉体プラズマ溶接を行うことによって、同様に評価実験を行った。
【００４９】
また、Ｎｉ基合金、Ｃｏ基合金については、市販の肉盛溶接用の溶接棒を購入することによって、同様の実験を行った。
【００５０】
そしてこれらの溶接棒を使用して、No.１７合金(ＳＫＤ６１)の板厚４０ｍｍの鉄板上に深さ２５ｍｍ、幅２５ｍｍの溝加工したものを準備し、その溝部分に前記した合金をＴＩＧ溶接(粉末については粉体プラズマ溶接)によって肉盛溶接し、その肉盛合金の部分を利用して後述の試験を行った。なお、肉盛溶接の際には、溶接欠陥が生じないようにするため、溶接前に４００℃×２ｈｒの予熱を行い溶接前後で２５０℃以下にならないよう保持し、その後５００℃×５ｈｒの後熱処理を行った後、徐冷した。この処理により、マトリックス相にＣｕが添加されているものは、析出硬化により強度を改善できる。
【００５１】
また、従来型材であるNo.１７合金は、熱処理済の鉄板(１０３０℃×３０分焼入れ、５８０℃×９０分焼もどし)から切り出して、試験片を作製した。但し、熱間加工性については、溶着金属の熱間加工性ではなく、鋼塊からの圧延時における熱間加工性が問題となるので、溶解した鋼塊の一部を切り出した鍛伸材により評価した。
【００５２】
試験は、耐摩耗性、耐衝撃性(靭性)、耐ヒートチェック性のそれぞれについて行った。また、ホウ化物を分散させたNo.１〜１４合金については、既に説明した通り、化学成分、ホウ化物の分散状態によっては熱間加工性が問題となる場合があるので、その評価についても行った。以下、それぞれの試験方法について説明する。
【００５３】
耐摩耗性は、前記した供試材から図１に示す形状の試験片を準備し、この試験片を固定した状態で、ＳＣＭ４１５(圧延まま材)で作製した外径φ２０、内径φ１０の円筒型試験片を前記固定試験片に３０ＭＰａの圧力を負荷した状態で、所定の回転数(全すべり距離２８８ｍ)分だけ回転させ、回転終了後に前記固定試験片の回転試験片との間の接触部分の摩耗量を断面積で換算した。この試験を回転試験片の周囲に配置した高周波コイルで回転試験片を７００℃に加熱した状態で実施することにより、高温耐摩耗性を評価した。ここで、試験は回転試験片を加熱して行ったが、本発明の肉盛溶接材料からなる固定試験片の表面についてもクロメル−アルメル熱電対にて温度を確認したところ、摩擦表面及びその近傍では、ほぼ同じ温度まで上昇していることが確認された。このような条件で測定した摩耗量を表２に示す。なお、表２に示した値は、従来型材であるNo.１７合金(ＳＫＤ６１)の摩耗量を１００とした場合の比で示したものである。
【００５４】
次に耐ヒートチェック性の試験は、前記したＳＫＤ６１に肉盛した部分から直径１０ｍｍ、中央の加熱部分のみ直径６ｍｍの寸法からなる試験片を準備し、８００℃まで４秒間で加熱後４秒間水冷という８秒間の加熱冷却を１サイクルとした試験を３０００、４０００、５０００サイクルまで行うことにより評価し、試験終了まで直径６ｍｍの部分が破断しなかった場合を○、そうでない場合を×として、表２に示した。また、最後まで破断しなかった試験片については、試験終了後に割れの進展状況を調べ、割れの進展が径の１／４以下であるものについては、◎で表２に表示した。
【００５５】
高温靭性についてはＪＩＳのＵノッチ試験片(深さ２ｍｍ)を用いて、７００℃の温度で実施して評価した。
【００５６】
熱間加工性については、既に説明したように、鍛伸材を準備し、それから平行部寸法がφ８×５０ｍｍの試験片を作製し、１１００℃まで１００秒で昇温し、６０秒間温度保持した後に５０ｍｍ／秒の速度で引っ張って破断させ、破断部の絞り率を測定することにより評価した。そして、絞り率が８５％以上の場合を◎、７５〜８５％未満のものを○、７０〜７５％未満のものを△、７０％未満のものを×とし、表２に示した。
【００５７】
また、ＴｉＢ２を分散させた供試材であるNo.１〜１４については、前記した肉盛溶接した箇所の一部を切り出して試験片とし、それを１２００℃に加熱後急冷(水冷)して、急冷後の組織を調べることにより、高温加熱時においてもフェライト単相組織が得られていたかどうかを調べ、その結果を前記表１に示した。
【００５８】
【表２】
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【００５９】
表２から明らかなように、比較例であるNo.８〜１４の溶接材料は、一部の条件が本発明の条件を満足しないことにより、一部の要求特性が劣るものである。そして、No.８〜１０は、ホウ化物の分散に関する条件が、本発明の条件を満足せず、No.１１〜１４は、マトリックス相に含まれる成分の含有率が本発明の条件を満足しないものである。
【００６０】
具体的には、No.８は、分散させているホウ化物が少ないため、耐摩耗性向上効果が十分でないものであり、No.９は逆にホウ化物の分散量が多すぎるため、耐摩耗性は非常に優れているが、高温靭性、熱間加工性が低下したものであり、No.１０は、ＴｉＢ２の比率が５５％と低いため、ホウ化物が同等の体積率からなるＮｏ．４に比較して、耐摩耗性が低下したものである。また、No.１１は、Ｃ含有率が高いため、耐ヒートチェック性、高温靭性が低下するとともに、熱間加工性も劣るものであり、No.１２は、Ｓｉ量が多いため、熱間加工性が劣るものであり、No.１３は、Ｓ含有率が高いため、耐ヒートチェック性、高温靭性、熱間加工性が共に低下したものであり、No.１４はＣｕ量が多いため、熱間加工性が劣るものである。さらに、従来型材であるＳＫＤ６１は、耐摩耗性、耐ヒートチェック性が共に大幅に劣るものである。
【００６１】
これに対し、本発明の肉盛材料は、従来最も肉盛材料として適した材料であると言われていたＮｉ基、Ｃｏ基合金と比較して、耐ヒートチェック性については、Ｎｉ基合金に比べ優れた特性を示すことが確認され、高温耐摩耗性についてもＮｉ基合金との比較では、少量のホウ化物の分散のみで、同等の特性を確保することができ、さらに増量することによってＮｉ基合金の耐摩耗性を容易に上回る特性を示すことが確認でき、Ｃｏ基合金との比較では、１５％程度のホウ化物の分散によって、ほぼ同等の耐摩耗性を確保でき、２０％以上のホウ化物を分散させた場合には、Ｃｏ基合金を上回る耐摩耗性を確保可能であることが確認できた。
【００６２】
さらに、耐ヒートチェック性については、従来型材に比較して明らかに優れた性能を得ることが確認できた。特にＣｒの多量添加により、高温までマトリックス相がフェライト単相組織となるように成分設計され、かつ実験によってそれが確認されたNo.１、２、４、５、７については、５０００サイクルまで破断しないだけでなく、４０００サイクルまで耐ヒートチェック性試験後の亀裂の進展が非常に軽微なものに留まっており、４０００サイクルで大きな亀裂が生じて破断が生じた従来型材に比較して大幅に性能を向上できることを確認できた。
【００６３】
また、本発明は、従来型材に比較して、高温靭性については、一部の合金で若干劣る数値が確認されたが、極端な差異はなく、使用上問題のない範囲であると考えられる。
【００６４】
さらに、No.２、４は粉末を準備して粉体プラズマ溶接により肉盛を行った溶接材料について評価を行ったものであるが、表２に示すように、溶接棒を製造し、ＴＩＧ溶接した場合とほぼ同等の結果が得られることを確認できた。
【００６５】
最後に高温強度については、本実施例では、その結果について示していないが、耐摩耗性のように優れるわけではなく、従来の型材、肉盛材料と比較して一部に若干低いものもみられたが、金型としての使用に問題のない程度の強度は有していることが確認できた。特にＣｕを添加した溶接材料については、その析出硬化による強化によって、Ｃｕ未添加の溶接材料に比較して、高い強度を有していた。
【００６６】
以上の実験により、試験片での評価によって、Ｆｅ−Ｃｒ合金からなるマトリックス相中にＴｉＢ２を主体とするホウ化物を微細分散させることによって、Ｎｉ基、Ｃｏ基の肉盛溶接材料を用いた場合と比較して、ほぼ同等か、より優れた高温耐摩耗性を得られることが確認できたので、実際に鍛造部品の一つであるフランジヨークの金型に対し、前記表１のNo.２に相当する合金を肉盛溶接した金型を用いて、実鍛造部品を製造し、肉盛した金型の使用後における摩耗状況と割れの発生状況について調査した。その結果、前記実施例とほぼ同様の効果が得られることが確認できた。
【００６７】
以上説明したように、融点、硬度ともに、Ｆｅ合金よりはるかに高いという特徴を有する４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素のホウ化物(ＴｉＢ２が主体)をＦｅ−Ｃｒ合金からなるマトリックス相中に微細分散させることによって、Ｆｅ合金でありながら、Ｃｏ基合金よりも優れた高温耐摩耗性を得ることが可能になった。本発明は、この合金を肉盛材料として、熱間鍛造用金型に適用することを特徴とし、それにより金型の寿命を大幅に改善することが可能になるという顕著な効果を有しているので、産業上極めて有益なものである。
【図面の簡単な説明】
【００６８】
【図１】耐摩耗性の評価実験で使用した試験片の形状を説明する図である。
【図１】
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